KR20210105419A - 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

자동차의 에너지 흡수 부재용의 고강도 강판으로서 적합한, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상이고, 충돌 시의 내파단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 성분 조성으로서, 질량％로, C: 0.07∼0.20％, Si: 0.1∼2.0％, Mn: 2.0∼3.5％, P: 0.05％ 이하, S: 0.05％ 이하, Sol.Al: 0.005∼0.1％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강 조직은, 면적률로, 페라이트: 60％ 이하, 템퍼링 마르텐사이트: 40％ 이상, 프레시 마르텐사이트: 10％ 이하이고, 또한, VDA 굽힘 시험에 있어서의 굽힘부의 보이드수 밀도가 1500개/㎟ 이하인, 강판 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판.

Description

고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 자동차용 강판으로서의 용도에 적합한, 충돌 시의 내파단(fracture resistance) 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
지구 환경 보전의 관점에서, CO2 배출량을 삭감하기 위해, 자동차 차체의 강도를 유지하면서, 그의 경량화를 도모하여, 자동차의 연비를 개선하는 것이 자동차 업계에 있어서는 항상 중요한 과제가 되고 있다. 자동차 차체의 강도를 유지하면서 그의 경량화를 도모하기 위해서는, 자동차 부품용 소재가 되는 강판의 고강도화에 의해 강판을 박육화하는 것이 유효하다. 한편, 강판을 소재로 하는 자동차 부품은, 충돌 시에 차 내의 인간의 안전을 담보하는 것이 전제가 된다. 따라서 자동차 부품용 소재로서 이용되는 고강도 강판에는 소망하는 강도를 갖는 것에 더하여, 우수한 충돌 특성이 요구된다.
최근, 자동차 차체에 있어서 인장 강도 TS가 980㎫ 초과급의 고강도 강판의 적용이 계속 확대되고 있다. 충돌 특성의 관점에서는, 자동차 부품은 필러나 범퍼 등의 비변형 부재와 멤버 등의 에너지 흡수 부재로 대별되고, 자동차가 주행 중에 만일 충돌한 경우에 탑승자의 안전을 확보하기 위해 각각 필요한 충돌 특성이 요구된다. 비변형 부재에 있어서는 고강도화가 진행되고 있고, 980㎫ 초과급의 고강도 강판은 이미 실용화되어 있다. 그러나, 에너지 흡수 부재로의 적용에 있어서, 980㎫ 초과급의 고강도 강판은 충돌 시에 성형에 의한 1차 가공을 받은 개소가 기점이 되어 부재 파단을 일으키기 쉬워, 안정적으로 충돌 에너지 흡수능을 발휘할 수 없다는 과제가 있다. 그 때문에, 에너지 흡수 부재에는 980㎫급 이상의 고강도 강판의 적용은 아직 되어 있지 않아, 경량화에 의해 환경 보전에 기여할 여지가 있다. 따라서, 에너지 흡수 부재에 내파단 특성이 우수한 980㎫ 초과급의 고강도 강판을 적용하는 것이 필요하다.
이러한 요구에 대하여, 예를 들면, 특허문헌 1에서는, 성형성 및 내충격성이 우수한 TS가 1180㎫급의 초고강도 강판에 관한 기술이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 2에서는 인장 최대 강도 780㎫ 이상에서 충돌 시의 충격 흡수 부재에 적용 가능한 고강도 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.
일본공개특허공보 2012-31462호 일본공개특허공보 2015-175061호
그러나, 특허문헌 1에서는 충돌 특성에 대해서 검토하고 있기는 하지만, 충돌 시에 부재의 파단이 일어나지 않는 것을 전제로 한 내충격성에 대해서 검토되어 있고, 내부재 파단(fracture resistance of a member)이라는 관점에서의 충돌 특성에 대해서는 검토되어 있지 않다. 또한, 특허문헌 2에서는, 해트재(hat member)에 대하여 낙추에 의한 동적 축 압궤(dynamic axial crush) 시험의 균열(crack) 판정을 행하여, 780㎫ 초과급의 내파단 특성에 대해서 평가하고 있다. 그러나, 압궤(crush) 후의 균열 판정에서는 압궤 중의 균열 발생에서 파단에 이르기까지의 과정을 평가할 수 없다. 그 이유는, 압궤의 과정에 있어서, 조기에 균열이 발생한 경우, 판두께를 관통하지 않는 정도의 경미한 균열이라도 흡수 에너지를 저하시킬 가능성이 있기 때문이다. 또한, 압궤의 과정에 있어서의 후기에 균열이 발생한 경우, 판두께를 관통할 정도의 큰 균열이라도 흡수 에너지에 거의 영향을 미치지 않을 가능성이 있다. 따라서, 압궤 후의 균열 판정만으로는 내파단 특성의 평가로서 불충분하다고 생각된다.
