KR20210092796A

KR20210092796A - 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20210092796A
Application number: KR1020217018696A
Authority: KR
Inventors: 다카후미 요코야마; 히로유키 가와타; 구니오 하야시; 유지 야마구치; 사토시 우치다
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2019-02-06
Filing date: 2020-02-06
Publication date: 2021-07-26
Also published as: EP3922744B1; WO2020162562A1; MX2021008840A; US11814708B2; JP6750771B1; JPWO2020162562A1; KR102518159B1; US20220064771A1; EP3922744A1; CN113195764A; EP3922744A4; CN113195764B

Abstract

모재 강판의 적어도 한쪽의 표면에 용융 아연 도금층을 갖고, 상기 모재 강판이, 소정의 조성을 갖고, 체적 분율로, 페라이트: 0％∼50％, 잔류 오스테나이트: 6％∼30％, 베이나이트: 5％ 이상, 템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상, 프레시 마르텐사이트: 0％∼10％ 및 펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％∼5％를 함유하고, 원 환산 직경 5.0㎛ 이상인 템퍼링 마르텐사이트의 개수 밀도가 20개/1000㎛² 이하이고, 또한 5％ 소성 변형 부여 후의 원 환산 직경 2.0㎛ 이상의 프레시 마르텐사이트의 면적률이 10％ 이하인 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법이 제공된다.

Description

용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 주로 자동차용 강판으로서 프레스 가공 등에 의해 다양한 형상으로 성형되는, 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

근년, 지구 온난화 대책에 수반하는 온실 가스 배출량 규제의 관점에서 자동차의 연비 향상이 요구되고 있고, 차체의 경량화와 충돌 안전성 확보를 위해 고강도 강판의 적용이 점점 확대되고 있다. 특히 최근에는, 인장 강도가 980㎫ 이상인 초고강도 강판의 요구가 높아지고 있다. 또한, 차체 중에서도 방청성이 요구되는 부위에는 표면에 용융 아연 도금을 실시한 고강도 용융 아연 도금 강판이 요구된다.

자동차용 부품에 제공하는 용융 아연 도금 강판에는, 강도뿐만 아니라 프레스 성형성이나 용접성 등, 부품 성형을 위해 필요한 각종 시공성이 요구된다. 구체적으로는, 프레스 성형성의 관점에서, 강판에는, 우수한 신장률(인장 시험에 있어서의 전체 신장률: El), 신장 플랜지성(구멍 확장률: λ)이 요구된다.

일반적으로, 강판의 고강도화에 수반하여, 프레스 성형성은 열화된다. 강의 고강도화와 프레스 성형성을 양립시키는 수단으로서, 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성을 이용한 TRIP 강판(TRansformation Induced Plasticity)이 알려져 있다.

특허문헌 1 내지 3에는, 조직 구성 분율을 소정의 범위로 제어하여, 신장률과 구멍 확장률을 개선한 고강도 TRIP 강판에 관한 기술이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 4에는, 소정의 화학 조성을 갖고, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 페라이트를 체적 분율로 15％ 이하, 평균 결정 입경이 2㎛ 이하인 잔류 오스테나이트를 체적 분율로 2∼15％, 평균 결정 입경이 3㎛ 이하인 마르텐사이트를 체적 분율로 10％ 이하, 잔부는 평균 결정 입경이 6㎛ 이하인 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트이고, 또한 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트 입자 내에 입경 0.04㎛ 이상인 시멘타이트 입자가 평균으로 10개 이상 함유하는 고강도 강판이 기재되고, 당해 고강도 강판이 1180㎫ 이상인 인장 강도를 가짐과 함께, 높은 신장률과 구멍 확장성과 그것에 수반하는 우수한 굽힘 가공성을 갖는 것이 기재되어 있다.

또한, TRIP형 고강도 용융 아연 도금 강판에 관해서도 몇몇 문헌에 있어서 개시되어 있다.

통상, 연속 어닐링로에서 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해서는, 역변태 온도역(>Ac1)으로 가열한 후, 실온까지 냉각하는 과정의 도중에, 460℃ 정도의 용융 아연 도금욕에 강판을 침지할 필요가 있다. 혹은, 실온까지 냉각한 후, 용융 아연 도금욕 온도까지 다시 가열하고, 강판을 도금욕에 침지할 필요가 있다. 또한, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해서는, 도금욕 침지 후에 합금화 처리를 실시할 필요가 있다. 예를 들어, 특허문헌 5에서는, 강판을 Ac1 이상으로 가열 후, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이하까지 급랭한 후, 베이나이트 변태 온도역으로 재가열하여 당해 온도역에서 유지함으로써 오스테나이트의 안정화(오스템퍼)를 진행시킨 후, 도금 합금화 처리를 위해 도금욕 온도 또는 합금화 처리 온도까지 재가열하는 것이 기재되어 있다. 그러나, 이러한 제조 방법에서는, 마르텐사이트가 도금 합금화 처리 공정에서 과잉으로 템퍼링되어 버리기 때문에 재질이 열화되어 버리는 문제가 있었다.

특허문헌 6 내지 10에서는, 도금 합금화 처리 후에 강판을 냉각하고, 재가열함으로써 마르텐사이트를 템퍼링하는 것을 포함하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.

국제 공개 제2013/051238호 일본 특허 공개 제2006-104532호 공보 일본 특허 공개 제2011-184757호 공보 국제 공개 제2017/179372호 국제 공개 제2014/020640호 일본 특허 공개 제2013-144830호 공보 국제 공개 제2016/113789호 국제 공개 제2016/113788호 국제 공개 제2016/171237호 일본 특허 공개 제2017-48412호 공보

한편, 자동차용 부재에 제공되는 용융 아연 도금 강판에 대해서는, 프레스 성형성뿐만 아니라, 충돌 변형 시에 취성적으로 파괴되지 않을 것이 요구된다. 특히 자동차용 부재에 사용되는 강판에 관해서는, 프레스 성형 전의 인성이 아니라, 프레스 성형에 의해 소성 변형이 도입된 후의 인성이 우수할 것이 필요하다. 그러나, 종래 기술에서는, 소성 변형이 도입된 후의 인성의 개선에 대해서는 반드시 충분한 검토가 이루어져 있지 않고, 그러므로 용융 아연 도금 강판, 특히 자동차용 부재에 제공되는 용융 아연 도금 강판의 특성 향상에 관하여 여전히 개선의 여지가 있었다.

본 발명의 목적은, 프레스 성형성 및 프레스 성형 후의 인성이 우수한 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다.

(i) 연속 용융 아연 도금 열처리 공정에 있어서, 도금 처리 또는 도금 합금화 처리 후에, Ms 이하까지 냉각함으로써 마르텐사이트를 생성시킨다. 또한 그 후, 재가열 및 등온 유지를 실시함으로써 마르텐사이트를 적절하게 템퍼링함과 함께, 잔류 오스테나이트를 안정화시킨다. 이러한 열처리에 의해, 마르텐사이트가 도금 처리 또는 도금 합금화 처리에 의해 과잉으로 템퍼링되지 않게 되기 때문에, 강도와 연성의 밸런스가 개선된다.

(ii) 원래, 템퍼링 마르텐사이트는 강도와 인성의 밸런스가 우수한 조직이지만, 그 사이즈가 큰 것은 인성의 열화 요인으로서 작용한다. 조대한 템퍼링 마르텐사이트의 개수를 저감시키기 위해 유효한 수단을 검토한 결과, 도금욕으로의 침지 및 그것에 이어지는 합금화 처리 전에, 적절한 온도역에서 등온 유지를 행하여, 부분적으로 베이나이트 변태를 진행시키는 것이 유효하다는 것을 알아냈다. 이 등온 유지에 의해, 나중에 마르텐사이트로 되는 미변태의 오스테나이트가 베이나이트에 의해 분단된다. 오스테나이트를 베이나이트에 의해 분단함으로써, 이러한 오스테나이트로 생성될 마르텐사이트의 크기를 저감시킬 수 있고, 이것에 관련하여 최종 조직에 있어서 조대한 템퍼링 마르텐사이트가 저감된다. 그 결과, 인성이 크게 개선된다.

