KR20210108461A - 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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다카후미 요코야마
히로유키 가와타
구니오 하야시
유지 야마구치
사토시 우치다
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

모재 강판의 적어도 한쪽의 표면에 용융 아연 도금층을 갖고, 상기 모재 강판이, 소정의 조성을 갖고, 체적 분율로, 페라이트: 0％ 내지 50％, 잔류 오스테나이트: 0％ 내지 30％, 템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상, 프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 10％, 및 펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 5％를 함유하고, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 상기 잔부 조직이 베이나이트를 포함하고, 구오스테나이트 입계에 있어서의 B 원자의 농도가 2.0atm％ 이상이고, 또한, 평균 유효 결정 입경이 7.0㎛ 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 것이고, 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 수반되는 온실 가스 배출량 규제의 관점에서 자동차의 연비 향상이 요구되고 있고, 차체의 경량화와 충돌 안전성 확보를 위해 고강도 강판의 적용이 점점 확대하고 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 연신율(인장 시험에 있어서의 전체 연신율: El), 연신 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 강철판(TRansformation Induced Plasticity)이 알려져 있다.
특허문헌 1 내지 3에는, 조직 구성 분율을 소정의 범위로 제어하여, 연신율과 구멍 확장률을 개선한 고강도 TRIP 강철판에 관한 기술이 개시되어 있다.
또한, TRIP형 고강도 용융 아연 도금 강판에 관해서도 몇 개의 문헌에 있어서 개시되어 있다.
통상, 연속 어닐링로에서 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해서는, 강판을 역변태 온도역(>Ac1)으로 가열·균열 처리를 실시한 후, 실온까지 냉각하는 과정의 도중에, 460℃ 정도의 용융 아연 도금욕에 침지할 필요가 있다. 혹은, 가열·균열 처리 후, 실온까지 냉각한 후, 강판을 용융 아연 도금욕 온도까지 다시 가열하여 욕에 침지할 필요가 있다. 또한, 통상, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해서는, 도금욕 침지 후에 합금화 처리를 실시하기 때문에, 강판을 460℃ 이상의 온도역으로 재가열 필요가 있다. 예를 들어, 특허문헌 4에서는, 강판을 Ac1 이상으로 가열 후, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이하까지 급랭한 후, 베이나이트 변태 온도역으로 재가열하고 당해 온도역에서 유지함으로써 오스테나이트의 안정화(오스템퍼)를 진행시킨 후, 도금 합금화 처리를 위해 도금욕 온도 또는 합금화 처리 온도까지 재가열하는 것이 기재되어 있다. 그러나, 이와 같은 제조 방법에서는, 마르텐사이트 및 베이나이트가 도금 합금화 처리 공정에서 과잉으로 템퍼링되어 버리기 때문에, 재질이 열화되어 버리는 문제가 있었다.
특허문헌 5 내지 9에서는, 도금 합금화 처리 후에 강판을 냉각하고, 재가열함으로써 마르텐사이트를 템퍼링하는 것을 포함하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.
한편, 인장 강도가 980㎫를 초과하는 초고강도 강판을 자동차용 부재로서 적용하는 경우, 프레스 성형성은 물론, 강판의 수소 취화 갈라짐(지연 파괴 등이라고도 말함)을 해결할 필요가 있다. 수소 취화 갈라짐이란, 사용 상황 하에 있어서 높은 응력이 작용하고 있는 강 부재가, 환경으로부터 강 중에 침입한 수소에 기인하여, 돌연 파괴되는 현상이다. 일반적으로, 수소 취화 갈라짐은, 강판의 강도가 상승할수록 발생하기 쉬워진다. 이것은, 강판의 강도가 높을수록, 성형 후의 잔류 응력이 증대되기 때문이라고 생각되고 있다. 이 수소 취화 갈라짐에 대한 감수성을 내수소 취화 특성이라 호칭한다.
지금까지도 강판의 내수소 취화 특성을 개선하고자 하는 시도가 복수 이루어져 왔다. 그 검토 사례를 이하에 나타낸다.
특허문헌 10 및 11에는 소정의 화학 조성을 갖는 냉연 강판을 Ac3점 이상으로 가열하여, ??칭하고, 템퍼링을 행함으로써 강 조직을 마르텐사이트 주체 조직으로 하는 초고강도 강판의 제조 방법이 개시되고, 이들 초고강도 강판이 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는다고 기재되어 있다.
특허문헌 12에는, 화학 조성으로서 Cu, Cr, Nb, Ni 등을 미량 함유시키고, 또한, 강 조직을 베이나이트 주체 조직으로 한 인장 강도 120kgf/㎟ 이상을 갖는 고강도 냉연 강판이 개시되고, 이와 같은 고강도 냉연 강판이 내지연 파괴 특성이 우수하다고 기재되어 있다.
특허문헌 13에는 소정의 화학 조성을 갖는 강판을 탈탄 어닐링 후, Ar3점 이상으로 가열하여, ??칭하고, 템퍼링을 행함으로써, 강 내부의 조직을 템퍼링 마르텐사이트 주체 조직으로 하면서도, 표층을 연질화시킨 1270㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 냉연 강판의 제조 방법이 개시되고, 이와 같은 냉연 강판이 굽힘성 및 내지연 파괴 특성이 우수하다고 기재되어 있다.
특허문헌 14에는 강 조직 중에 포함되는 잔류 오스테나이트의 양 및 분산 형태를 제어함으로써, 당해 잔류 오스테나이트의 수소 트랩 작용을 이용한 고강도 박강판이 개시되고, 당해 고강도 박강판이 내수소 취화 특성이 우수하다고 기재되어 있다.
특허문헌 15에는 보이드 발생원인 연질상(페라이트)과 경질상(마르텐사이트, 잔류 오스테나이트)의 체적 분율을 조정하여, 경질 중간상(연질상인 페라이트와 경질상인 마르텐사이트의 중간의 경도)인 템퍼링 마르텐사이트 혹은 베이나이트를 생성시키고, 또한 결정립을 미세화시킴으로써, 연질의 페라이트를 어느 정도 함유하면서도 강도나 구멍 확장성을 확보하면서, 강판 조직 내에 시멘타이트를 함유시킴으로써 수소 트랩 사이트를 생성시켜, 강도를 확보하고, 연신율, 내지연 파괴(내수소 취화) 특성, 구멍 확장성을 얻는 것이 기재되어 있다.
국제 공개 제2013/051238호 일본 특허 공개 제2006-104532호 공보 일본 특허 공개 제2011-184757호 공보 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 일본 특허 공개 평10-001740호 공보 일본 특허 공개 평9-111398호 공보 일본 특허 공개 평6-145891호 공보 국제 공개 제2011/105385호 일본 특허 공개 제2007-197819호 공보 국제 공개 제2017/179372호
자동차용 강판에 있어서는, 그 용도를 고려한 경우, 프레스 가공에 의해 변형이 도입된 후의 내수소 취성이 우수한 것이 필요하다. 그러나, 종래 기술에서는, 변형이 도입된 후의 내수소 취성의 개선에 대해서는 반드시 충분한 검토가 이루어져 있지는 않고, 그 때문에 용융 아연 도금 강판, 특히 자동차용 부재에 제공되는 용융 아연 도금 강판의 특성 향상에 관하여 여전히 개선의 여지가 있었다.
그래서, 본 발명의 목적은, 프레스 성형성 및 소성 가공 후의 내수소 취화 특성이 우수한 인장 강도가 980㎫ 이상인 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 포함하는 강판의 경우에는, 또한 당해 잔류 오스테나이트를 안정화시킬 수도 있다. 이와 같은 열처리에 의해, 마르텐사이트가 도금 처리 또는 도금 합금화 처리에 의해 과잉으로 템퍼링되지 않게 되기 때문에, 강도와 연성의 밸런스가 개선된다.