본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 자동차의 에너지 흡수 부재용의 고강도 강판으로서 적합한, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상이고, 충돌 시의 내파단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해, 강판의 성분 조성, 조직 및 제조 방법의 관점에서 예의 연구를 거듭한 결과 이하의 점을 발견했다.
특정의 성분 조성에 있어서, 면적률로, 페라이트: 60％ 이하, 템퍼링 마르텐사이트: 40％ 이상, 프레시 마르텐사이트: 10％ 이하이고, 또한, VDA 굽힘 시험에 있어서의 굽힘부의 보이드수 밀도가 1500개/㎟ 이하로 함으로써, TS가 980㎫ 이상이고 충돌 시의 내파단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어지는 것을 알 수 있었다.
본 발명은 이러한 인식에 기초하여 이루어진 것으로, 그의 요지는 이하와 같다.
[1] 강 조성으로서, 질량％로, C: 0.07∼0.20％, Si: 0.1∼2.0％, Mn: 2.0∼3.5％, P: 0.05％ 이하, S: 0.05％ 이하, Sol.Al: 0.005∼0.1％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
강 조직은, 면적률로, 페라이트: 60％ 이하, 템퍼링 마르텐사이트: 40％ 이상, 프레시 마르텐사이트: 10％ 이하이고, 또한, VDA 굽힘 시험에 있어서의 굽힘부의 보이드수 밀도가 1500개/㎟ 이하인, 강판 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판.
[2] 상기 강 조직은, 추가로, 면적률로, 잔류 오스테나이트: 3∼10％인 [1]에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.
[3] 추가로, 강 조성으로서, 질량％로, Cr: 0.005∼1.0％, Mo: 0.005∼0.5％, V: 0.005∼0.5％로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.
[4] 추가로, 강 조성으로서, 질량％로, Ti: 0.005∼0.5％, Nb: 0.005∼0.5％, B: 0.0003∼0.005％, Ni: 0.005∼1.0％, Cu: 0.005∼1.0％로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유하는 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.
[5] 추가로, 강 조성으로서, 질량％로, Ca: 0.001∼0.005％, REM: 0.001∼0.005％로부터 선택되는 1종 또는 2종의 원소를 함유하는 [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.
[6] 강판 표면의 용융 아연 도금층은, 합금화 용융 아연 도금층인 [1] 내지 [5] 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.
[7] [1], [3] 내지 [5] 중 어느 하나에 기재된 강 조성을 갖는 강 슬래브에, 마무리 압연 온도를 850∼950℃로 하여 열간 압연을 실시하고, 600℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
20％ 초과의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과,
750℃ 이상의 어닐링 온도까지 가열하여, 30초 이상 보존유지(保持)하는 어닐링 공정과,
어닐링 온도로부터 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms)의 온도역을 평균 냉각 속도 20℃/s 이상으로 냉각한 후, (Ms－200℃)∼(Ms－100℃)의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도 2∼10℃/s로 냉각하고, 그 후 300∼500℃에서 20초 이상 보존유지하는 퀀칭 템퍼링 공정과,
용융 아연 도금을 실시하는 용융 아연 도금 공정을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[8] 상기 용융 아연 도금 공정에 있어서, 용융 아연 도금을 실시한 후에 합금화 처리를 실시하는 합금화 공정을 갖는 [7]에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 자동차의 에너지 흡수 부재용의 고강도 강판으로서 적합한, 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상이고, 충돌 시의 내파단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하에, 본 발명의 상세를 설명한다. 또한, 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한, 「질량％」를 의미한다.
1) 강 조성
C: 0.07∼0.20％
C는 페라이트 이외의 상을 생성하기 쉽게 하고, 또한, Nb나 Ti 등과 합금 화합물을 형성하기 때문에, 강도 향상에 필요한 원소이다. C가 0.07％ 미만에서는, 제조 조건의 최적화를 도모해도, 소망하는 강도를 확보할 수 없다. 한편, C가 0.20％를 초과하면 마르텐사이트가 증가하여, 제조 조건의 최적화를 도모해도 본 발명의 강 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 바람직하게는, 0.10％ 이상이고, 바람직하게는 1.8％ 이하로 한다.
Si: 0.1∼2.0％
Si는 페라이트 생성 원소이고, 또한, 고용 강화(solid solution strengthening) 원소이기도 하다. 따라서, 강도와 연성의 밸런스의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해, Si는 0.1％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 한편, Si가 2.0％를 초과하면, 아연 도금 부착, 밀착성의 저하 및 표면 성상의 열화를 일으키는 경우가 있다. 바람직하게는, 0.2％ 이상이고, 바람직하게는 1.5％ 이하로 한다.
Mn: 2.0∼3.5％
Mn은 마르텐사이트의 생성 원소이고, 또한, 고용 강화 원소이기도 하다. 또한, 잔류 오스테나이트 안정화에 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해, Mn은 2.0％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 한편, Mn이 3.5％를 초과하면 제2상 중의 마르텐사이트 분율이 증가하여, 가공성이 저하하는 경우가 있다. 바람직하게는, 2.1％ 이상이고, 바람직하게는 3.0％ 이하로 한다.