(iii) 소성 변형 도입 후의 인성을 개선하기 위해서는, 소성 변형이 도입되었을 때의 금속 조직에, 단단해서 취성의 프레시 마르텐사이트(템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트, 즉 탄화물을 포함하지 않는 마르텐사이트)가 다량으로 포함되지 않을 것이 필요하다. 이러한 프레시 마르텐사이트를 저감시키기 위해서는, 열간 압연으로부터 연속 용융 아연 도금에 이르기까지의 각 제조 공정에 있어서, 페라이트와 오스테나이트 사이에서의 Mn의 분배가 억제되도록 제조 조건을 제약한 후, 상기 (i) 및 (ii)를 만족시키는 연속 용융 아연 도금 열처리를 실시하는 것이 유효하다는 것을 알아냈다. 그 상세는 반드시 명확하지는 않지만, 소성 변형 도입 시의 금속 조직에 보이는 프레시 마르텐사이트의 생성원은, 소성 변형 도입 전부터 존재하는 프레시 마르텐사이트에 더하여, 약간의 소성 변형의 도입에 의해 마르텐사이트로 소성 유기 변태되는 불안정한 잔류 오스테나이트라고 추정된다. 이러한 불안정한 잔류 오스테나이트는, 연속 용융 아연 도금 공정에 있어서의 오스템퍼(탄소 원자의 분배에 의한 오스테나이트의 안정화)가 진행되기 어려운 Mn 농화부에 형성되기 쉽다고 생각된다. Mn 농화부의 기원은 주조 시에 형성되는 편석 영역이라고 생각되지만, 그 후 다시 강이 페라이트와 오스테나이트의 2상 온도역에 체재하면, 양 상 사이에서 합금이 분배되어 Mn 농화부는 더 현재화된다. 열간 압연으로부터 연속 용융 아연 도금에 이르기까지의 각 공정에 존재하는 2상 온도역에 있어서, Mn의 분배가 최대한 발생하지 않도록 제조 조건을 제어함으로써 Mn 농화부의 형성이 저감되고, 이에 수반하여, 당해 Mn 농화부에 형성되기 쉬운 불안정한 잔류 오스테나이트의 양을 감소시킬 수 있다. 그 결과, 소성 변형 도입 시에 이러한 불안정한 잔류 오스테나이트로부터 소성 유기 변태되는 마르텐사이트의 양이 저감되기 때문에, 소성 변형 도입 시의 금속 조직에 포함되는 프레시 마르텐사이트가 저감된다고 추정된다.

본 발명은 상기 지견에 기초하여 실현한 것이고, 구체적으로는 이하와 같다.

(1) 모재 강판의 적어도 한쪽의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며, 상기 모재 강판이, 질량％로,

C: 0.100％∼0.350％,

Si: 0.50％∼2.50％,

Mn: 1.00％∼3.50％,

P: 0.050％ 이하,

S: 0.0100％ 이하,

Al: 0.001％∼1.500％,

N: 0.0100％ 이하,

O: 0.0100％ 이하,

Ti: 0％∼0.200％,

V: 0％∼1.00％,

Nb: 0％∼0.100％,

Cr: 0％∼2.00％,

Ni: 0％∼1.00％,

Cu: 0％∼1.00％,

Co: 0％∼1.00％,

Mo: 0％∼1.00％,

W: 0％∼1.00％,

B: 0％∼0.0100％,

Sn: 0％∼1.00％,

Sb: 0％∼1.00％,

Ca: 0％∼0.0100％,

Mg: 0％∼0.0100％,

Ce: 0％∼0.0100％,

Zr: 0％∼0.0100％,

La: 0％∼0.0100％,

Hf: 0％∼0.0100％,

Bi: 0％∼0.0100％ 및

Ce, La 이외의 REM: 0％∼0.0100％

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,

상기 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께∼3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직이, 체적 분율로,

페라이트: 0％∼50％,

잔류 오스테나이트: 6％∼30％,

베이나이트: 5％ 이상,

템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상,

프레시 마르텐사이트: 0％∼10％ 및

펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％∼5％

를 함유하고,

원 환산 직경 5.0㎛ 이상인 템퍼링 마르텐사이트의 개수 밀도가 20개/1000㎛² 이하이고, 또한

5％ 소성 변형 부여 후의 원 환산 직경 2.0㎛ 이상의 프레시 마르텐사이트의 면적률이 10％ 이하인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.

(2) (A) 상기 (1)에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 가열하는 것 및 가열된 슬래브를 복수의 압연 스탠드에 의해 마무리 압연하고, 이어서 권취하는 것을 포함하는 열간 압연 공정이며, 이하의 (A1) 내지 (A3)의 조건을 만족시키는 열간 압연 공정

(A1) 슬래브 가열 시의 Ac1∼Ac1＋30℃ 사이의 평균 가열 속도가 2∼50℃/분인 것,

(A2)복수의 압연 스탠드에 의한 마무리 압연에 있어서, 1패스당 압하율이 37％ 이하, 1패스째 입측 온도가 1000℃ 이상, 최종 패스 출측 온도가 900℃ 이상, 평균 스탠드간 시간이 0.20초 이상이고, 또한 마무리 압연 완료부터 냉각 개시까지의 시간이 1초 이상인 것,

(A3) 권취 온도가 450∼680℃인 것, 그리고

(B) 얻어진 강판을 가열하여 제1 균열 처리하는 것, 제1 균열 처리된 강판을 제1 냉각하고 이어서 제2 균열 처리하는 것, 제2 균열 처리된 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하는 것, 도금이 실시된 강판을 제2 냉각하는 것 및 제2 냉각된 강판을 가열하고 이어서 제3 균열 처리하는 것을 포함하는 용융 아연 도금 공정이며, 이하의 (B1) 내지 (B6)의 조건을 만족시키는 용융 아연 도금 공정

(B1) 제1 균열 처리 전의 강판 가열 시에 있어서, Ac1∼Ac1＋30℃ 사이의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 이상인 것,

(B2) 상기 강판을 Ac1℃＋30℃∼950℃의 최고 가열 온도에서 1초∼1000초간 유지하는 것(제1 균열 처리),

(B3) 제1 냉각에 있어서의 700∼600℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 10∼100℃/초인 것,

(B4) 제1 냉각된 강판을 250∼480℃의 범위에서 80초∼500초간 유지하는 것(제2 균열 처리),

(B5) 제2 냉각이 150℃ 이하까지 행해지는 것,

(B6) 제2 냉각된 강판을 300∼420℃의 온도 영역으로 가열하고, 이어서 상기 온도역에서 100∼1000초간 유지하는 것(제3 균열 처리)

을 포함하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 의해, 프레스 성형성, 구체적으로는, 연성·구멍 확장성, 또한 소성 변형 도입 후의 인성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.

도 1은 SEM 2차 전자상의 참고도를 도시한다.

<용융 아연 도금 강판>

본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판은, 모재 강판의 적어도 한쪽의 표면에 용융 아연 도금층을 갖고, 상기 모재 강판이, 질량％로,

C: 0.100％∼0.350％,

Si: 0.50％∼2.50％,

Mn: 1.00％∼3.50％,

P: 0.050％ 이하,

S: 0.0100％ 이하,

Al: 0.001％∼1.500％,

N: 0.0100％ 이하,

O: 0.0100％ 이하,

Ti: 0％∼0.200％,

V: 0％∼1.00％,

Nb: 0％∼0.100％,

Cr: 0％∼2.00％,

Ni: 0％∼1.00％,

Cu: 0％∼1.00％,

Co: 0％∼1.00％,

Mo: 0％∼1.00％,

W: 0％∼1.00％,

B: 0％∼0.0100％,

Sn: 0％∼1.00％,

Sb: 0％∼1.00％,

Ca: 0％∼0.0100％,

Mg: 0％∼0.0100％,

Ce: 0％∼0.0100％,

Zr: 0％∼0.0100％,

La: 0％∼0.0100％,

Hf: 0％∼0.0100％,

Bi: 0％∼0.0100％ 및

Ce, La 이외의 REM: 0％∼0.0100％

페라이트: 0％∼50％,

잔류 오스테나이트: 6％∼30％,

베이나이트: 5％ 이상,

템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상,

프레시 마르텐사이트: 0％∼10％ 및

펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％∼5％

를 함유하고,

원 환산 직경 5.0㎛ 이상인 템퍼링 마르텐사이트의 개수 밀도가 20개/1000㎛2 이하이고, 또한

5％ 소성 변형 부여 후의 원 환산 직경 2.0㎛ 이상의 프레시 마르텐사이트의 면적률이 10％ 이하인 것을 특징으로 하고 있다.