(ii) 수소 취화 갈라짐은, 균열이 결정립계를 따라서 진전함으로써 진행된다. 따라서, 결정립계를 안정화시키는 것이 내수소 취화 갈라짐의 개선에 유효하다. 그래서, 오스테나이트 입계를 안정화시키는 효과가 있는 붕소(B)에 주목하여, 붕소의 오스테나이트 입계 편석 농도를 증가시키는 것을 생각하였다. 구체적으로는, 연속 용융 아연 도금 열처리에 있어서, 균열 공정 및 냉각 공정 후에 붕소가 오스테나이트 입계에 편석되기 쉬운 480 내지 600℃ 정도의 온도역에서 등온 유지를 실시함으로써, 붕소의 입계 편석 농도가 상승하는 것을 알아냈다. 그러나, 도금 처리 후 혹은 마르텐사이트 변태 후에 이와 같은 처리를 실시해 버리면, 도금층의 파우더링성이 열화되어 버리는 것이나, 마르텐사이트가 과잉으로 템퍼링되기 때문에 강도와 연성의 밸런스가 열화되어 버린다. 그래서, 상기 등온 유지는 도금 처리 전에 실시할 필요가 있다.
(iii) 상기 붕소의 입계 편석 효과를 보다 한층 더 향상시키기 위해서는, 연속 용융 아연 도금 열처리에 이르기까지의 공정에 있어서, 붕소화물의 석출·조대화를 억제하여, 붕소를 고용 상태로서 존재시킬 필요가 있다. 구체적으로는, 열간 압연 공정에 있어서 붕소화물의 석출·조대화를 억제하기 위해, 열간 압연 및 열간 압연 후의 냉각 조건을 제약한다. 게다가, 상기 (i) 및 (ii)를 만족시키는 연속 용융 아연 도금 열처리를 실시함으로써, 내수소 취화 특성이 보다 한층 더 향상된다.
본 발명은 상기 지견에 기초하여 실현한 것이며, 구체적으로는 이하와 같다.
(1) 모재 강판의 적어도 한쪽의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며, 상기 모재 강판이, 질량％로,
C: 0.050％ 내지 0.350％,
Si: 0.10％ 내지 2.50％,
Mn: 1.00％ 내지 3.50％,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
Al: 0.001％ 내지 1.500％,
N: 0.0100％ 이하,
O: 0.0100％ 이하,
Ti: 0.005％ 내지 0.200％,
B: 0.0005％ 내지 0.0100％,
V: 0％ 내지 1.00％,
Nb: 0％ 내지 0.100％,
Cr: 0％ 내지 2.00％,
Ni: 0％ 내지 1.00％,
Cu: 0％ 내지 1.00％,
Co: 0％ 내지 1.00％,
Mo: 0％ 내지 1.00％,
W: 0％ 내지 1.00％,
Sn: 0％ 내지 1.00％,
Sb: 0％ 내지 1.00％,
Ca: 0％ 내지 0.0100％,
Mg: 0％ 내지 0.0100％,
Ce: 0％ 내지 0.0100％,
Zr: 0％ 내지 0.0100％,
La: 0％ 내지 0.0100％,
Hf: 0％ 내지 0.0100％,
Bi: 0％ 내지 0.0100％, 및
Ce, La 이외의 REM: 0％ 내지 0.0100％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖고,
상기 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직이, 체적 분율로,
페라이트: 0％ 내지 50％,
잔류 오스테나이트: 0％ 내지 30％,
템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상,
프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 10％, 및
펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 5％
를 함유하고, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 상기 잔부 조직이 베이나이트를 포함하고,
구오스테나이트 입계에 있어서의 B 원자의 농도가 2.0atm％ 이상이고, 또한,
평균 유효 결정 입경이 7.0㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
(2) 상기 강 조직이, 추가로, 체적 분율로, 잔류 오스테나이트: 6％ 내지 30％를 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 용융 아연 도금 강판.
(3) (A) 상기 (1)에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 마무리 압연하고, 다음에 권취하는 것을 포함하는 열간 압연 공정이며, 이하의 (A1) 내지 (A4)의 조건을 만족시키는 열간 압연 공정
(A1) 슬래브의 추출부터 마무리 압연 입측까지의 동안에, 상기 슬래브가 온도 TB 이하에 체재하는 시간이 300초 이하인 것,
Figure pct00001
(식 중, [B] 및 [N]은, 각각 붕소(B) 및 질소(N)의 질량％를 나타냄)
(A2) 마무리 압연에 있어서, 마무리 압연 입측 온도가 900 내지 1050℃이고, 마무리 압연 출측 온도가 850℃ 내지 1000℃이며, 총 압하율이 70 내지 95％인 것,
(A3) 마무리 압연 후의 강판의 냉각에 있어서, 마무리 압연 출측 온도 내지 800℃ 사이의 평균 냉각 속도가 V℃/초 이상인 것,
Figure pct00002
(식 중, [B] 및 [N]은, 각각 붕소(B) 및 질소(N)의 질량％를 나타냄)
(A4) 권취 온도가 450 내지 680℃인 것, 그리고
(B) 얻어진 강판을 가열하여 제1 균열 처리하는 것, 제1 균열 처리된 강판을 제1 냉각하고 다음에 제2 균열 처리하는 것, 제2 균열 처리된 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하는 것, 도금이 실시된 강판을 제2 냉각하는 것, 및 제2 냉각된 강판을 가열하고 다음에 제3 균열 처리하는 것을 포함하는 용융 아연 도금 공정이며, 이하의 (B1) 내지 (B7)의 조건을 만족시키는 용융 아연 도금 공정
(B1) 제1 균열 처리 전의 강판 가열 시에 있어서, 650℃ 내지 Ac1+30℃ 이상 950℃ 이하의 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 10.0℃/초인 것,
(B2) 상기 강판을 상기 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지하는 것(제1 균열 처리),
(B3) 제1 냉각에 있어서의 700 내지 600℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 10 내지 100℃/초인 것,
(B4) 제1 냉각된 강판을 480 내지 600℃의 범위에서 80초 내지 500초간 유지하는 것(제2 균열 처리),
(B5) 제2 균열 처리된 강판을 용융 아연 도금욕에 침지한 후, 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 상기 합금화 처리는 460 내지 600℃의 범위에서 행해지는 것,
(B6) 제2 냉각이 Ms-50℃ 이하까지 행해지는 것,
(B7) 제2 냉각된 강판을 200 내지 420℃의 온도역으로 가열하고, 다음에 상기 온도역에서 5 내지 1000초간 유지하는 것(제3 균열 처리)
을 포함하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
본 발명에 의해, 프레스 성형성, 구체적으로는, 연성·구멍 확장성, 또한 소성 변형 도입 후의 내수소 취화 특성이 우수한 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.
도 1은 SEM 2차 전자상의 참고도를 도시한다.
도 2는 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 처리 상당의 히트 사이클을 열팽창 측정 장치에서 모의하였을 때의 온도-열팽창 곡선이다.
도 3은 소성 변형 후의 내수소 취성을 평가하기 위한 시험 방법을 모식적으로 도시하는 도면이다.
<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: 0.050％ 내지 0.350％,
Si: 0.10％ 내지 2.50％,
Mn: 1.00％ 내지 3.50％,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
Al: 0.001％ 내지 1.500％,
N: 0.0100％ 이하,
O: 0.0100％ 이하,
Ti: 0.005％ 내지 0.200％,
B: 0.0005％ 내지 0.0100％,
V: 0％ 내지 1.00％,
Nb: 0％ 내지 0.100％,
Cr: 0％ 내지 2.00％,
Ni: 0％ 내지 1.00％,
Cu: 0％ 내지 1.00％,
Co: 0％ 내지 1.00％,
Mo: 0％ 내지 1.00％,
W: 0％ 내지 1.00％,
Sn: 0％ 내지 1.00％,
Sb: 0％ 내지 1.00％,
Ca: 0％ 내지 0.0100％,
Mg: 0％ 내지 0.0100％,
Ce: 0％ 내지 0.0100％,
Zr: 0％ 내지 0.0100％,
La: 0％ 내지 0.0100％,
Hf: 0％ 내지 0.0100％,
Bi: 0％ 내지 0.0100％, 및
Ce, La 이외의 REM: 0％ 내지 0.0100％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖고,
상기 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직이, 체적 분율로,
페라이트: 0％ 내지 50％,
잔류 오스테나이트: 0％ 내지 30％,
템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상,
프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 10％, 및
펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 5％
를 함유하고, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 상기 잔부 조직이 베이나이트를 포함하고,
구오스테나이트 입계에 있어서의 B 원자의 농도가 2.0atm％ 이상이고, 또한,
평균 유효 결정 입경이 7.0㎛ 이하인 것을 특징으로 하고 있다.