P: 0.05％ 이하
P는, 강의 강화에 유효한 원소이다. 그러나, P가 0.05％를 초과하면 합금화 속도를 대폭으로 지연시킨다. 또한, 0.05％를 초과하여 과잉으로 함유시키면, 입계 편석에 의해 취화를 일으켜, 충돌 시의 내파단 특성을 열화시키는 경우가 있다. 바람직하게는, 0.01％ 이하로 한다. 하한에 대해서는 특별히 정하지 않지만, 용제상의 경제성으로부터, 0.0005％ 이상이다.
S: 0.05％ 이하
S는, MnS 등의 개재물(inclusion)이 되어, 내충격성의 열화나 용접부의 메탈 플로우를 따른 균열의 원인이 된다. 따라서, S량은 최대한 낮은 쪽이 좋지만, 제조 비용의 면으로부터 S는 0.05％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.01％ 이하로 한다. 하한에 대해서는 특별히 정하지 않지만, 용제상의 경제성으로부터, 0.0001％ 이상이다.
Sol.Al: 0.005∼0.1％
Al은 탈산제로서 작용하고, 또한, 고용 강화 원소이기도 하다. Sol.Al이 0.005％ 미만에서는 이들 효과는 얻어지지 않는다. 또한, Sol.Al이 0.1％를 초과하면 제강 시에 있어서의 슬래브 품질을 열화시킨다. 바람직하게는, 0.005％ 이상이고, 바람직하게는 0.04％ 이하로 한다.
이상이 기본 성분이다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 상기 기본 성분을 함유하고, 상기 기본 성분 이외의 잔부는 Fe(철) 및 불가피적 불순물을 포함하는 성분 조성을 갖는다. 여기에서, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 상기 기본 성분을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다. 또한, N은 불가피적 불순물로서, 0.0060％ 이하의 범위에서 함유하는 것이 허용된다.
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 상기 성분 조성에 더하여, 추가로, 하기의 Cr, Mo, V로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 임의로 함유할 수 있다.
Cr: 0.005∼1.0％, Mo: 0.005∼0.5％, V: 0.005∼0.5％
Cr, Mo, V는 퀀칭성을 올려, 강의 강화에 유효한 원소이다. 그 효과는, 각각 0.005％ 이상에서 얻어진다. 한편, Cr: 1.0％, Mo: 0.5％, V: 0.5％를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 상기의 효과가 포화하여, 더욱 원료 비용이 증가한다. 또한, 제2상 분율이 과대해져 충돌 시의 내파단 특성을 열화시키는 경우가 있다.
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 상기 성분 조성에 더하여, 추가로, 하기의 Ti, Nb, B, Ni, Cu로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유할 수 있다.
Ti: 0.005∼0.5％, Nb: 0.005∼0.5％
Ti, Nb는 강의 석출 강화에 유효하고, 그 효과는 각각 0.005％ 이상에서 얻어지며, 본 발명에서 규정한 범위 내이면 강의 강화에 사용해도 지장없다. 그러나, 각각이 0.5％를 초과하면 충돌 시의 내파단 특성을 열화시키는 경우가 있다.
B: 0.0003∼0.005％
B는 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 생성·성장을 억제함으로써 퀀칭성의 향상에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 그 효과는, 0.0003％ 이상에서 얻어진다. 그러나, 0.005％를 초과하면 충돌 시의 내파단 특성을 열화시키는 경우가 있다.
Ni: 0.005∼1.0％, Cu: 0.005∼1.0％
Ni, Cu는 강의 강화에 유효한 원소이고, 본 발명에서 규정한 범위 내이면 강의 강화에 사용해도 지장없다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 각각 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Ni, Cu 모두 1.0％를 초과하면, 충돌 시의 내파단 특성을 열화시키는 경우가 있다.
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 상기 성분 조성에 더하여, 추가로, 하기의 Ca, REM으로부터 선택되는 1종 또는 2종의 원소를 임의로 함유할 수 있다.
Ca: 0.001∼0.005％, REM: 0.001∼0.005％
Ca, REM은, 모두 황화물의 형태 제어에 의해 가공성을 개선시키는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, Ca, REM의 함유량은 각각 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ca, REM의 각각의 함유량이 0.005％를 초과하면, 강의 청정도에 악영향을 미쳐 특성이 저하할 우려가 있다.
2) 강 조직
페라이트의 면적률: 60％ 이하
페라이트의 면적률이 60％를 초과하면, 980㎫ 이상의 TS와 충돌 시의 내파단 특성을 양립하는 것이 곤란해진다. 따라서, 페라이트의 면적률은 60％ 이하로 한다. 바람직하게는, 면적률은 40％ 이하로 한다. 하한은 특별히 정하지 않지만, 면적률은 10％ 이상인 것이 바람직하다.