『화학 조성』

먼저, 본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판(이하, 단순히 강판이라고도 칭함)의 화학 조성을 상술한 바와 같이 한정한 이유에 대하여 설명한다. 또한, 본 명세서에 있어서 화학 조성을 규정하는 「％」는 특별히 설명하지 않는 한 모두 「질량％」이다. 또한, 본 명세서에 있어서, 수치 범위를 나타내는 「∼」는, 특별히 설명이 없는 경우, 그 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 의미로 사용된다.

[C: 0.100％∼0.350％]

C는, 강판 강도 확보를 위해 필수적인 원소이다. 0.100％ 미만에서는 소요의 고강도가 얻어지지 않으므로, C 함유량은 0.100％ 이상으로 한다. C 함유량은 0.120％ 이상 또는 0.150％ 이상이어도 된다. 한편, 0.350％를 초과하면, 가공성이나 용접성이 저하되므로, C 함유량은 0.350％ 이하로 한다. C 함유량은 0.340％ 이하, 0.320％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.

[Si: 0.50％∼2.50％]

Si는, 철 탄화물의 생성을 억제하여, 강도와 성형성의 향상에 기여하는 원소이지만, 과도한 첨가는 강판의 용접성을 열화시킨다. 따라서, 그 함유량은 0.50∼2.50％로 한다. Si 함유량은 0.60％ 이상 혹은 0.80％ 이상이어도 되고, 및/또는 2.40％ 이하, 2.20％ 이하 혹은 2.00％ 이하여도 된다.

[Mn: 1.00％∼3.50％]

Mn(망간)은 강력한 오스테나이트 안정화 원소이고, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 과도한 첨가는 용접성이나 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, 그 함유량은 1.00∼3.50％로 한다. Mn 함유량은 1.20％ 이상 혹은 1.50％ 이상이어도 되고, 및/또는 3.40％ 이하, 3.20％ 이하 혹은 3.00％ 이하여도 된다.

[P: 0.050％ 이하]

P(인)은 고용 강화 원소이고, 강판의 고강도화에 유효한 원소이지만, 과도한 첨가는 용접성 및 인성을 열화시킨다. 따라서, P 함유량은 0.050％ 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.045％ 이하, 0.035％ 이하 또는 0.020％ 이하이다. 단, P 함유량을 극도로 저감시키기 위해서는, 탈P 비용이 높아지기 때문에, 경제성의 관점에서 하한을 0.001％로 하는 것이 바람직하다.

[S: 0.0100％ 이하]

S(황)은 불순물로서 함유되는 원소이고, 강 중에서 MnS을 형성하여 인성이나 구멍 확장성을 열화시킨다. 따라서, 인성이나 구멍 확장성의 열화가 현저하지 않은 범위로서, S 함유량을 0.0100％ 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.0050％ 이하, 0.0040％ 이하 또는 0.0030％ 이하이다. 단, S 함유량을 극도로 저감시키기 위해서는, 탈황 비용이 높아지기 때문에, 경제성의 관점에서 하한을 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.

[Al: 0.001％∼1.500％]

Al(알루미늄)은, 강의 탈산을 위해 적어도 0.001％를 첨가한다. 그러나, 과잉으로 첨가해도 효과가 포화되어 공연히 비용 상승을 초래할뿐만 아니라, 강의 변태 온도를 상승시켜 열간 압연 시의 부하를 증대시킨다. 따라서 Al양은 1.500％를 상한으로 한다. 바람직하게는 1.200％ 이하, 1.000％ 이하 또는 0.800％ 이하이다.

[N: 0.0100％ 이하]

N(질소)는 불순물로서 함유되는 원소이고, 그 함유량이 0.0100％를 초과하면 강 중에 조대한 질화물을 형성하여 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시킨다. 따라서, N 함유량은 0.0100％ 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.0080％ 이하, 0.0060％ 이하 또는 0.0050％ 이하이다. 단, N 함유량을 극도로 저감시키기 위해서는, 탈N 비용이 높아지기 때문에, 경제성의 관점에서 하한을 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.

[O: 0.0100％ 이하]

O(산소)는 불순물로서 함유되는 원소이고, 그 함유량이 0.0100％를 초과하면 강 중에 조대한 산화물을 형성하여 굽힘성이나 구멍 확장된다. 따라서, O 함유량은 0.0100％ 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.0080％ 이하, 0.0060％ 이하 또는 0.0050％ 이하이다. 단, 제조 비용의 관점에서, 하한을 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판의 기본 화학 성분 조성은 상기한 바와 같다. 또한, 당해 모재 강판은, 필요에 따라 이하의 원소를 함유해도 된다.

[Ti: 0％∼0.200％, V: 0％∼1.00％, Nb: 0％∼0.100％, Cr: 0％∼2.00％, Ni: 0％∼1.00％, Cu: 0％∼1.00％, Co: 0％∼1.00％, Mo: 0％∼1.00％, W: 0％∼1.00％, B: 0％∼0.0100％, Sn: 0％∼1.00％ 및 Sb: 0％∼1.00％]

Ti(티타늄), V(바나듐), Nb(니오븀), Cr(크롬), Ni(니켈), Cu(구리), Co(코발트), Mo(몰리브덴), W(텅스텐), B(붕소), Sn(주석) 및 Sb(안티몬)은 모두 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 이 때문에, 필요에 따라 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 된다. 그러나 이들 원소를 과도하게 첨가하면 효과가 포화되어 공연히 비용의 증대를 초래한다. 따라서, 그 함유량은 Ti: 0％∼0.200％, V: 0％∼1.00％, Nb: 0％∼0.100％, Cr: 0％∼2.00％, Ni: 0％∼1.00％, Cu: 0％∼1.00％, Co: 0％∼1.00％, Mo: 0％∼1.00％, W: 0％∼1.00％, B: 0％∼0.0100％, Sn: 0％∼1.00％, Sb: 0％∼1.00％로 한다. 각 원소는 0.005％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다. 특히, B 함유량은 0.0001％ 이상 또는 0.0005％ 이상이어도 된다.

[Ca: 0％∼0.0100％, Mg: 0％∼0.0100％, Ce: 0％∼0.0100％, Zr: 0％∼0.0100％, La: 0％∼0.0100％, Hf: 0％∼0.0100％, Bi: 0％∼0.0100％ 및 Ce, La 이외의 REM: 0％∼0.0100％]

Ca(칼슘), Mg(마그네슘), Ce(세륨), Zr(지르코늄), La(란탄), Hf(하프늄) 및 Ce, La 이외의 REM(희토류 원소)은 강 중 개재물의 미세 분산화에 기여하는 원소이고, Bi(비스무트)는 강 중에 있어서의 Mn, Si 등의 치환형 합금 원소의 마이크로 편석을 경감하는 원소이다. 각각 강판의 가공성 향상에 기여하는 점에서, 필요에 따라 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 된다. 단 과도한 첨가는 연성의 열화를 야기한다. 따라서 그 함유량은 0.0100％를 상한으로 한다. 또한, 각 원소는 0.0005％ 이상 또는 0.0010％ 이상이어도 된다.