『화학 조성』
먼저, 본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판(이하, 간단히 강판이라고도 칭함)의 화학 조성을 상술한 바와 같이 한정한 이유에 대하여 설명한다. 또한, 본 명세서에 있어서 화학 조성을 규정하는 「％」는 특별히 언급하지 않는 한 모두 「질량％」이다. 또한, 본 명세서에 있어서, 수치 범위를 나타내는 「내지」란, 특별히 언급하지 않는 경우, 그 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 의미로 사용된다.
[C: 0.050％ 내지 0.350％]
C는, 강판 강도 확보를 위해 필수의 원소이다. 0.050％ 미만이면 필요한 고강도가 얻어지지 않으므로, C 함유량은 0.050％ 이상으로 한다. C 함유량은 0.070％ 이상, 0.085％ 이상, 또는 0.100％ 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: 0.10％ 내지 2.50％]
Si는, 철 탄화물의 생성을 억제하여, 강도와 성형성의 향상에 기여하는 원소이지만, 과도한 첨가는 강판의 용접성을 열화시킨다. 따라서, 그 함유량은 0.10 내지 2.50％로 한다. Si 함유량은 0.20％ 이상, 0.30％ 이상, 0.40％ 이상 혹은 0.50％ 이상이어도 되고, 및/또는 2.20％ 이하, 2.00％ 이하 혹은 1.90％ 이하여도 된다.
[Mn: 1.00％ 내지 3.50％]
Mn(망간)은 강력한 오스테나이트 안정화 원소이며, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 과도한 첨가는 용접성이나 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, 그 함유량은 1.00 내지 3.50％로 한다. Mn 함유량은 1.10％ 이상, 1.30％ 이상 혹은 1.50％ 이상이어도 되고, 및/또는 3.30％ 이하, 3.10％ 이하 혹은 3.00％ 이하여도 된다.
[P: 0.050％ 이하]
P(인)는 고용 강화 원소이며, 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)는 불순물로서 함유되는 원소이며, 강 중에서 MnS를 형성하여 인성이나 구멍 확장성을 열화시킨다. 따라서, 인성이나 구멍 확장성의 열화가 현저하지 않는 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％ 내지 1.500％]
Al(알루미늄)은, 강의 탈산을 위해 적어도 0.001％를 첨가한다. 그러나, 과잉으로 첨가해도 효과가 포화되고 불필요하게 비용 상승을 초래할 뿐만 아니라, 강의 변태 온도를 상승시켜 열간 압연 시의 부하를 증대시킨다. 따라서 Al량은 1.500％를 상한으로 한다. 바람직하게는 1.200％ 이하, 1.000％ 이하 또는 0.800％ 이하이다.
[N: 0.0100％ 이하]
N(질소)은 불순물로서 함유되는 원소이며, 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 원소이며, 그 함유량이 0.0100％를 초과하면 강 중에 조대한 산화물을 형성하여 굽힘성이나 구멍 확장시킨다. 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.
[Ti: 0.005％ 내지 0.200％]
Ti(티타늄)는 강 중에 불순물로서 존재하는 N(질소)을 TiN으로서 고정하여, B(붕소)가 질화물로서 석출되는 것을 억제하기 위해 첨가한다. 상기 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.005％의 첨가를 필요로 한다. 한편, 과도하게 첨가하면 포화될 뿐만 아니라 조대한 탄화티타늄(TiC)을 형성하여, 강판의 연성이나 인성을 열화시킨다. 그 때문에 첨가량의 상한은 0.200％로 한다. Ti 함유량은 0.008％ 이상, 0.010％ 이상 혹은 0.013％ 이상이어도 되고, 및/또는 0.150％ 이하, 0.120％ 이하 혹은 0.100％ 이하여도 된다.
[B: 0.0005％ 내지 0.0100％]
B(붕소)는 구오스테나이트 입계에 편석되어, 구오스테나이트 입계의 에너지를 저하시킴으로써, 강판의 ??칭성을 향상시킨다. 또한, 본 발명에 있어서는, 구오스테나이트 입계에 B 원자가 편석되어, 구오스테나이트 입계의 박리 강도를 높이기 때문에, 내수소 취성을 향상시킨다. 상기 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.0005％ 이상의 첨가를 요한다. 한편, 과도하게 첨가하면 효과가 포화될 뿐만 아니라 강 중에 붕화물을 형성하여, 강판의 ??칭성을 저하시킨다. 그 때문에 첨가량의 상한은 0.0100％로 한다. B 함유량은 0.0006％ 이상, 0.0008％ 이상 혹은 0.0010％ 이상이어도 되고, 및/또는 0.0060％ 이하, 0.0040％ 이하 혹은 0.0035％ 이하여도 된다.
본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판의 기본 화학 성분 조성은 상기와 같다. 또한, 당해 모재 강판은, 필요에 따라서 이하의 원소를 함유해도 된다.
[V: 0％ 내지 1.00％, Nb: 0％ 내지 0.100％, Cr: 0％ 내지 2.00％, Ni: 0％ 내지 1.00％, Cu: 0％ 내지 1.00％, Co: 0％ 내지 1.00％, Mo: 0％ 내지 1.00％, W: 0％ 내지 1.00％, Sn: 0％ 내지 1.00％ 및 Sb: 0％ 내지 1.00％]
V(바나듐), Nb(니오븀), Cr(크롬), Ni(니켈), Cu(구리), Co(코발트), Mo(몰리브덴), W(텅스텐), Sn(주석) 및 Sb(안티몬)는 모두 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 이 때문에, 필요에 따라서 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 된다. 그러나 이들 원소를 과도하게 첨가하면 효과가 포화되고 불필요하게 비용의 증대를 초래한다. 따라서, 그 함유량은 V: 0％ 내지 1.00％, Nb: 0％ 내지 0.100％, Cr: 0％ 내지 2.00％, Ni: 0％ 내지 1.00％, Cu: 0％ 내지 1.00％, Co: 0％ 내지 1.00％, Mo: 0％ 내지 1.00％, W: 0％ 내지 1.00％, Sn: 0％ 내지 1.00％, Sb: 0％ 내지 1.00％로 한다. 각 원소는 0.005％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다.
[Ca: 0％ 내지 0.0100％, Mg: 0％ 내지 0.0100％, Ce: 0％ 내지 0.0100％, Zr: 0％ 내지 0.0100％, La: 0％ 내지 0.0100％, Hf: 0％ 내지 0.0100％, Bi: 0％ 내지 0.0100％ 및 Ce, La 이외의 REM: 0％ 내지 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 원소이며, Bi(비스무트)는 강 중에 있어서의 Mn, Si 등의 치환형 합금 원소의 마이크로 편석을 경감하는 원소이다. 각각 강판의 가공성 향상에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 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 불순물을 포함한다. 불순물이란, 모재 강판을 공업적으로 제조할 때, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하여, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 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 미치지 않는 레벨에서 모재 강판 중에 포함되는 원소도 포함하는 것이다.
『강판 내부의 강 조직』
다음에, 본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판의 내부 조직의 한정 이유에 대하여 설명한다.
[페라이트: 0 내지 50％]
페라이트는 연성이 우수하지만 연질의 조직이다. 강판의 연신을 향상시키기 위해, 요구되는 강도 또는 연성에 따라서 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 고강도이면서 강인한 조직이며, 본 발명에 있어서 필수가 되는 금속 조직이다. 강도, 연성, 구멍 확장성을 높은 수준으로 밸런스시키기 위해 체적 분율로 적어도 5％ 이상을 함유시킨다. 바람직하게는 체적 분율로 10％ 이상이며, 15％ 이상 또는 20％ 이상이어도 된다. 예를 들어, 템퍼링 마르텐사이트 함유량은 체적 분율로 96％ 이하, 85％ 이하, 80％ 이하 또는 70％ 이하여도 된다.