템퍼링 마르텐사이트의 면적률: 40％ 이상
템퍼링 마르텐사이트는, 충돌 시의 내파단 특성을 향상시키는 데에 유효하다. 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 40％ 미만에서는, 이러한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 바람직하게는, 면적률은 50∼80％로 한다.
프레시 마르텐사이트의 면적률: 10％ 이하
프레시 마르텐사이트는 고강도화에는 유효하다. 그러나, 연질상과의 입계에서 보이드가 생기기 쉬워, 프레시 마르텐사이트의 면적률이 10％를 초과하면 충돌 시의 내파단 특성을 저하시키는 경우가 있다. 바람직하게는, 면적률은 5％ 이하로 한다. 하한은 특별히 정하지 않지만, 면적률은 1％ 이상인 것이 바람직하다.
VDA 굽힘 시험에 있어서의 굽힘부의 보이드수 밀도: 1500개/㎟ 이하
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서, VDA 굽힘 시험에 있어서의 굽힘부의 보이드수 밀도를 1500개/㎟ 이하로 함으로써 높은 충돌 특성이 얻어진다. 이 메커니즘은 분명하지 않지만, 다음과 같이 생각된다. 충돌 특성 열화의 원인이 되는 충돌 시의 파단은, 균열의 발생 및 진전이 기점이 된다. 균열은 가공 경화능의 저하 및 고경도차 영역에서의 강판 조직 내에서 관찰되는 보이드의 생성·연결에 의해 발생하기 쉬워진다고 생각된다. 또한, 실부재(actual member)의 충돌에서는 1차 가공을 받은 개소에서 1차 가공과 직교 방향으로 되굽혀지도록 변형한다. 이 때 1차 가공의 고경도차 영역에서 보이드가 발생하면 보이드의 주변에 응력이 집중되어, 균열의 발생·진전이 조장되고, 그 결과 파단에 이른다. 그래서, 템퍼링 마르텐사이트에 의해 고경도차 영역을 감소시키고, 추가로 필요에 따라서 잔류 오스테나이트를 활용하여 변형 중에 1차 가공부에서의 응력 집중을 억제함으로써, 1차 가공부에 있어서의 보이드 발생·진전 및 그에 수반하는 부재 파단을 억제하여, 높은 내파단 특성이 얻어진다. 따라서, 이들 효과를 얻기 위해 VDA 굽힘 시험에 있어서의 굽힘부의 보이드수 밀도를 1500개/㎟ 이하로 한다. 바람직하게는, 1000개/㎟ 이하이다.
또한, VDA 굽힘 시험에 있어서의 굽힘부의 보이드수 밀도에 대해서는, 후술하는 어닐링 후의 냉각 속도를 제어함으로써, 소망하는 보이드수 밀도가 얻어진다. 고온역에서는 빠른 냉속으로 냉각 중의 페라이트 변태를 억제하여 Ms점을 내리지 않고, Ms점 이하의 온도역에서는 냉속을 느리게 함으로써 냉각 중에도 마르텐사이트의 템퍼링을 행한다. 그 후의 재가열로 추가로 템퍼링을 행함으로써 마르텐사이트가 확실히 템퍼링되어 고도차 완화에 보다 크게 기여한다. 그 결과, 1차 가공 시의 보이드 생성이 억제된다.
여기에서, VDA 굽힘 시험에 있어서의 굽힘부의 보이드수 밀도란, 독일 자동차 공업회에서 규정된 VDA 규격(VDA238-100)에 준거한 굽힘-직교 굽힘 시험(VDA 굽힘 시험)에 있어서, 1차 가공 후(1차 굽힘 가공 후)의 굽힘부를 조직 관찰했을 때의, 강판 조직 내에 관찰되는 보이드의 개수이다. 본 발명에 있어서의 VDA 굽힘 시험에 있어서의 굽힘부의 보이드수 밀도의 측정 방법에 대해서는, VDA 규격에 준거하여, 90도 V 블록을 이용하여 이하의 조건으로 1차 굽힘 가공을 실시한 시험편에 대해서, 조직 관찰을 행하여, 굽힘부의 보이드수 밀도를 측정한다.
[1차 굽힘 가공 조건]
펀치 선단 R: 5㎜
성형 하중: 15ton
스트로크 속도: 30㎜/min
보존유지 시간: 5초
굽힘 방향: 압연 평행 방향
[직교 굽힘 조건]
시험 방법: 롤 지지, 펀치 압입.