본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판에 있어서, 상술한 원소 이외의 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어진다. 불순물이란, 모재 강판을 공업적으로 제조할 때, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하여, 제조 공정의 다양한 요인에 따라 혼입되는 성분이며, 본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판에 대하여 의도적으로 첨가한 성분이 아닌 것을 포함하는 것이다. 또한, 불순물이란, 위에서 설명한 성분 이외의 원소이며, 당해 원소 특유의 작용 효과가 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 특성에 영향을 끼치지 않는 레벨에서 모재 강판 중에 포함되는 원소도 포함하는 것이다.

『강판 내부의 강 조직』

이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판의 내부 조직의 한정 이유에 대하여 설명한다.

[페라이트: 0∼50％]

페라이트는 연성이 우수하지만 연질의 조직이다. 강판의 신장을 향상시키기 위해, 요구되는 강도 또는 연성에 따라 함유시켜도 된다. 단, 과도하게 함유하면 원하는 강판 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 그 함유량은 체적 분율로 50％를 상한으로 하고, 45％ 이하, 40％ 이하 또는 35％ 이하여도 된다. 페라이트 함유량은 체적 분율로 0％여도 되고, 예를 들어 3％ 이상, 5％ 이상 또는 10％ 이상이어도 된다.

[템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상]

템퍼링 마르텐사이트는 고강도이고 또한 강인한 조직이고, 본 발명에 있어서 필수가 되는 금속 조직이다. 강도, 연성, 구멍 확장성을 높은 수준으로 균형 잡히게 하기 위해 체적 분율로 적어도 5％ 이상을 함유시킨다. 바람직하게는 체적 분율로 10％ 이상이고, 15％ 이상 또는 20％ 이상이어도 된다. 예를 들어, 템퍼링 마르텐사이트 함유량은 체적 분율로 85％ 이하, 80％ 이하 또는 70％ 이하여도 된다.

[프레시 마르텐사이트: 0∼10％]

본 발명에 있어서, 프레시 마르텐사이트란, 템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트, 즉 탄화물을 포함하지 않는 마르텐사이트를 말하는 것이다. 이 프레시 마르텐사이트는 취성의 조직이기 때문에, 소성 변형 시에 파괴의 기점으로 되어, 강판의 국부 연성을 열화시킨다. 따라서, 그 함유량은 체적 분율로 0∼10％로 한다. 보다 바람직하게는 0∼8％ 또는 0∼5％이다. 프레시 마르텐사이트 함유량은 체적 분율로 1％ 이상 또는 2％ 이상이어도 된다.

[잔류 오스테나이트: 6％∼30％]

잔류 오스테나이트는, 강판의 변형 중에 가공 유기 변태에 의해 마르텐사이트로 변태되는 TRIP 효과에 의해 강판의 연성을 개선한다. 그 때문에, 체적 분율로 6％ 이상 함유하고, 8％ 이상 또는 10％ 이상 함유해도 된다. 잔류 오스테나이트는 많을수록 신장률이 상승하지만, 다량의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는 C 등의 합금 원소를 다량으로 함유시킬 필요가 있다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 상한값은 체적 분율로 30％로 하고, 25％ 이하 또는 20％ 이하여도 된다.

[펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0∼5％]

펄라이트는 경질이고 또한 조대한 시멘타이트를 포함하고, 소성 변형 시에 파괴의 기점으로 되기 때문에, 강판의 국부 연성을 열화시킨다. 따라서, 그 함유량은 시멘타이트와 합하여 체적 분율로 0∼5％로 하고, 0∼3％ 또는 0∼2％여도 된다.

[베이나이트: 5％ 이상]

본 발명에서는 조대한 템퍼링 마르텐사이트의 생성을 억제하기 위해, 마르텐사이트 변태 전에 베이나이트 변태를 부분적으로 진행시킨다. 그 때문에, 이 효과를 얻기 위해서는 베이나이트의 함유량은 체적 분율로 5％ 이상으로 할 필요가 있다. 베이나이트 함유량은 체적 분율로 8％ 이상 또는 12％ 이상이어도 된다. 베이나이트 함유량의 상한값은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 체적 분율로 50％ 이하, 40％ 이하 또는 35％ 이하여도 된다.

[원 환산 직경 5.0㎛ 이상인 템퍼링 마르텐사이트의 개수 밀도의 합계가 20개/1000㎛² 이하]

소성 변형 도입 후의 인성을 개선하기 위해, 원 환산 직경 5.0㎛ 이상의 조대한 템퍼링 마르텐사이트의 개수 밀도를 20개/1000㎛² 이하로 제한한다. 바람직하게는, 15개/1000㎛² 이하 또는 10개/1000㎛² 이하이다. 당해 개수 밀도는 0개/1000㎛²여도 되고, 또는 1개/1000㎛² 이상이어도 된다.

[5％ 소성 변형 부여 후의 원 환산 직경 2.0㎛ 이상의 프레시 마르텐사이트의 면적률: 10％ 이하]

소성 변형 도입 후의 인성에 대해서는, 소성 변형 도입 후에 존재하는 프레시 마르텐사이트를 저감시키는 것이 중요하다. 그 중에서도 원 환산 직경 2.0㎛를 초과하는 조대한 프레시 마르텐사이트는 악영향을 끼치는 정도가 크다. 따라서, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, 5％ 소성 변형 도입 후의 원 환산 직경 2.0㎛ 이상의 프레시 마르텐사이트의 면적률을 10％ 이하로 제한한다. 예를 들어, 당해 프레시 마르텐사이트의 면적률은 8％ 이하 또는 6％ 이하여도 된다. 또한, 당해 프레시 마르텐사이트의 면적률은 0％여도 되고, 또는 1％ 이상이어도 된다.

용융 아연 도금 강판의 강 조직 분율은, SEM-EBSD법(전자선 후방 산란 회절법) 및 SEM 2차 전자상 관찰에 의해 평가한다.

먼저, 강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면이며, 폭 방향의 중앙 위치에 있어서의 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 기계 연마하여 경면으로 마무리한 후, 전해 연마를 행한다. 이어서, 관찰면에 있어서의 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께∼3/8 두께의 범위의 하나 내지 복수의 관찰 시야에 있어서, 합계로 2.0×10^-9㎡ 이상인 면적을 SEM-EBSD법에 의해 결정 구조 및 방위 해석을 행한다. EBSD법에 의해 얻어진 데이터의 해석에는 TSL사제의 「OIM Analysys 6.0」을 사용한다. 또한, 평점간 거리(step)는 0.03∼0.20㎛로 한다. 관찰 결과로부터 FCC철이라고 판단되는 영역을 잔류 오스테나이트로 한다. 또한, 결정 방위차가 15도 이상으로 되는 경계를 입계로 하여 결정립계 맵을 얻는다.

이어서, EBSD 관찰을 실시한 것과 동일 시료에 대하여 나이탈 부식을 행하고, EBSD 관찰과 동일 시야에 대하여 2차 전자상 관찰을 행한다. EBSD 측정 시와 동일 시야를 관찰하기 위해, 비커스 압흔 등의 표시를 미리 부여해 두면 된다. 얻어진 2차 전자상으로부터, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 펄라이트의 면적 분율을 각각 측정하고, 그것을 체적 분율로 간주한다. 입자 내에 하부 조직을 갖고, 또한 시멘타이트가 복수의 밸리언트, 더 구체적으로는 2가지 이상의 밸리언트를 갖고 석출되어 있는 영역을 템퍼링하여 마르텐사이트라고 판단한다(예를 들어, 도 1의 참고도를 참조). 시멘타이트가 라멜라상으로 석출되어 있는 영역을 펄라이트(또는 펄라이트와 시멘타이트의 합계)라고 판단한다. 휘도가 작고, 또한 하부 조직이 확인되지 않는 영역을 페라이트라고 판단한다(예를 들어, 도 1의 참고도를 참조). 휘도가 크고, 또한 하부 조직이 에칭에 의해 현출되어 있지 않은 영역을 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트라고 판단한다(예를 들어, 도 1의 참고도를 참조). 상기 영역의 어느 것에도 해당하지 않는 영역을 베이나이트라고 판단한다. 각각의 체적률을, 포인트 카운팅법에 의해 산출함으로써, 각 조직의 체적률로 한다. 프레시 마르텐사이트의 체적률에 대해서는, X선 회절법에 의해 구한 잔류 오스테나이트의 체적률을 빼는 것에 의해 구할 수 있다.