[프레시 마르텐사이트: 0 내지 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 시의 파괴의 기점이 되어, 강판의 국부 연성을 열화시킨다. 따라서, 그 함유량은 체적 분율로 0 내지 10％로 한다. 보다 바람직하게는 0 내지 8％ 또는 0 내지 5％이다. 프레시 마르텐사이트 함유량은 체적 분율로 1％ 이상 또는 2％ 이상이어도 된다.
[잔류 오스테나이트: 0％ 내지 30％]
잔류 오스테나이트는, 강판의 변형 중에 가공 유기 변태에 의해 마르텐사이트로 변태하는 TRIP 효과에 의해 강판의 연성을 개선한다. 한편, 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. 단, 강판의 연성을 향상시키고 싶은 경우에는, 그 함유량은 체적 분율로 6％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 8％ 이상 또는 10％ 이상이어도 된다. 또한, 잔류 오스테나이트의 함유량을 6％ 이상으로 하는 경우에는, 모재 강판 중의 Si 함유량은 질량％로 0.50％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0 내지 5％]
펄라이트는 경질이면서 조대한 시멘타이트를 포함하여, 소성 변형 시에 파괴의 기점이 되기 때문에, 강판의 국부 연성을 열화시킨다. 따라서, 그 함유량은 시멘타이트와 합하여 체적 분율로 0 내지 5％로 하고, 0 내지 3％ 또는 0 내지 2％이어도 된다.
상기 조직 이외의 잔부 조직은 0％여도 되지만, 그것이 존재하는 경우에는 베이나이트이다. 잔부 조직의 베이나이트는, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 중 어느 것이어도, 그 혼합 조직이어도 된다.
[구오스테나이트 입계에 있어서의 B 원자의 농도: 2.0atm％]
본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판은, 구오스테나이트 입계에 있어서의 B 원자의 농도가 2.0atm％ 이상이다. 본 발명에 있어서는, B 원자는 구오스테나이트 입계에 편석됨으로써, 구오스테나이트 입계의 박리 강도를 높여, 내수소 취성을 향상시킨다. 2.0atm％를 하회하는 경우, 내수소 취화 특성의 개선 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 구오스테나이트 입계에 있어서의 B 원자의 농도는 2.5atm％ 이상 또는 3.0atm％ 이상이어도 된다.
[평균 유효 결정 입경: 7.0㎛ 이하]
본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판은, 평균 유효 결정 입경이 7.0㎛ 이하이다. 본 발명에 있어서, 평균 유효 결정 입경이란, 인접하는 입자의 방위차가 15도 이상인 것을 하나의 결정립으로 정의한 경우에 산출되는 값을 말하는 것이다. B 원자에 의한 구오스테나이트 입계의 박리 강도 향상에 더하여, 당해 평균 유효 결정 입경을 작게 함으로써, 내수소 취화 특성을 향상시킬 수 있다. 평균 유효 결정 입경이 7.0㎛를 초과하면, 내수소 취화 특성의 개선 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 당해 평균 유효 결정 입경은 6.0㎛ 이하, 5.5㎛ 이하 또는 5.0㎛ 이하여도 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 평행한 판 두께 단면이며, 폭 방향의 중앙 위치에 있어서의 판 두께 단면을 관찰면으로서 시료를 채취하고, 관찰면을 기계 연마하여 경면으로 마무리한 후, 전해 연마를 행한다. 다음에, 관찰면에 있어서의 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위의 하나 내지 복수의 관찰 시야에 있어서, 합계로 2.0×10-9㎡ 이상의 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 내지 0.20㎛로 한다. 관찰 결과로부터 FCC철로 판단되는 영역을 잔류 오스테나이트로 한다. 또한, 결정 방위차가 15도 이상이 되는 경계를 입계로 하여 결정립계 맵을 얻는다.
다음에, 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, 그것으로써 체적 분율로 간주한다. 입자 내에 하부 조직을 갖고, 또한, 시멘타이트가 복수의 베어리언트, 보다 구체적으로는 2가지 이상의 베어리언트를 갖고 석출되어 있는 영역을 템퍼링 마르텐사이트로 판단한다(예를 들어, 도 1의 참고도를 참조). 시멘타이트가 라멜라상으로 석출되어 있는 영역을 펄라이트(또는 펄라이트와 시멘타이트의 합계)로 판단한다. 휘도가 작고, 또한 하부 조직이 보이지 않는 영역을 페라이트로 판단한다(예를 들어, 도 1의 참고도를 참조). 휘도가 크고, 또한 하부 조직이 에칭에 의해 현출되어 있지 않은 영역을 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 판단한다(예를 들어, 도 1의 참고도를 참조). 상기 영역 중 어느 것에도 해당되지 않는 영역을 베이나이트로 판단한다. 각각의 체적률을, 포인트 카운팅법에 의해 산출함으로써, 각 조직의 체적률로 한다. 프레시 마르텐사이트의 체적률에 대해서는, X선 회절법에 의해 구한 잔류 오스테나이트의 체적률을 뺌으로써 구할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 체적률은, X선 회절법에 의해 측정한다. 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 판면에 평행한 면을 경면으로 마무리하고, X선 회절법에 의해 FCC철의 면적률을 측정하고, 그것으로써 잔류 오스테나이트의 체적률로 한다.
본 발명에 있어서, 구오스테나이트 입계에 있어서의 B 원자의 농도는 STEM-EELS법에 의해 구해진다. 구체적으로는, 예를 들어 METALLURGICAL AND MATERIALS TRANSACTIONS A: vol.45A, p.1877 내지 1888에 개시되어 있는 방법에 의해 구해진다. 먼저, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면이며, 폭 방향의 중앙 위치에 있어서의 판 두께 단면을 관찰면으로서 시료를 채취하고 관찰면을 기계 연마하여 경면으로 마무리한 후, 전해 연마를 행한다. 다음에, 관찰면에 있어서의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위의 하나 내지 복수의 관찰 시야에 있어서, 합계로 2.0×10-9㎡ 이상의 면적을 SEM-EBSD법에 의해 결정 구조 및 방위 해석을 행하여, 구오스테나이트 입계를 동정한다. 다음에, 구오스테나이트 입계를 포함하는 영역을 SEM 내에서 FIB 가공에 의해 추출한다. 그 후, Ar 이온 밀링 등을 사용하여 약 70㎚까지 박막화한다. 박막화된 시험편에 대하여, 수차 보정 STEM에 의해 구오스테나이트 입계를 횡단하는 선을 따라서 전자 에너지 손실 스펙트럼(EELS)을 채취한다. 선 분석 시의 주사 스텝은 0.1㎚ 정도가 바람직하다.
본 발명에 있어서의 「평균 유효 결정 입경」은, 상기 EBSD 해석에 의해 구한 값을 사용하여 결정된다. 구체적으로는, 방위차 15도 이상의 경계를 입계로 하여, 하기 식에서 산출되는 값을 평균 유효 결정 입경으로 한다. 식 중, N은 평균 유효 결정 입경의 평가 영역에 포함되는 결정립의 수, Ai는 i번째(i=1, 2, ‥, N)의 입자의 면적, di는 i번째의 결정립의 원 상당 직경을 나타낸다. 이들 데이터는 EBSD 해석에 의해 용이하게 구해진다.