롤 지름: φ30㎜
펀치 선단 R: 0.4㎜
롤간 거리: (판두께×2)＋0.5㎜
스트로크 속도: 20㎜/min
시험편 사이즈: 60㎜×60㎜
굽힘 방향: 압연 직각 방향
보이드수 밀도는, 1차 가공부를 압연 방향에 대하여 직각으로 절단한 판두께 단면을 연마 후, 1차 가공 시의 굽힘 내측의 판두께 표층을 SEM(주사형 전자 현미경)으로 1500배의 배율로 3시야 촬영하고, 얻어진 화상 데이터로부터 Media Cybernetics사 제조의 Image-Pro를 이용하여 보이드의 수 밀도를 구하고, 3시야의 수 밀도의 평균값을 보이드수 밀도로 했다. 또한, 보이드는 페라이트보다 진한 흑색으로 각 조직과 명확하게 구별할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 면적률: 3∼10％(적합 조건)
잔류 오스테나이트는 충돌 시의 균열 발생을 지연시켜, 내파단 특성을 향상시키는 데에 유효하다. 잔류 오스테나이트의 면적률이 3％ 미만에서는 이러한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 잔류 오스테나이트의 면적률이 10％를 초과하면, 가공 유기 변태에 의해 생성된 프레시 마르텐사이트에 의해 충돌 시의 내파단 특성을 저하시키는 경우가 있다. 보다 바람직하게는, 면적률은 5∼10％로 한다.
페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 이외의 조직으로서, 베이나이트나 시멘타이트, 펄라이트를 합계로 5％ 이하 포함하는 경우도 있지만, 상기의 강 조직의 조건을 충족하고 있으면, 본 발명의 목적은 달성된다.
여기에서, 페라이트, 프레시 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이란, 관찰 면적에 차지하는 각 상의 면적의 비율이다. 각 조직의 면적률은, 압연 방향에 대하여 직각으로 절단한 강판의 판두께 단면을 연마 후, 3질량％ 나이탈로 부식하여, 판두께 1/4 위치를 SEM(주사형 전자 현미경)으로 1500배의 배율로 3시야 촬영하고, 얻어진 화상 데이터로부터 Media Cybernetics사 제조의 Image-Pro를 이용하여 각 조직의 면적률을 구하고, 3시야의 면적률의 평균값을 각 조직의 면적률로 했다. 상기 화상 데이터에 있어서, 페라이트는 흑색, 템퍼링 마르텐사이트는 미세한 방위가 정돈되어 있지 않은 탄화물을 포함하는 밝은 회색, 잔류 오스테나이트 및 프레시 마르텐사이트는 백색으로서 구별할 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 체적률이란, 판두께 1/4면에 있어서의 bcc철의 (200), (211), (220)면의 X선 회절 적분 강도에 대한 fcc철의 (200), (220), (311)면의 X선 회절 적분 강도의 비율이다. 프레시 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트는 SEM상에서의 구별이 곤란하기 때문에, 프레시 마르텐사이트의 면적률은 프레시 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률로부터 잔류 오스테나이트의 면적률을 뺌으로써 구한다.
또한, 본 발명의 강판 표면의 용융 아연 도금층은, 합금화 용융 아연 도금층인 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서 규정하는 표면은, 도금층과 강판의 계면을 의미한다.
3) 제조 조건
본 발명의 고강도 강판의 제조 방법은, 상기의 강 조성을 갖는 강 슬래브에, 마무리 압연 온도를 850∼950℃로 하여 열간 압연을 실시하고, 600℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과, 20％ 초과의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과, 750℃ 이상의 어닐링 온도까지 가열하고, 30초 이상 보존유지하는 어닐링 공정과, 어닐링 온도∼마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms)의 온도역을 평균 냉각 속도 20℃/s 이상으로 냉각한 후, (Ms－200℃)∼(Ms－100℃)의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도 2∼10℃/s로 냉각하고, 그 후 300∼500℃에서 20초 이상 보존유지하는 퀀칭 템퍼링 공정과, 용융 아연 도금을 실시하는 용융 아연 도금 공정을 갖는 것을 특징으로 한다. 또한, 용융 아연 도금 공정에 있어서, 용융 아연 도금을 실시한 후, 합금화 처리를 실시하는 합금화 공정을 가져도 좋다.
우선, 열간 압연 공정의 각 조건에 대해서 설명한다.
마무리 압연 온도: 850∼950℃
마무리 압연 온도가 850℃ 미만인 경우, 압연 시에 페라이트 변태가 일어나, 국소적으로 강도가 저하하기 때문에, 본 발명의 조직 및 특성이 얻어지지 않는다. 한편, 950℃를 초과하면 결정립이 조대화(coarse)하여, 본 발명의 강 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 마무리 압연 온도는 850∼950℃로 한다.
권취 온도: 600℃ 이하
권취 온도가 600℃를 초과한 경우, 열연판 중의 탄화물이 조대화하고, 이러한 조대화한 탄화물은 어닐링 시의 균열 중에 다 녹지 않기 때문에, 필요한 강도를 얻을 수 없는 경우가 있다.
열간 압연 공정에 의해 얻어진 열연판을 통상 공지의 방법으로 산 세정, 탈지 등의 예비 처리를 행한 후에, 필요에 따라서 냉간 압연을 실시한다. 냉간 압연을 실시할 때의 냉간 압연 공정의 조건에 대해서 설명한다.