잔류 오스테나이트의 체적률은, X선 회절법에 의해 측정한다. 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께∼3/8 두께의 범위에 있어서, 판면에 평행한 면을 경면으로 마무리하고, X선 회절법에 의해 FCC철의 면적률을 측정하고, 그것을 잔류 오스테나이트의 체적률이라고 하자.

원 환산 직경 5.0㎛ 이상인 템퍼링 마르텐사이트의 개수 밀도는, 상기한 EBSD 관찰 및 SEM 관찰에 의해 동정된 템퍼링 마르텐사이트에 대하여, 화상 처리에 의해 관찰 시야 내의 각 템퍼링 마르텐사이트의 원 환산 직경을 산출하여, 당해 원 환산 직경이 5.0㎛ 이상으로 되는 템퍼링 마르텐사이트의 존재 빈도에 기초하여 결정된다.

소성 변형 도입 후의 원 환산 직경 2.0㎛ 이상의 프레시 마르텐사이트의 면적률은 이하의 방법에 의해 평가한다. 먼저, 강판 폭 방향을 시험편 길이 방향으로 하여 인장 시험편을 채취하고, 소성 변형량이 5％로 되도록 인장 시험기를 사용하여 예비 변형을 도입한다. 예비 변형 후의 시험편의 평행부 중앙으로부터, 강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 마이크로 관찰용 시료를 채취하고, 관찰면을 기계 연마하여 경면으로 마무리한 후, 전해 연마를 행한다. 그 후에는 상기한 방법에 의해 EBSD 관찰 및 SEM 관찰을 행함으로써 프레시 마르텐사이트를 동정하고, 이어서 화상 처리에 의해 원 환산 직경 2.0㎛ 이상의 프레시 마르텐사이트의 면적률을 측정한다.

(용융 아연 도금층)

본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판은, 적어도 한쪽의 표면, 바람직하게는 양쪽의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는다. 당해 도금층은, 당업자에게 공지의 임의의 조성을 갖는 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층이어도 되고, Zn 이외에도 Al 등의 첨가 원소를 포함하고 있어도 된다. 또한, 당해 도금층의 부착량은, 특별히 제한되지 않고 일반적인 부착량이어도 된다.

<용융 아연 도금 강판의 제조 방법>

이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 이하의 설명은, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위한 특징적인 방법의 예시를 의도하는 것이며, 당해 용융 아연 도금 강판을 이하에 설명하는 제조 방법에 의해 제조되는 것에 한정하는 것을 의도하는 것은 아니다.

용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, (A) 모재 강판에 관하여 위에서 설명한 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖는 슬래브를 가열하는 것 및 가열된 슬래브를 복수의 압연 스탠드에 의해 마무리 압연하고, 이어서 권취하는 것을 포함하는 열간 압연 공정이며, 이하의 (A1) 내지 (A3)의 조건을 만족시키는 열간 압연 공정

(A2) 복수의 압연 스탠드에 의한 마무리 압연에 있어서, 1패스당 압하율이 37％ 이하, 1패스째 입측 온도가 1000℃ 이상, 최종 패스 출측 온도가 900℃ 이상, 평균 스탠드간 시간이 0.20초 이상이고, 또한 마무리 압연 완료부터 냉각 개시까지의 시간이 1초 이상인 것,

(A3) 권취 온도가 450∼680℃인 것, 그리고

(B5) 제2 냉각이 150℃ 이하까지 행해지는 것,

을 포함하는 것을 특징으로 하고 있다.

이하, 당해 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 상세하게 설명한다.

『(A) 열간 압연 공정』

먼저, 열간 압연 공정에서는, 모재 강판에 관하여 위에서 설명한 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖는 슬래브가 열간 압연 전에 가열된다. 슬래브의 가열 온도는, 특별히 한정되지 않지만, 붕화물이나 탄화물 등을 충분히 용해하기 위해, 일반적으로는 1150℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 사용하는 강 슬래브는, 제조성의 관점에서 연속 주조법으로 주조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박슬래브 주조법으로 제조해도 된다.

[Ac1∼Ac1＋30℃ 사이의 평균 가열 속도: 2∼50℃/분]

본 방법에서는, 슬래브 가열 시의 Ac1∼Ac1＋30℃ 사이의 평균 가열 속도가 2∼50℃/분으로 제어된다. Ac1 바로 위의 2상(오스테나이트와 페라이트) 온도역은 오스테나이트와 페라이트 사이에서 합금 원소의 분배가 특히 진행되기 쉽다. 그 때문에 슬래브를 재가열할 때는, 상기 온도역을 2℃/분 이상의 비교적 빠른 평균 속도로 가열한다. 가열 속도가 2℃/분을 하회하면, 소성 변형 후의 최종 조직에 있어서 조대한 프레시 마르텐사이트의 양이 증가한다. 한편, 가열 속도가 50℃/분을 상회하는 급속 가열을 실시한 경우, 슬래브의 두께 방향에 있어서의 온도 분포가 불균일해져 열응력이 발생하기 때문에 슬래브의 열변형 등의 문제를 발생시키는 경우가 있다. 예를 들어, 상기한 평균 가열 속도는 4℃/분 이상이어도 되고, 및/또는 40℃/분 이하, 30℃/분 이하, 20℃/분 이하 혹은 10℃/분 이하여도 된다. 또한, Ac1점은 다음의 식에 의해 계산한다. 하기 식에 있어서의 원소 기호에는 당해 원소의 질량％를 대입한다. 함유하지 않는 원소에 대해서는 0질량％를 대입한다.

Ac1(℃)＝723－10.7×Mn－16.9×Ni＋29.1×Si＋16.9×Cr

또한, 본 발명에 있어서, 「슬래브 가열 시의 Ac1∼Ac1＋30℃ 사이의 평균 가열 속도」란, Ac1과 Ac1＋30℃의 차인 30℃를 Ac1부터 Ac1＋30℃에 이르기까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어진 값을 말하는 것이다.

[조압연]

본 방법에서는, 예를 들어 가열된 슬래브에 대하여, 판 두께 조정 등을 위해, 마무리 압연 전에 조압연을 실시해도 된다. 이러한 조압연은, 특별히 한정되지 않지만, 1050℃ 이상에서의 총 압하율이 60％ 이상으로 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 총 압하율이 60％ 미만이면, 열간 압연 중의 재결정이 불충분해지기 때문에, 열연판 조직의 불균질화로 이어지는 경우가 있다. 상기한 총 압하율은, 예를 들어 90％ 이하여도 된다.

[복수의 압연 스탠드에 의한 마무리 압연]

마무리 압연은, 하기의 조건: 1패스당 최대 압하율이 37％ 이하, 1패스째 입측 온도가 1000℃ 이상, 최종 패스 출측 온도가 900℃ 이상, 평균 스탠드간 시간이 0.20초 이상 및 마무리 압연 완료부터 냉각 개시까지의 시간이 1초 이상을 만족시키는 범위에서 실시한다. 마무리 압연에 있어서, 오스테나이트에 축적되는 변형 에너지가 클수록, 마무리 압연 완료 후에 페라이트 변태가 더 고온에서 일어나기 쉽다. 페라이트 변태 온도가 낮을수록, 페라이트와 오스테나이트 사이에 발생하는 합금 원소, 특히 Mn의 분배를 억제할 수 있다. 따라서, 오스테나이트에 축적되는 변형 에너지를 저감시키기 위해, 상기 요건을 만족시키는 범위에서 마무리 압연을 실시한다. 예를 들어, 1패스당 최대 압하율은 30％ 이하, 25％ 이하 혹은 20％ 이하여도 되고, 및/또는 5％ 이상이어도 된다. 1패스째 입측 온도는 1100℃ 이하여도 된다. 최종 패스 출측 온도는 1000℃ 이하 또는 990℃ 이하여도 된다. 평균 스탠드간 시간은 0.50초 이상이어도 되고, 및/또는 10초 이하여도 된다. 마무리 압연 완료부터 냉각 개시까지의 시간은 2초 이상 혹은 3초 이상이어도 되고, 및/또는 10초 이하여도 된다.