Figure pct00003
(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>
다음에, 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 바와 같은 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 마무리 압연하고, 다음에 권취하는 것을 포함하는 열간 압연 공정이며, 이하의 (A1) 내지 (A4)의 조건을 만족시키는 열간 압연 공정
(A1) 슬래브의 추출부터 마무리 압연 입측까지의 동안에, 상기 슬래브가 온도 TB 이하에 체재하는 시간이 300초 이하인 것,
Figure pct00004
(식 중, [B] 및 [N]은, 각각 붕소(B) 및 질소(N)의 질량％를 나타냄)
(A2) 마무리 압연에 있어서, 마무리 압연 입측 온도가 900 내지 1050℃이고, 마무리 압연 출측 온도가 850℃ 내지 1000℃이며, 총 압하율이 70 내지 95％인 것,
(A3) 마무리 압연 후의 강판의 냉각에 있어서, 마무리 압연 출측 온도 내지 800℃ 사이의 평균 냉각 속도가 V℃/초 이상인 것,
Figure pct00005
(식 중, [B] 및 [N]은, 각각 붕소(B) 및 질소(N)의 질량％를 나타냄)
(A4) 권취 온도가 450 내지 680℃인 것, 그리고
(B) 얻어진 강판을 가열하여 제1 균열 처리하는 것, 제1 균열 처리된 강판을 제1 냉각하고 다음에 제2 균열 처리하는 것, 제2 균열 처리된 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하는 것, 도금이 실시된 강판을 제2 냉각하는 것, 및 제2 냉각된 강판을 가열하고 다음에 제3 균열 처리하는 것을 포함하는 용융 아연 도금 공정이며, 이하의 (B1) 내지 (B7)의 조건을 만족시키는 용융 아연 도금 공정
(B1) 제1 균열 처리 전의 강판 가열 시에 있어서, 650℃ 내지 Ac1+30℃ 이상 950℃ 이하의 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 10.0℃/초인 것,
(B2) 상기 강판을 상기 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지하는 것(제1 균열 처리),
(B3) 제1 냉각에 있어서의 700 내지 600℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 10 내지 100℃/초인 것,
(B4) 제1 냉각된 강판을 480 내지 600℃의 범위에서 80초 내지 500초간 유지하는 것(제2 균열 처리),
(B5) 제2 균열 처리된 강판을 용융 아연 도금욕에 침지한 후, 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 상기 합금화 처리는 460 내지 600℃의 범위에서 행해지는 것,
(B6) 제2 냉각이 Ms-50℃ 이하까지 행해지는 것,
(B7) 제2 냉각된 강판을 200 내지 420℃의 온도역으로 가열하고, 다음에 상기 온도역에서 5 내지 1000초간 유지하는 것(제3 균열 처리)
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, 박 슬래브 주조법으로 제조해도 된다.
[슬래브의 추출부터 마무리 압연 입측까지의 동안에 슬래브가 온도 TB 이하에 체재하는 시간: 300초 이하]
본 방법에서는, 주조 설비로부터 추출된 슬래브가 마무리 압연 입측까지의 동안에 이하의 식 (1)로 표시되는 온도 TB 이하에 체재하는 시간이 300초 이하로 제어된다. TB는 질화붕소(BN)가 석출되는 열역학적 구동력이 발생하는 온도이며, 강이 TB 이하의 온도에 장시간 체재한 경우, BN의 석출이 개시되어, 충분한 고용 B가 얻어지지 않게 되어, 최종 제품에 있어서의 오스테나이트 입계에 대한 B의 편석량이 감소한다. 따라서, TB 이하에 체재하는 시간은 300초 이하로 제한하고, 예를 들어 200초 이하 또는 150초 이하여도 된다.
Figure pct00006
식 중, [B] 및 [N]은, 각각 붕소(B) 및 질소(N)의 질량％를 나타낸다.
[조압연]
본 방법에서는, 예를 들어 가열된 슬래브에 대해, 판 두께 조정 등을 위해, 마무리 압연 전에 조압연을 실시해도 된다. 이와 같은 조압연은, 특별히 한정되지 않지만, 1050℃ 이상에서의 총 압하율이 60％ 이상이 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 총 압하율이 60％ 미만이면, 열간 압연 중의 재결정이 불충분해지기 때문에, 열연판 조직의 불균질화로 이어지는 경우가 있다. 상기 총 압하율은, 예를 들어 90％ 이하여도 된다.
[마무리 압연 입측 온도: 900 내지 1050℃, 마무리 압연 출측 온도: 850℃ 내지 1000℃ 및 총 압하율: 70 내지 95％]
마무리 압연은, 마무리 압연 입측 온도가 900 내지 1050℃, 마무리 압연 출측 온도가 850℃ 내지 1000℃, 및 총 압하율이 70 내지 95％인 조건을 만족시키는 범위에서 실시된다. 마무리 압연 입측 온도가 900℃를 하회하거나, 마무리 압연 출측 온도가 850℃를 하회하거나, 또는 총 압하율이 95％를 상회한 경우, 열연 강판의 집합 조직이 발달하기 때문에, 최종 제품판에 있어서의 이방성이 현재화된다. 한편, 마무리 압연 입측 온도가 1050℃를 상회하거나, 마무리 압연 출측 온도가 1000℃를 상회하거나, 또는 총 압하율이 70％를 하회한 경우, 열연 강판의 결정 입경이 조대화되어, 최종 제품판 조직의 조대화를 야기하여, 평균 유효 결정 입경이 소정의 범위를 만족시키지 못한다. 예를 들어, 마무리 압연 입측 온도는 950℃ 이상이어도 된다. 마무리 압연 출측 온도는 900℃ 이상이어도 된다. 총 압하율은 75％ 이상 또는 80％ 이상이어도 된다.
[마무리 압연 출측 온도 내지 800℃ 사이의 평균 냉각 속도 V℃/초 이상]
마무리 압연 후, 붕소가 질화물로서 석출되는 것을 억제하기 위해, 얻어진 강판을 마무리 압연 출측 온도 내지 800℃의 범위에 있어서 V℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 냉각 속도가 V℃/초를 하회한 경우, BN의 석출에 기인하여 고용 상태로서 존재하는 붕소가 감소하기 때문에, 최종 제품에 있어서의 오스테나이트 입계에 대한 붕소의 편석량이 감소한다. 여기서, V는 이하의 식 (2)로 표시된다.
Figure pct00007
식 중, [B] 및 [N]은, 각각 붕소(B) 및 질소(N)의 질량％를 나타낸다. 또한, 본 발명에 있어서, 「마무리 압연 출측 온도 내지 800℃ 사이의 평균 냉각 속도」란, 마무리 압연 출측 온도와 800℃의 차를 마무리 압연 출측 온도로부터 800℃에 이르기까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어진 값을 말하는 것이다.
[권취 온도: 450 내지 680℃]
권취 온도는 450 내지 680℃로 한다. 권취 온도는 450℃를 하회하면, 열연판 강도가 과대해져, 냉간 압연성을 손상시키는 경우가 있다. 한편, 권취 온도가 680℃를 상회하면, 시멘타이트가 조대화되어, 미용해의 시멘타이트가 잔존하기 때문에 가공성을 손상시키는 경우가 있다. 또한, 열연 강판 중에 조대한 붕화물이 석출되어, 고용 상태로서 존재하는 붕소가 감소하기 때문에, 최종 제품에 있어서의 오스테나이트 입계에 대한 붕소의 편석량이 감소한다. 권취 온도는 470℃ 이상이어도 되고, 및/또는 650℃ 이하여도 된다.
본 방법에서는, 얻어진 열연 강판(열연 코일)은, 필요에 따라서 산세 등의 처리를 행해도 된다. 열연 코일의 산세 방법은 통상법에 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』
[650℃ 내지 Ac1+30℃ 이상 950℃ 이하의 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도: 0.5 내지 10.0℃/초]
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. 이 강판 가열 시에 있어서, 650℃ 내지 Ac1+30℃ 이상 950℃ 이하의 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도는 0.5 내지 10.0℃/초로 제한된다. 평균 가열 속도가 10.0℃/초를 초과하면, 페라이트의 재결정이 충분히 진행되지 않아, 강판의 연신이 열화되는 경우가 있다. 한편, 평균 가열 속도가 0.5℃/초를 하회하면, 오스테나이트가 조대화되기 때문에, 최종적으로 얻어지는 강 조직이 조대한 것이 되는 경우가 있다. 이 평균 가열 속도는 1.0℃/초 이상이어도 되고, 및/또는 8.0℃/초 이하 혹은 5.0℃/초 이하여도 된다. 본 발명에 있어서, 「평균 가열 속도」란, 650℃와 최고 가열 온도의 차를 650℃로부터 최고 가열 온도에 이르기까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어진 값을 말하는 것이다.