냉간 압연의 압하율: 20％ 초과
냉간 압연의 압하율이 20％ 이하에서는, 페라이트의 재결정이 촉진되지 않고, 미재결정 페라이트가 잔존하여, 가공성이 저하하는 경우가 있다.
다음으로, 냉간 압연 공정에 의해 얻어진 냉연판을 어닐링할 때의 어닐링 공정의 조건에 대해서 설명한다.
어닐링 온도: 750℃ 이상, 보존유지 시간: 30초 이상
어닐링 온도가 750℃ 미만에서는, 오스테나이트의 생성이 불충분해지고, 과잉인 페라이트가 생성되어 본 발명의 강 조직이 얻어지지 않는다. 바람직하게는 750∼900℃로 한다. 또한, 보존유지 시간이 30초 미만에서는, 오스테나이트의 생성이 불충분해지고, 과잉인 페라이트가 생성되어 본 발명의 강 조직이 얻어지지 않는다. 바람직하게는 30초 이상이고, 바람직하게는 600초 이하로 한다.
어닐링 공정 후, 퀀칭 템퍼링을 실시한다. 퀀칭 템퍼링 공정의 조건에 대해서 설명한다.
어닐링 온도로부터 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms)의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도: 20℃/s 이상
상기 어닐링 온도에서 어닐링 후의 강판을, 어닐링 온도로부터 마르텐사이트변태 개시 온도(Ms)의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 20℃/s 미만에서는, 본 발명의 내파단 특성이 얻어지지 않는다. 이 이유는 분명하지 않지만 이하와 같이 생각된다. 냉각 속도가 20℃/s 미만에서는 냉각 중에 페라이트나 베이나이트가 과도로 생상되어, Ms점이 저하한다. 그 때문에 냉각 정지 시의 마르텐사이트 변태량이 감소하고, 또한, 보다 저온에서 마르텐사이트 변태하기 때문에, Ms점이 높은 경우에 비해 냉각 중에 있어서의 마르텐사이트의 템퍼링이 불충분해진다. 그 결과, 템퍼링 마르텐사이트에 의한 경도차 완화의 효과가 작아져, 1차 가공 시에 보이드가 발생하기 쉬워진다고 생각된다. 따라서, 평균 냉각 속도는 20℃/s 이상으로 한다.
또한, Ms는 이하의 식에 의해 구할 수 있다.
Ms(℃)=539－423×{[C％]×100/(100－[α면적％])}－30×[Mn％]－12×[Cr％]－18×[Ni％]－8×[Mo％]
상기식에 있어서, 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 원소는 0으로 한다.
또한, [α면적％]는 어닐링 중의 페라이트 면적률이다. 어닐링 중의 페라이트 면적률은, 열 팽창 측정 장치로 승온 속도 및 어닐링 온도 및 어닐링 시의 보존유지 시간을 모의함으로써 사전에 구한다.
어닐링 후는 가능한 한 빠른 냉각 속도로 급랭하는 것이 바람직하고, 어닐링 온도로부터 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms)의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 22℃/s 이상이 바람직하다. 어닐링 온도로부터 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms)의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 50℃/s 이상이 보다 바람직하다. 또한, 냉각 설비의 경제성에 의해, 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
(Ms－200℃)∼(Ms－100℃)의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도: 2∼10℃/s
평균 냉각 속도가 2℃/s 미만에서는, 냉각중에 탄화물을 포함하는 베이나이트가 과도로 생성되어 본 발명의 강 조직이 얻어지지 않는다. 또한, 10℃/s를 초과하는 평균 냉각 속도로 냉각하면, 본 발명의 내파단 특성이 얻어지지 않는다. 이 이유는 분명하지 않지만 이하와 같이 생각된다. 냉각 속도를 10℃/s 이하로 함으로써 Ms점에서 냉각 정지 온도에 도달할 때까지의 시간이 길어져, 마르텐사이트가 냉각 중에도 템퍼링되어, 템퍼링 마르텐사이트에 의한 경도차의 완화의 효과가 보다 커진다고 생각된다. 냉각 속도가 10℃/s를 초과하면 이 효과가 얻어지지 않게 되고, 그 결과 1차 가공 시에 보이드가 발생하기 쉬워진다고 생각된다. 따라서, 평균 냉각 속도는 2∼10℃/s로 한다.
냉각 정지 온도: (Ms－200℃)∼(Ms－100℃)
냉각 정지 온도가 (Ms－100℃) 초과에서는 템퍼링 마르텐사이트의 생성이 불충분하여, 본 발명의 강 조직이 얻어지지 않는다. 한편, (Ms－200℃) 미만에서는 템퍼링 마르텐사이트가 과잉이 되어, 잔류 오스테나이트의 생성이 불충분해지는 경우가 있다. 바람직하게는 (Ms－200℃)∼(Ms－150℃)로 한다.