[권취 온도: 450∼680℃]

권취 온도는 450∼680℃로 한다. 권취 온도는 450℃를 하회하면, 열연판 강도가 과대해져, 냉간 압연성을 손상시키는 경우가 있다. 한편, 권취 온도가 680℃를 상회하면, 페라이트 변태가 더 고온에서 일어나기 쉬워지기 때문에, 페라이트와 오스테나이트 사이에서 합금 원소, 특히 Mn의 분배가 발생하기 쉽다. 권취 온도는 500℃ 이상이어도 되고, 및/또는 650℃ 이하 혹은 600℃ 이하여도 된다.

본 방법에서는, 얻어진 열연 강판(열연 코일)은, 필요에 따라 산세 등의 처리를 행해도 된다. 열연 코일의 산세 방법은 통상의 방법에 따르면 된다. 또한, 열연 코일의 형상 교정 및 산세성 향상을 위해 스킨 패스 압연을 행해도 된다.

『냉간 압연 공정』

본 방법에 있어서, 열간 압연 및/또는 산세 후에는 그대로 연속 용융 아연 도금 라인에서 열처리를 실시해도 되고, 냉간 압연을 실시한 후, 연속 용융 아연 도금 라인에서 열처리해도 된다. 냉간 압연을 실시하는 경우, 냉간 압하율은 25％ 이상 또는 30％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 과도한 압하는 압연 가중이 과대해져 냉연 밀의 부하 증대를 초래하기 때문에, 그 상한은 75％ 또는 70％로 하는 것이 바람직하다.

『(B) 용융 아연 도금 공정』

본 방법에 있어서는, 열간 가열 공정 후, 얻어진 강판은, 용융 아연 도금 공정에 있어서 도금 처리가 실시된다. 당해 용융 아연 도금 공정에서는, 먼저, 강판이 가열되어, 제1 균열 처리에 노출된다. 특별히 한정되지 않지만, 이 강판 가열 시에 있어서, 600℃∼Ac1 사이의 평균 가열 속도는, 예를 들어 10.0℃/초 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 평균 가열 속도가 10.0℃/초를 초과하면, 페라이트의 재결정이 충분히 진행되지 않아 강판의 신장이 열화되는 경우가 있다. 이 평균 가열 속도는 6.0℃/초 이하여도 된다. 당해 평균 가열 속도의 하한값은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 1.0℃/초 이상이어도 된다. 본 발명에 있어서, 「600℃∼Ac1 사이의 평균 가열 속도」란, 600℃와 Ac1의 차를 600℃부터 Ac1에 이르기까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어진 값을 말하는 것이다.

[Ac1∼Ac1＋30℃ 사이의 평균 가열 속도: 0.5℃/초 이상]

상기 강판 가열 시에 있어서의 Ac1∼Ac1＋30℃ 사이의 평균 가열 속도는 0.5℃/초 이상으로 제한된다. Ac1∼Ac1＋30℃ 사이의 평균 가열 속도가 0.5℃/초를 하회하면, 페라이트와 오스테나이트 사이에서의 Mn의 분배가 현재화되기 때문에, 소성 변형 후의 최종 조직에 있어서 조대한 프레시 마르텐사이트의 양이 증가한다. 이 평균 가열 속도는 1.0℃/초 이상이어도 된다. 평균 가열 속도의 상한값은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 10.0℃/초 이하여도 된다. 본 발명에 있어서, 「강판 가열 시에 있어서의 Ac1∼Ac1＋30℃ 사이의 평균 가열 속도」란, Ac1과 Ac1∼Ac1＋30℃의 차인 30℃를 Ac1부터 Ac1＋30℃에 이르기까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어진 값을 말하는 것이다.

[제1 균열 처리: Ac1＋30℃∼950℃의 최고 가열 온도에서 1초∼1000초간 유지]

충분히 오스테나이트화를 진행시키기 위해, 강판을 적어도 Ac1＋30℃ 이상으로 가열하고, 당해 온도(최고 가열 온도)에서 균열 처리를 행한다. 단, 과잉으로 가열 온도를 높이면, 오스테나이트 입경의 조대화에 의한 인성의 열화를 초래할뿐만 아니라, 어닐링 설비의 손상으로도 이어진다. 그 때문에 상한은 950℃, 바람직하게는 900℃로 한다. 균열 시간이 짧으면 오스테나이트화가 충분히 진행되지 않기 때문에, 적어도 1초 이상으로 한다. 바람직하게는 30초 이상 또는 60초 이상이다. 한편, 균열 시간이 너무 길면 생산성을 저해한다는 점에서 상한은 1000초, 바람직하게는 500초로 한다. 균열 중에는 강판을 반드시 일정 온도로 유지할 필요는 없고, 상기 조건을 만족시키는 범위에서 변동해도 상관없다. 제1 균열 처리 및 후술하는 제2 균열 처리 및 제3 균열 처리에 있어서의 「유지」란, 각 균열 처리에 있어서 규정되는 상하한값을 초과하지 않는 범위에서 온도를 소정의 온도±20℃, 바람직하게는 ±10℃의 범위 내로 유지하는 것을 의미하는 것이다. 따라서, 예를 들어 점차 가열 또는 점차 냉각함으로써, 각 균열 처리에 있어서 규정되는 온도 범위 내를 40℃, 바람직하게는 20℃를 초과하여 변동하는 가열 또는 냉각 조작은, 본 발명의 실시 형태에 관한 제1, 제2 및 제3 균열 처리에는 포함되지 않는다.

[제1 냉각: 700∼600℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도: 10∼100℃/초]

최고 가열 온도에서 유지한 후에는 제1 냉각을 행한다. 냉각 정지 온도는, 계속되는 제2 균열 온도가 되는 480℃∼600℃이다. 700℃∼600℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도는 10∼100℃/초로 한다. 평균 냉각 속도가 10℃/초를 하회하면 원하는 페라이트 분율이 얻어지지 않는 경우가 있다. 평균 냉각 속도는 15℃/초 이상 또는 20℃/초 이상이어도 된다. 또한, 평균 냉각 속도는 80℃/초 이하 또는 60℃/초 이하여도 된다. 또한, 본 발명에 있어서, 「700∼600℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도」란, 700℃와 600의 차인 100℃를 700℃∼600℃에 이르기까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어진 값을 말하는 것이다.

[제2 균열 처리: 250℃∼480℃의 범위에서 80∼500초간 유지]

250℃∼480℃의 범위에서 80∼500초간 유지하는 제2 균열 처리에 의해, 베이나이트 변태를 부분적으로 진행시킨다. 본 열처리에 의해, 나중에 마르텐사이트로 되는 미변태의 오스테나이트가 베이나이트에 의해 분단되기 때문에, 최종 조직에 있어서 조대한 템퍼링 마르텐사이트가 저감되고, 그것에 의해 소성 변형 도입 후의 인성을 개선할 수 있다. 제2 균열 처리의 온도는 280℃ 이상이어도 되고, 450℃ 이하여도 된다. 또한, 유지 시간은 100초 이상이어도 되고, 400초 이하여도 된다. 이것에 관련하여, 단순히 제2 균열 처리를 적절하게 실시했다고 해도, 열간 압연 공정부터 용융 아연 도금 공정에 이르기까지 페라이트와 오스테나이트 사이에서의 Mn의 분배가 충분히 억제되어 있지 않은 경우에는, Mn 농화부에 형성되기 쉬운 불안정한 잔류 오스테나이트의 양을 감소시킬 수 없고, 결과적으로 소성 변형 후의 조직에 있어서 조대한 프레시 마르텐사이트의 양이 증가해 버려, 인성이 저하된다. 따라서, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에서는, 소성 변형 도입 후의 인성을 개선하기 위해서는, 열간 압연 공정에 있어서 위에서 설명한 (A1) 내지 (A3)의 조건을 만족시키면서, 용융 아연 도금 공정에 있어서 제2 균열 처리를 적절하게 실시하는 것이 중요하다.