[제1 균열 처리: Ac1+30℃ 이상 950℃ 이하의 최고 가열 온도에서 1초 내지 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 초래할 뿐만 아니라, 어닐링 설비의 손상으로 이어진다. 그 때문에 상한은 950℃, 바람직하게는 900℃로 한다. 균열 시간이 짧으면 오스테나이트화가 충분히 진행되기 않기 때문에, 적어도 1초 이상으로 한다. 바람직하게는 30초 이상 또는 60초 이상이다. 한편, 균열 시간이 너무 길면 생산성을 저해하기 때문에 상한은 1000초, 바람직하게는 500초로 한다. 균열 중에는 강판을 반드시 일정 온도로 유지할 필요는 없고, 상기 조건을 만족시키는 범위에서 변동해도 상관없다. 제1 균열 처리 그리고 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 서서히 가열하거나 또는 서서히 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 내지 600℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도: 10 내지 100℃/초]
최고 가열 온도에서 유지한 후에는 제1 냉각을 행한다. 냉각 정지 온도는, 계속되는 제2 균열 처리의 온도인 480℃ 내지 600℃이다. 700℃ 내지 600℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도는 10 내지 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 내지 600℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도」란, 700℃와 600의 차인 100℃를 700℃로부터 600℃에 이르기까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어진 값을 말하는 것이다.
[제2 균열 처리: 480℃ 내지 600℃의 범위에서 80 내지 500초간 유지]
480℃ 내지 600℃의 범위에서 80 내지 500초간 유지하는 제2 균열 처리는, 오스테나이트 입계에 있어서의 B 원자의 편석 농도를 보다 한층 더 상승시키기 위해 행한다. 제2 균열 처리의 온도가 480℃를 하회하거나 또는 600℃를 상회하는 경우, 혹은, 유지 시간이 80초를 하회하는 경우, 오스테나이트 입경에 대한 B 원자의 편석이 충분히 진행되지 않는다. 한편, 유지 시간이 500초를 상회하면, 베이나이트 변태가 과잉으로 진행되기 때문에, 본 발명의 실시 형태에 관한 금속 조직을 만족시킬 수 없다. 제2 균열 처리의 온도는 500℃ 이상이어도 되고, 및/또는 570℃ 이하여도 된다. 또한, 유지 시간은 100초 이상이어도 되고, 및/또는 400초 이하여도 된다. 이것에 관련하여, 단지 제2 균열 처리를 적절하게 실시하였다고 해도, 열간 압연 공정에 있어서 충분한 고용 B를 확보할 수 없는 경우에는, 최종 제품에 있어서의 오스테나이트 입계에 대한 B의 편석량은 감소해 버린다. 따라서, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에서는, 최종 제품에 있어서의 오스테나이트 입계에 대한 B의 편석량을 증가시키기 위해서는, 열간 압연 공정에 있어서 위에서 설명한 (A1), (A3) 및 (A4)의 조건을 만족시키면서, 용융 아연 도금 공정에 있어서 제2 균열 처리를 적절하게 실시하는 것이 중요하다.
또한, 본 방법에서는, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해, 제2 균열 처리 후, 소정의 도금 처리를 행할 필요가 있지만, 만약 제2 균열 처리를 도금욕 침지 후에 행하면, 도금층의 내파우더링성이 현저하게 열화되는 경우가 있다. 이것은, 도금욕 침지 후에 480℃ 이상에서 80초 이상의 열처리를 행하면, 도금과 강판 사이의 합금화 반응이 과도하게 진행되어, 도금 피막 내의 구조가, 연성이 우수한 δ상으로부터 연성이 열위인 Γ상으로 변화되기 때문이다.
제2 균열 처리 후, 강판을 용융 아연 도금에 침지한다. 이때의 강판 온도가 강판 성능에 미치는 영향은 작지만, 강판 온도와 도금욕 온도의 차가 너무 크면, 도금욕 온도가 변화되어 버려 조업에 지장을 초래하는 경우가 있기 때문에, 도금욕 온도-20℃ 내지 도금욕 온도+20℃의 범위에 강판을 냉각하는 공정을 마련하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금은 통상법에 따라서 행하면 된다. 예를 들어, 도금욕온은 440 내지 460℃, 침지 시간은 5초 이하이면 된다. 도금욕은, Al을 0.08 내지 0.2％ 함유하는 도금욕이 바람직하지만, 그 밖에, 불순물로서 Fe, Si, Mg, Mn, Cr, Ti, Pb를 함유해도 된다. 또한, 도금의 단위 면적당 중량을, 가스 와이핑 등의 공지의 방법으로 제어하는 것이 바람직하다. 단위 면적당 중량은, 편면당 25 내지 75g/㎡가 바람직하다.
[합금화 처리: 460 내지 600℃]
용융 아연 도금층을 형성한 용융 아연 도금 강판에 대하여, 필요에 따라서 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 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 합금화 처리 온도는 600℃ 이하로 한다. 합금화 처리 온도는, 500℃ 이상이어도 되고, 또는 580℃ 이하여도 된다.
[제2 냉각: Ms-50℃ 이하로 냉각]
도금 처리 또는 도금 합금화 처리 후의 강판에 오스테나이트의 일부 내지는 대부분을 마르텐사이트로 변태시키기 위해, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms)-50℃ 이하까지 냉각하는 제2 냉각을 행한다. 여기서 생성된 마르텐사이트는 후의 재가열 및 제3 균열 처리에 의해 템퍼링되어, 템퍼링 마르텐사이트가 된다. 냉각 정지 온도가 Ms-50℃를 초과하면, 템퍼링 마르텐사이트가 충분히 형성되지 않기 때문에, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않는다. 강판의 연성을 개선하기 위해 잔류 오스테나이트를 활용하고 싶은 경우에는, 냉각 정지 온도에 하한을 마련하는 것이 바람직하다. 구체적으로는, 냉각 정지 온도는 Ms-50℃ 내지 Ms-180℃의 범위로 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 있어서의 마르텐사이트 변태는, 페라이트 변태 및 베이나이트 변태 후에 발생한다. 페라이트 변태 및 베이나이트 변태에 수반하여, 오스테나이트에 C가 분배된다. 그 때문에, 오스테나이트 단상으로 가열하고, 급랭하였을 때의 Ms와는 일치하지 않는다. 본 발명에 있어서의 Ms는, 제2 냉각에 있어서의 열팽창 온도를 측정함으로써 구해진다. 예를 들어, 본 발명에 있어서의 Ms는, 포마스터 시험기 등의 연속 열처리 중의 열팽창량을 측정 가능한 장치를 사용하여, 용융 아연 도금 열처리 개시(실온 상당)로부터 상기 제2 냉각에 이르기까지의 용융 아연 도금 라인의 히트 사이클을 재현하고, 당해 제2 냉각에 있어서의 열팽창 온도를 측정함으로써, 구할 수 있다. 단 실제의 용융 아연 도금 열처리에서는 Ms 내지 실온 사이에서 냉각을 정지하는 경우가 있지만, 열팽창 측정 시에는 실온까지 냉각한다. 도 2는 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 처리 상당의 히트 사이클을 열팽창 측정 장치에서 모의하였을 때의 온도-열팽창 곡선이다. 강판은 제2 냉각 공정에 있어서 직선적으로 열수축하지만, 어떤 온도에서 직선 관계로부터 일탈한다. 이때의 온도가 본 발명에 있어서의 Ms이다.
[제3 균열 처리: 200℃ 내지 420℃의 온도역에서 5 내지 1000초간 유지]
제2 냉각 후, 200℃ 내지 420℃의 범위로 재가열하여 제3 균열 처리를 행한다. 이 공정에서는, 제2 냉각 시에 생성된 마르텐사이트를 템퍼링한다. 유지 온도가 200℃ 미만 또는 유지 시간이 5초 미만인 경우, 템퍼링이 충분히 진행되지 않는다. 한편, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 원하는 잔류 오스테나이트량을 얻는 것이 곤란해진다. 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 240℃ 이상이어도 되고, 400℃ 이하여도 된다. 또한, 유지 시간은 15초 이상 또는 100초 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, 연신율을 2％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
실시예
다음에, 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 한, 다양한 조건을 채용할 수 있다.