템퍼링 온도: 300∼500℃, 보존유지 시간: 20초 이상
300℃ 미만에서는 마르텐사이트의 템퍼링이 불충분해져, 본 발명의 강 조직 및 내파단 특성이 얻어지지 않는다. 한편, 500℃를 초과하면 페라이트가 과잉으로 생성되어 본 발명의 강 조직이 얻어지지 않는다. 바람직하게는 350℃ 이상이고, 바람직하게는 450℃ 이하로 한다. 또한, 보존유지 시간이 20초 미만에서는 마르텐사이트의 템퍼링이 불충분해져, 본 발명의 강 조직 및 내파단 특성이 얻어지지 않는다. 바람직하게는 30초 이상이고, 바람직하게는 500초 이하로 한다.
다음으로, 용융 아연 도금 공정의 조건에 대해서 설명한다.
용융 아연 도금 처리는, 상기에 의해 얻어진 강판을 440℃ 이상 500℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지하고, 그 후, 가스 와이핑 등에 의해 도금 부착량을 조정하여 행하는 것이 바람직하다. 또한, 용융 아연 도금 처리 공정 후에 합금화 처리를 실시하는 합금화 공정을 가져도 좋다.
용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시한 후의 강판에는, 형상 교정이나 표면 조도의 조정 등을 목적으로, 조질 압연을 행할 수 있다. 단, 조질 압연은 조압률이 0.5％를 초과하면 표층 경화에 의해 굽힘성이 열화하는 경우가 있기 때문에, 조압률은 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.3％ 이하이다. 또한, 수지나 유지 코팅 등의 각종 도장 처리를 실시할 수도 있다.
그 외의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정하지 않지만, 이하의 조건으로 행하는 것이 바람직하다.
슬래브는, 매크로 편석(macrosegregation)을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하고, 조괴법(ingot casting method), 박슬래브 주조법에 의해 제조할 수도 있다. 슬래브를 열간 압연하려면, 슬래브를 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재가열하여 열간 압연을 행해도 좋다. 또한, 슬래브를 실온까지 냉각하지 않고 가열로에 장입하여 열간 압연을 행할 수도 있다. 혹은, 근소한 보열을 행한 후에 즉시 열간 압연하는 에너지 절약 프로세스도 적용할 수 있다. 슬래브를 가열하는 경우는, 압연 하중의 증대 방지나, 탄화물이 용해되기 때문에, 1100℃ 이상으로 가열하는 것이 바람직하다. 또한, 스케일 로스의 증대를 방지하기 위해, 슬래브의 가열 온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
슬래브를 열간 압연할 때는, 슬래브의 가열 온도를 낮게 했을 때에 압연 시의 트러블을 방지하는 관점에서, 조압연(rough rolling) 후의 조바(rough sheet bar)를 가열할 수도 있다. 또한, 조바끼리를 접합하여, 마무리 압연을 연속적으로 행하는, 소위 연속 압연 프로세스를 적용할 수 있다. 또한, 압연 하중의 저감이나 형상·재질의 균일화를 위해, 마무리 압연의 전체 패스 혹은 일부의 패스로 마찰 계수가 0.10∼0.25가 되는 윤활 압연을 행하는 것이 바람직하다.
권취 후의 강판은, 스케일을 산 세정 등에 의해 제거해도 좋다. 산 세정 후, 상기의 조건으로 냉간 압연, 어닐링, 용융 아연 도금이 실시된다.
실시예
표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 진공 용해로에 의해 용제하고, 분괴 압연하여 강 슬래브로 했다. 또한, 표 1 중, N은 불가피적 불순물이다.
Figure pct00001
이들 강 슬래브를 가열하고, 조압연, 마무리 압연, 권취를 실시하여 열연판으로 했다. 이어서, 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고, 얻어진 냉연판을 어닐링에 제공했다. 열연 조건, 냉연 조건 및 어닐링 조건은, 표 2에 나타내는 바와 같다. 표 2에 나타내는 조건으로 제작한 강판을, 도금욕 중에 침지하여, 도금 부착량 20∼80g/㎡의 용융 아연 도금층(GI)을 형성시켰다. 또한, 일부에 대해서는, 용융 아연 도금층 형성 후에 합금화 처리를 행하여, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)을 얻었다.
Figure pct00002
얻어진 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판에, 압하율 0.3％의 스킨 패스 압연을 실시한 후, 상기한 수법에 따라, 페라이트(F), 베이나이트(B), 템퍼링 마르텐사이트(TM), 프레시 마르텐사이트(FM) 및 잔류 오스테나이트(RA)의 면적률을 각각 구했다.
또한, 이하의 시험 방법에 따라, 인장 특성 및 내파단 특성을 구했다.
<인장 시험>
압연 방향에 대하여 직각 방향으로 JIS 5호 인장 시험편(JIS Z2201)을 채취하고, 변형 속도가 10－3/s로 하는 JIS Z2241의 규정에 준거한 인장 시험을 행하여, 인장 강도(TS)를 구했다. 또한, TS가 980㎫ 이상을 합격으로 했다.