제2 균열 처리 후, 강판을 용융 아연 도금에 침지한다. 이때의 강판 온도가 강판 성능에 끼치는 영향은 작지만, 강판 온도와 도금욕 온도의 차가 너무 크면, 도금욕 온도가 변화되어 버려 조업에 지장을 초래하는 경우가 있기 때문에, 도금욕 온도－20℃∼도금욕 온도＋20℃의 범위로 강판을 재가열하는 공정을 마련하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금은 통상의 방법에 따르도록 하여 행하면 된다. 예를 들어, 도금 욕온은 440∼470℃, 침지 시간은 5초 이하여도 된다. 도금욕은, Al을 0.08∼0.2％ 함유하는 도금욕이 바람직하지만, 기타, 불순물로서 Fe, Si, Mg, Mn, Cr, Ti, Pb을 함유해도 된다. 또한, 도금의 단위 면적당 중량을, 가스 와이핑 등의 공지의 방법으로 제어하는 것이 바람직하다. 단위 면적당 중량은, 편면당 25∼75g/㎡가 바람직하다.

[합금화 처리]

예를 들어, 용융 아연 도금층을 형성한 용융 아연 도금 강판에 대하여, 필요에 따라 합금화 처리를 행해도 된다. 그 경우, 합금화 처리 온도가 460℃ 미만이면, 합금화 속도가 느려져 생산성을 손상시킬 뿐만 아니라, 합금화 처리 불균일이 발생하므로, 합금화 처리 온도는 460℃ 이상으로 한다. 한편, 합금화 처리 온도가 600℃를 초과하면, 합금화가 과도하게 진행되어, 강판의 도금 밀착성이 열화되는 경우가 있다. 또한, 펄라이트 변태가 진행되어 원하는 금속 조직을 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, 합금화 처리 온도는 600℃ 이하로 한다.

[제2 냉각: 150℃ 이하로 냉각]

도금 처리 또는 도금 합금화 처리 후의 강판에 오스테나이트의 일부를 마르텐사이트 변태시키기 위해, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이하까지 냉각하는 제2 냉각을 행한다. 여기서 생성한 마르텐사이트는 나중의 재가열 및 제3 균열 처리에 의해 템퍼링되어, 템퍼링 마르텐사이트로 된다. 냉각 정지 온도가 150℃를 초과하면, 템퍼링 마르텐사이트가 충분히 형성되지 않기 때문에, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 냉각 정지 온도는 150℃ 이하로 하고, 100℃ 이하여도 된다. 또한, Ms점은 다음의 식에 의해 계산한다. 하기 식에 있어서의 원소 기호에는 당해 원소의 질량％를 대입한다. 함유하지 않는 원소에 대해서는 0질량％를 대입한다.

Ms(℃)＝550－361×C－39×Mn－35×V－20×Cr－17×Ni－10×Cu－5×Mo＋30×Al

[제3 균열 처리: 300℃∼420℃의 범위에서 100∼1000초간 유지]

제2 냉각 후, 300℃∼420℃의 범위로 재가열하여 제3 균열 처리를 행한다. 이 공정에서는, 원하는 잔류 오스테나이트양을 얻기 위해, 오스테나이트 중에 탄소를 농화시켜, 오스테나이트를 안정화시킨다(오스템퍼). 또한, 제2 냉각 시에 생성한 마르텐사이트를 템퍼링한다. 유지 온도가 300℃ 미만 또는 유지 시간이 100초 미만인 경우, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 원하는 잔류 오스테나이트양을 얻는 것이 곤란해지거나, 또는 나중에 마르텐사이트로 되는 미변태의 오스테나이트가 베이나이트에 의해 충분히 분단되지 않고, 그 결과로서 소성 변형 도입 후에 조대한 프레시 마르텐사이트가 많이 생성되는 경우가 있다. 한편, 유지 온도가 420℃를 초과하거나, 혹은 유지 시간이 1000초를 초과하면, 마르텐사이트가 과잉으로 템퍼링됨과 함께, 베이나이트 변태가 과잉으로 진행되기 때문에 원하는 강도 및 금속 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 제3 균열 처리의 온도는 350℃ 이상이어도 되고, 400℃ 이하여도 된다. 또한, 유지 시간은 150초 이상이어도 되고, 600초 이하여도 된다.

제3 균열 처리 후에 실온까지 냉각하여, 최종 제품으로 한다. 강판의 평탄 교정, 표면 조도의 조정을 위해, 조질 압연을 행해도 된다. 이 경우, 연성의 열화를 피하기 위해, 신장률을 2％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

실시예

이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이다. 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

[예A]

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 주조하여, 슬래브를 제작했다. 표 1에 나타내는 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 이들 슬래브를 표 2에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행하여, 열연 강판을 제조했다. 그 후, 열연 강판을 산세하여, 표면의 스케일을 제거했다. 그 후, 냉간 압연했다. 또한, 얻어진 강판에 대하여, 표 2에 나타내는 조건에서 연속 용융 아연 도금 처리를 실시하여, 적절히 합금화 처리를 행하였다. 표 2에 나타내는 각 균열 처리에서는, 온도는 표 2에 나타나는 온도±10℃의 범위 내로 유지되었다. 제조한 용융 아연 도금 강판으로부터 채취한 시료를 분석한 모재 강판의 성분 조성은, 표 1에 나타내는 강의 성분 조성과 동등했다.

[표 1-1]

[표 1-2]

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 2-3]

[표 2-4]

이와 같이 하여 얻어진 강판으로부터 압연 방향에 직각 방향으로부터 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z2241:2011에 준거하여 인장 시험을 행하여, 인장 강도(TS) 및 전체 신장률(El)을 측정했다. 또한, 일본 철강 연맹 규격의 「JFS T 1001 구멍 확장 시험 방법」을 행하여, 구멍 확장률(λ)을 측정했다. TS가 980㎫ 이상, 또한 TS×El×λ^0.5/1000이 80 이상인 것을 기계 특성이 양호하고, 자동차용 부재로서 사용되는 데 바람직한 프레스 성형성을 갖는다고 판단했다.

소성 변형 도입 후의 인성(프레스 성형 후의 인성)은 이하의 방법에 의해 평가했다. 압연 방향에 직각 방향으로부터 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험에 의해 5％의 소성 변형을 부여했다. 변형 부여 후의 인장 시험편의 평행부로부터 2㎜V 노치를 갖는 샤르피 시험편을 채취했다. 그 후, 변형 부여재 및 무변형재에 대하여, 시험 온도, －20℃에서 샤르피 시험을 실시했다. 변형 부여 후의 샤르피 흡수 에너지/소성 변형 부여 전의 샤르피 흡수 에너지가 0.7 이상인 것을 ◎, 0.5∼0.7인 것을 ○, 0.5 이하인 것을 ×라고 판정했다. ◎ 및 ○의 평가를 합격이라고 했다.

결과를 표 3에 나타낸다. 표 3 중 GA는 합금화 용융 아연 도금을 의미하고, GI는 합금화 처리를 행하지 않은 용융 아연 도금을 의미한다.