[예 A]
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 주조하고, 슬래브를 제작하였다. 표 1에 나타내는 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 이들 슬래브를 표 2에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행하여, 열연 강판을 제조하였다. 그 후, 열연 강판을 산세하여, 표면의 스케일을 제거하였다. 그 후, 냉간 압연하였다. 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 나타내지는 온도±10℃의 범위 내로 유지되었다. 제조한 용융 아연 도금 강판으로부터 채취한 시료를 분석한 모재 강판의 성분 조성은, 표 1에 나타내는 강의 성분 조성과 동등하였다.
[표 1-1]
Figure pct00008
[표 1-2]
Figure pct00009
[표 2-1]
Figure pct00010
[표 2-2]
Figure pct00011
[표 2-3]
Figure pct00012
[표 2-4]
Figure pct00013
[표 2-5]
Figure pct00014
[표 2-6]
Figure pct00015
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 연신율(El)을 측정하였다. 또한, 일본 철강 연맹 규격의 「JFS T 1001 구멍 확장 시험 방법」을 행하여, 구멍 확장률(λ)을 측정하였다. TS가 980㎫ 이상, 또한, TS×El×λ0 .5/1000이 80 이상인 것을 기계 특성이 양호하고, 자동차용 부재로서 사용되는 데 바람직한 프레스 성형성을 갖는다고 판단하였다.
소성 변형 후의 내수소 취성은 U 굽힘 시험에 의해 평가하였다. 먼저, 시험편의 긴 변 방향과 강판의 압연 방향이 수직으로 되도록, 30㎜×120㎜의 직사각형 시험편을 강판으로부터 채취하고, 시험편의 양단에 볼트 체결용의 천공 가공을 행하였다. 다음에, 도 3에 도시한 바와 같이, 반경 5㎜의 펀치로 180° 굽힘을 행하였다. 그 후, 스프링 백한 U 굽힘 시험편에 대하여, 볼트와 너트를 사용하여 체결함으로써 응력을 부하하였다. 이때, U 굽힘 시험편의 정상부에 GL5㎜의 변형 게이지를 첩부하고, 변형량 제어에 의해 응력을 부하하였다. 부하 응력은 1000㎫ 상당으로 하였다. 이때, 미리 인장 시험에서 채취한 응력-변형 곡선으로부터, 변형을 응력으로 환산하였다. 그 후, pH1.0의 염산에 24시간 침지하였다. 또한, U 굽힘 시험편의 단부면은 시어 절단인 채로 하였다. 시험 완료 후에 굽힘 정상부에 갈라짐이 보인 것을 「×」, 보이지 않은 것을 「◎」이라 판정하였다. ◎의 평가를 합격으로 하였다.
결과를 표 3에 나타낸다. 표 3 중의 GA는 합금화 용융 아연 도금을 의미하고, GI는 합금화 처리를 행하지 않은 용융 아연 도금을 의미한다.
[표 3-1]
Figure pct00016
[표 3-2]
Figure pct00017
[표 3-3]
Figure pct00018
비교예 3 및 4는 용융 아연 도금 공정에서의 제2 균열 처리의 온도가 480℃보다도 낮거나 또는 당해 제2 균열 처리의 유지 시간이 80초 미만이었다. 그 결과, 구오스테나이트 입계에 있어서의 고용 B 농도가 2.0atm％ 미만이 되어, 내수소 취성이 열위였다. 비교예 5는 용융 아연 도금 공정에서의 제3 균열 처리의 온도가 420℃보다도 높았다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성이 열위였다. 비교예 9는 용융 아연 도금 공정에서의 제2 균열 처리의 유지 시간이 500초 초과였다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성이 열위였다. 비교예 11은 열간 압연 공정에서의 TB 이하의 체재 시간이 300초 초과였다. 그 결과, 구오스테나이트 입계에 있어서의 고용 B 농도가 2.0atm％ 미만이 되어, 내수소 취성이 열위였다. 비교예 12는 열간 압연 공정에서의 마무리 압연 출측 온도 내지 800℃ 사이의 평균 냉각 속도가 V℃/초 미만이었다. 그 결과, 구오스테나이트 입계에 있어서의 고용 B 농도가 2.0atm％ 미만이 되어, 내수소 취성이 열위였다. 비교예 17은 용융 아연 도금 공정에서의 제2 균열 처리의 온도가 600℃ 초과였다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않고, 또한 구오스테나이트 입계에 있어서의 고용 B 농도가 2.0atm％ 미만이 되어, 프레스 성형성 및 내수소 취성이 열위였다. 비교예 20은 용융 아연 도금 공정에서의 제1 균열 처리의 온도가 본 발명의 규정하는 하한에 미치지 못하기 때문에 Ac1+30℃ 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성이 열위였다.
비교예 25 및 26은 용융 아연 도금 공정에서의 제3 균열 처리의 온도가 200℃ 미만이거나 또는 제3 균열 처리의 유지 시간이 5초 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성 및 내수소 취성이 열위였다. 비교예 30은 용융 아연 도금 공정에서의 제1 냉각의 평균 냉각 속도가 10℃/초 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성이 열위였다. 비교예 31은 용융 아연 도금 공정에서의 합금화 처리의 온도가 600℃ 초과였다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성이 열위였다. 비교예 34는 열간 압연 공정에서의 마무리 압연 입측 온도 및 마무리 압연 출측 온도가 각각 1050℃ 초과 및 1000℃ 초과였다. 그 결과, 금속 조직의 평균 유효 결정 입경이 7.0㎛ 초과가 되어, 내수소 취성이 열위였다. 비교예 36은 용융 아연 도금 공정에서의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 미만이고, 금속 조직의 평균 유효 결정 입경이 7.0㎛ 초과가 되어, 내수소 취성이 열위였다. 비교예 47은 열간 압연 공정에서의 마무리 압연의 총 압하율이 70％ 미만이었다. 그 결과, 금속 조직의 평균 유효 결정 입경이 7.0㎛ 초과가 되어, 내수소 취성이 열위였다. 비교예 54 내지 60은 화학 조성이 소정의 범위 내로 제어되어 있지 않기 때문에, 프레스 성형성 및/또는 내수소 취성이 열위였다. 비교예 61은 열간 압연 공정에서의 권취 온도가 680℃ 초과였다. 그 결과, 구오스테나이트 입계에 있어서의 고용 B 농도가 2.0atm％ 미만이 되어, 내수소 취성이 열위였다.
이것과는 대조적으로, 실시예의 용융 아연 도금 강판은, 인장 강도가 980㎫ 이상이고 또한 TS×El×λ0 .5/1000이 80 이상이며, 나아가 소성 변형 후의 내수소 취성이 양호하기 때문에, 프레스 성형성 및 소성 가공 후의 내수소 취화 특성이 우수함을 알 수 있다.
[예 B]
본 예에서는, 특정 균열 처리의 유무에 대하여 검토하였다. 먼저, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브를 제작하고, 다음에 표 4에 나타내는 바와 같이 제1 냉각을 서랭으로 하고, 제2 균열 처리를 생략한 것 이외는 예 A의 경우와 마찬가지로 하여, 용융 아연 도금 강판을 얻었다. 얻어진 용융 아연 도금 강판에 있어서의 강 조직 그리고 기계 특성은, 예 A의 경우와 마찬가지의 방법에 의해 조사하였다. 그 결과를 표 5에 나타낸다. 표 4에 나타내는 각 균열 처리에서는, 온도는 표 4에 나타내어지는 온도±10℃의 범위 내로 유지되었다.