<굽힘-직교 굽힘 시험>
굽힘 시험은 독일 자동차 공업회에서 규정된 VDA 규격(VDA238-100)에 기초하여, 이하의 측정 조건으로 평가를 행했다. 또한, 시험편에는 미리 90도 V 블록을 이용하여 이하의 조건으로 1차 굽힘 가공을 실시했다. 1차 가공부에 있어서의 변형 과정에서의 균열 평가에 의해 내파단 특성을 평가했다.
[1차 굽힘 가공 조건]
펀치 선단 R: 5㎜
성형 하중: 15ton
스트로크 속도: 30㎜/min
보존유지 시간: 5초
굽힘 방향: 압연 평행 방향
[직교 굽힘 조건]
시험 방법: 롤 지지, 펀치 압입.
롤 지름: φ30㎜
펀치 선단 R: 0.4㎜
롤간 거리: (판두께×2)＋0.5㎜
스트로크 속도: 20㎜/min
시험편 사이즈: 60㎜×60㎜
굽힘 방향: 압연 직각 방향
직교 굽힘 시험 시에 얻어지는 스트로크-하중 곡선에 있어서, 시험편이 평탄해지고 나서 하중 최대 시까지의 스트로크를 구하고, 굽힘-직교 굽힘 시험을 3회 실시한 평균값을 ΔS로 했다. 또한, 시험편이 평탄해지는 점은 스트로크-하중 곡선에 있어서, 하중이 거의 일정해진 후 재차 증가하기 시작하는 점으로 한다. ΔS가 8㎜ 이상에서 내파단 특성이 양호하다고 평가했다.
결과를 표 3에 나타낸다.
Figure pct00003
어느 발명예도, TS가 980㎫ 이상이고, 충돌 시의 내파단 특성이 우수한 것을 확인할 수 있다.
따라서, 본 발명에 의하면, TS가 980㎫ 이상이고, 충돌 시의 내파단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 본 발명은, 자동차의 경량화에 기여하여, 자동차 차체의 고성능화에 크게 기여한다는 우수한 효과를 가져온다.
(산업상의 이용 가능성)
본 발명에 의하면, TS가 980㎫ 이상이고 충돌 시의 내파단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판을 자동차용 부품 용도에 사용하면, 자동차의 경량화에 기여하여, 자동차 차체의 고성능화에 크게 기여할 수 있다.

Claims (8)

  1. 강 조성으로서, 질량％로, C: 0.07∼0.20％,
    Si: 0.1∼2.0％,
    Mn: 2.0∼3.5％,
    P: 0.05％ 이하,
    S: 0.05％ 이하,
    Sol.Al: 0.005∼0.1％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    강 조직은, 면적률로, 페라이트: 60％ 이하, 템퍼링 마르텐사이트: 40％ 이상, 프레시 마르텐사이트: 10％ 이하이고, 또한, VDA 굽힘 시험에 있어서의 굽힘부의 보이드수 밀도가 1500개/㎟ 이하인, 강판 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강 조직은, 추가로, 면적률로, 잔류 오스테나이트: 3∼10％인 고강도 용융 아연 도금 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    추가로, 강 조성으로서, 질량％로, Cr: 0.005∼1.0％,
    Mo: 0.005∼0.5％,
    V: 0.005∼0.5％로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 강 조성으로서, 질량％로, Ti: 0.005∼0.5％,
    Nb: 0.005∼0.5％,
    B: 0.0003∼0.005％,
    Ni: 0.005∼1.0％,
    Cu: 0.005∼1.0％로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 강 조성으로서, 질량％로, Ca: 0.001∼0.005％,
    REM: 0.001∼0.005％로부터 선택되는 1종 또는 2종의 원소를 함유하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    강판 표면의 용융 아연 도금층은, 합금화 용융 아연 도금층인 고강도 용융 아연 도금 강판.
  7. 제1항, 제3항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 강 조성을 갖는 강 슬래브에, 마무리 압연 온도를 850∼950℃로 하여 열간 압연을 실시하고, 600℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
    20％ 초과의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과,
    750℃ 이상의 어닐링 온도까지 가열하고, 30초 이상 보존유지(保持)하는 어닐링 공정과,
    어닐링 온도로부터 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms)의 온도역을 평균 냉각 속도 20℃/s 이상으로 냉각한 후, (Ms－200℃)∼(Ms－100℃)의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도 2∼10℃/s로 냉각하고, 그 후 300∼500℃에서 20초 이상 보존유지하는 퀀칭 템퍼링 공정과,
    용융 아연 도금을 실시하는 용융 아연 도금 공정을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 용융 아연 도금 공정에 있어서, 용융 아연 도금을 실시한 후에 합금화 처리를 실시하는 합금화 공정을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
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