[표 3-1]

[표 3-2]

비교예 2에서는 용융 아연 도금 공정에 있어서의 제2 냉각 정지 온도가 150℃보다도 높았다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성 및 예비 변형 후의 인성이 열위였다. 비교예 3에서는 용융 아연 도금 공정에 있어서의 제3 균열 처리의 유지 시간이 1000초 초과였다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성이 열위였다. 비교예 4에서는 슬래브 가열 속도가 2℃/분 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 예비 변형 후의 인성이 열위였다. 비교예 7에서는 용융 아연 도금 공정에 있어서의 제1 균열 처리의 온도가 Ac1＋30℃(812℃) 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성이 열위였다. 비교예 8에서는 열간 압연 공정에 있어서의 마무리 압연의 1패스째 입측 온도가 1000℃ 미만이고, 최종 패스 출측 온도가 900℃ 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 예비 변형 후의 인성이 열위였다. 비교예 11에서는 용융 아연 도금 공정에 있어서의 제3 균열 처리의 온도가 300℃ 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성 및 예비 변형 후의 인성이 열위였다. 비교예 12에서는 용융 아연 도금 공정에 있어서의 제1 냉각의 평균 냉각 속도가 10℃/초 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성이 열위였다. 비교예 15에서는 제3 균열 처리의 유지 시간이 100초 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 예비 변형 후의 인성이 열위였다.

비교예 16에서는 용융 아연 도금 공정에 있어서의 제3 균열 처리의 온도가 420℃보다도 높았다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 예비 변형 후의 인성이 열위였다. 비교예 17에서는 용융 아연 도금 공정에 있어서의 제2 균열 처리의 유지 시간이 500초 초과였다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성이 열위였다. 비교예 18에서는 제2 균열 처리의 온도가 480℃ 초과였다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 예비 변형 후의 인성이 열위였다. 비교예 21에서는 용융 아연 도금 공정에 있어서의 제2 균열 처리의 유지 시간이 80초 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 예비 변형 후의 인성이 열위였다. 비교예 22에서는 열간 압연 공정에 있어서의 마무리 압연의 최대 압하율이 37％ 초과이고, 평균 스탠드간 시간이 0.20초 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 예비 변형 후의 인성이 열위였다. 비교예 27에서는 마무리 압연 완료부터 냉각 개시까지의 시간이 1초 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 예비 변형 후의 인성이 열위였다. 비교예 31에서는 열연 공정에 있어서의 권취 온도가 680℃ 초과였다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성 및 예비 변형 후의 인성이 열위였다. 비교예 44 내지 50은 화학 조성이 소정의 범위 내로 제어되어 있지 않기 때문에, 프레스 성형성 및/또는 예비 변형 후의 인성이 열위였다. 비교예 51에서는 용융 아연 도금 공정에 있어서의 Ac1∼Ac1＋30℃ 사이의 평균 가열 속도가 0.5초 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 예비 변형 후의 인성이 열위였다. 비교예 52에서는 제3 균열 처리를 생략했기 때문에, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성 및 예비 변형 후의 인성이 열위였다. 비교예 54에서는 제2 균열 처리를 생략했기 때문에, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 예비 변형 후의 인성이 열위였다.

이것과는 대조적으로, 실시예의 용융 아연 도금 강판은, 인장 강도가 980㎫ 이상이고 또한 TS×El×λ^0.5/1000이 80 이상이고, 나아가 예비 변형 후의 인성이 양호한 점에서, 프레스 성형성 및 프레스 성형형 후의 인성이 우수한 것을 알 수 있다.

[예B]

본 예에서는, 특정 균열 처리의 유무에 대하여 검토했다. 먼저, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브를 제작하고, 이어서 표 4에 나타낸 바와 같이 제1 냉각을 서랭으로 하고, 제2 균열 처리를 생략한 것 이외는 예A의 경우와 마찬가지로 하여, 용융 아연 도금 강판을 얻었다. 얻어진 용융 아연 도금 강판에 있어서의 강 조직 및 기계 특성은, 예A의 경우와 동일한 방법에 의해 조사했다. 그 결과를 표 5에 나타낸다. 표 4에 나타내는 각 균열 처리에서는, 온도는 표 4에 나타나는 온도±10℃의 범위 내로 유지되었다.

[표 4-1]

[표 4-2]

[표 5]

표 5의 결과로부터 명확한 바와 같이, 제1 냉각을 서랭으로 함으로써 제2 균열 처리를 생략한 경우에는, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 예비 변형 후의 인성이 열위였다.

Claims

모재 강판의 적어도 한쪽의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며, 상기 모재 강판이, 질량％로,
C: 0.100％∼0.350％,
Si: 0.50％∼2.50％,
Mn: 1.00％∼3.50％,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
Al: 0.001％∼1.500％,
N: 0.0100％ 이하,
O: 0.0100％ 이하,
Ti: 0％∼0.200％,
V: 0％∼1.00％,
Nb: 0％∼0.100％,
Cr: 0％∼2.00％,
Ni: 0％∼1.00％,
Cu: 0％∼1.00％,
Co: 0％∼1.00％,
Mo: 0％∼1.00％,
W: 0％∼1.00％,
B: 0％∼0.0100％,
Sn: 0％∼1.00％,
Sb: 0％∼1.00％,
Ca: 0％∼0.0100％,
Mg: 0％∼0.0100％,
Ce: 0％∼0.0100％,
Zr: 0％∼0.0100％,
La: 0％∼0.0100％,
Hf: 0％∼0.0100％,
Bi: 0％∼0.0100％ 및
Ce, La 이외의 REM: 0％∼0.0100％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
상기 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께∼3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직이, 체적 분율로,
페라이트: 0％∼50％,
잔류 오스테나이트: 6％∼30％,
베이나이트: 5％ 이상,
템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상,
프레시 마르텐사이트: 0％∼10％ 및
펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％∼5％
를 함유하고,
원 환산 직경 5.0㎛ 이상인 템퍼링 마르텐사이트의 개수 밀도가 20개/1000㎛² 이하이고, 또한
5％ 소성 변형 부여 후의 원 환산 직경 2.0㎛ 이상의 프레시 마르텐사이트의 면적률이 10％ 이하인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서, (A) 제1항에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 가열하는 것 및 가열된 슬래브를 복수의 압연 스탠드에 의해 마무리 압연하고, 이어서 권취하는 것을 포함하는 열간 압연 공정이며, 이하의 (A1) 내지 (A3)의 조건을 만족시키는 열간 압연 공정
(A1) 슬래브 가열 시의 Ac1∼Ac1＋30℃ 사이의 평균 가열 속도가 2∼50℃/분인 것,
(A2) 복수의 압연 스탠드에 의한 마무리 압연에 있어서, 1패스당 압하율이 37％ 이하, 1패스째 입측 온도가 1000℃ 이상, 최종 패스 출측 온도가 900℃ 이상, 평균 스탠드간 시간이 0.20초 이상이고, 또한 마무리 압연 완료부터 냉각 개시까지의 시간이 1초 이상인 것,
(A3) 권취 온도가 450∼680℃인 것, 그리고
(B) 얻어진 강판을 가열하여 제1 균열 처리하는 것, 제1 균열 처리된 강판을 제1 냉각하고 이어서 제2 균열 처리하는 것, 제2 균열 처리된 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하는 것, 도금이 실시된 강판을 제2 냉각하는 것 및 제2 냉각된 강판을 가열하고 이어서 제3 균열 처리하는 것을 포함하는 용융 아연 도금 공정이며, 이하의 (B1) 내지 (B6)의 조건을 만족시키는 용융 아연 도금 공정
(B1) 제1 균열 처리 전의 강판 가열 시에 있어서, Ac1∼Ac1＋30℃ 사이의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 이상인 것,
(B2) 상기 강판을 Ac1℃＋30℃∼950℃의 최고 가열 온도에서 1초∼1000초간 유지하는 것(제1 균열 처리),
(B3) 제1 냉각에 있어서의 700∼600℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 10∼100℃/초인 것,
(B4) 제1 냉각된 강판을 250∼480℃의 범위에서 80초∼500초간 유지하는 것(제2 균열 처리),
(B5) 제2 냉각이 150℃ 이하까지 행해지는 것,
(B6) 제2 냉각된 강판을 300∼420℃의 온도 영역으로 가열하고, 이어서 상기 온도역에서 100∼1000초간 유지하는 것(제3 균열 처리)
을 포함하는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.