[표 4]
Figure pct00019
[표 5]
Figure pct00020
표 5의 결과로부터 명백한 바와 같이, 제1 냉각을 서랭으로 함으로써 제2 균열 처리를 생략한 경우에는, 구오스테나이트 입계에 있어서의 고용 B 농도가 2.0atm％ 미만이 되어, 내수소 취성이 열위였다.
[예 C]
본 예에서는, 마찬가지로 균열 처리와 도금 처리의 관계에 대하여 검토하였다. 먼저, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브를 제작하고, 다음에 표 6에 나타내는 바와 같이, 제2 균열 처리 후가 아니라 제3 균열 처리 후에 도금 합금화 처리를 실시한 것 이외는 예 A의 경우와 마찬가지로 하여, 용융 아연 도금 강판을 얻었다. 얻어진 용융 아연 도금 강판에 있어서의 강 조직 그리고 기계 특성은, 예 A의 경우와 마찬가지의 방법에 의해 조사하였다. 그 결과를 표 7에 나타낸다. 표 6에 나타내는 각 균열 처리에서는, 온도는 표 6에 나타내어지는 온도±10℃의 범위 내로 유지되었다.
[표 6]
Figure pct00021
[표 7]
Figure pct00022
표 7의 결과로부터 명백한 바와 같이, 제3 균열 처리 후에 도금 합금화 처리를 실시한 경우에는, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않아, 프레스 성형성이 열위였다.

Claims (3)

  1. 모재 강판의 적어도 한쪽의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며, 상기 모재 강판이, 질량％로,
    C: 0.050％ 내지 0.350％,
    Si: 0.10％ 내지 2.50％,
    Mn: 1.00％ 내지 3.50％,
    P: 0.050％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    Al: 0.001％ 내지 1.500％,
    N: 0.0100％ 이하,
    O: 0.0100％ 이하,
    Ti: 0.005％ 내지 0.200％,
    B: 0.0005％ 내지 0.0100％,
    V: 0％ 내지 1.00％,
    Nb: 0％ 내지 0.100％,
    Cr: 0％ 내지 2.00％,
    Ni: 0％ 내지 1.00％,
    Cu: 0％ 내지 1.00％,
    Co: 0％ 내지 1.00％,
    Mo: 0％ 내지 1.00％,
    W: 0％ 내지 1.00％,
    Sn: 0％ 내지 1.00％,
    Sb: 0％ 내지 1.00％,
    Ca: 0％ 내지 0.0100％,
    Mg: 0％ 내지 0.0100％,
    Ce: 0％ 내지 0.0100％,
    Zr: 0％ 내지 0.0100％,
    La: 0％ 내지 0.0100％,
    Hf: 0％ 내지 0.0100％,
    Bi: 0％ 내지 0.0100％, 및
    Ce, La 이외의 REM: 0％ 내지 0.0100％
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖고,
    상기 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직이, 체적 분율로,
    페라이트: 0％ 내지 50％,
    잔류 오스테나이트: 0％ 내지 30％,
    템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상,
    프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 10％, 및
    펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 5％
    를 함유하고, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 상기 잔부 조직이 베이나이트를 포함하고,
    구오스테나이트 입계에 있어서의 B 원자의 농도가 2.0atm％ 이상이고, 또한,
    평균 유효 결정 입경이 7.0㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강 조직이, 추가로, 체적 분율로, 잔류 오스테나이트: 6％ 내지 30％를 함유하는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
  3. (A) 제1항에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 마무리 압연하고, 다음에 권취하는 것을 포함하는 열간 압연 공정이며, 이하의 (A1) 내지 (A4)의 조건을 만족시키는 열간 압연 공정
    (A1) 슬래브의 추출부터 마무리 압연 입측까지의 동안에, 상기 슬래브가 온도 TB 이하에 체재하는 시간이 300초 이하인 것,
    Figure pct00023

    (식 중, [B] 및 [N]은, 각각 붕소(B) 및 질소(N)의 질량％를 나타냄)
    (A2) 마무리 압연에 있어서, 마무리 압연 입측 온도가 900 내지 1050℃이고, 마무리 압연 출측 온도가 850℃ 내지 1000℃이며, 총 압하율이 70 내지 95％인 것,
    (A3) 마무리 압연 후의 강판의 냉각에 있어서, 마무리 압연 출측 온도 내지 800℃ 사이의 평균 냉각 속도가 V℃/초 이상인 것,
    Figure pct00024

    (식 중, [B] 및 [N]은, 각각 붕소(B) 및 질소(N)의 질량％를 나타냄)
    (A4) 권취 온도가 450 내지 680℃인 것, 그리고
    (B) 얻어진 강판을 가열하여 제1 균열 처리하는 것, 제1 균열 처리된 강판을 제1 냉각하고 다음에 제2 균열 처리하는 것, 제2 균열 처리된 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하는 것, 도금이 실시된 강판을 제2 냉각하는 것, 및 제2 냉각된 강판을 가열하고 다음에 제3 균열 처리하는 것을 포함하는 용융 아연 도금 공정이며, 이하의 (B1) 내지 (B7)의 조건을 만족시키는 용융 아연 도금 공정
    (B1) 제1 균열 처리 전의 강판 가열 시에 있어서, 650℃ 내지 Ac1+30℃ 이상 950℃ 이하의 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 10.0℃/초인 것,
    (B2) 상기 강판을 상기 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지하는 것(제1 균열 처리),
    (B3) 제1 냉각에 있어서의 700 내지 600℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 10 내지 100℃/초인 것,
    (B4) 제1 냉각된 강판을 480 내지 600℃의 범위에서 80초 내지 500초간 유지하는 것(제2 균열 처리),
    (B5) 제2 균열 처리된 강판을 용융 아연 도금욕에 침지한 후, 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 상기 합금화 처리는 460 내지 600℃의 범위에서 행해지는 것,
    (B6) 제2 냉각이 Ms-50℃ 이하까지 행해지는 것,
    (B7) 제2 냉각된 강판을 200 내지 420℃의 온도역으로 가열하고, 다음에 상기 온도역에서 5 내지 1000초간 유지하는 것(제3 균열 처리)
    을 포함하는 것을 특징으로 하는, 제1항 또는 제2항에 기재된 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
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Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2022007053A (es) * 2019-12-13 2022-07-11 Arcelormittal Hoja de acero laminada en frio tratada termicamente y un metodo de fabricacion de la misma.
JP7461840B2 (ja) 2020-09-07 2024-04-04 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
KR102490312B1 (ko) * 2020-12-09 2023-01-19 주식회사 포스코 연성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판
KR102451003B1 (ko) * 2020-12-18 2022-10-11 주식회사 포스코 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
SE545209C2 (en) * 2020-12-23 2023-05-23 Voestalpine Stahl Gmbh Coiling temperature influenced cold rolled strip or steel
JP7260073B1 (ja) * 2021-08-30 2023-04-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板，高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法，並びに部材
JP7255759B1 (ja) * 2021-08-30 2023-04-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板，高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法，並びに部材

Citations (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06145891A (ja) 1992-11-05 1994-05-27 Kawasaki Steel Corp 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JPH09111398A (ja) 1995-10-19 1997-04-28 Nkk Corp 耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
JPH101740A (ja) 1996-06-12 1998-01-06 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法
JP2006104532A (ja) 2004-10-06 2006-04-20 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2007197819A (ja) 2005-12-28 2007-08-09 Kobe Steel Ltd 超高強度薄鋼板
WO2011105385A1 (ja) 2010-02-26 2011-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
JP2011184757A (ja) 2010-03-09 2011-09-22 Jfe Steel Corp 高強度鋼板の製造方法
WO2013051238A1 (ja) 2011-10-04 2013-04-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2013144830A (ja) 2012-01-13 2013-07-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2014020640A1 (ja) 2012-07-31 2014-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
KR101570629B1 (ko) * 2011-09-30 2015-11-19 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 및, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
WO2016113788A1 (ja) 2015-01-15 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2016113789A1 (ja) 2015-01-15 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2016171237A1 (ja) 2015-04-22 2016-10-27 新日鐵住金株式会社 めっき鋼板
JP2017048412A (ja) 2015-08-31 2017-03-09 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
WO2017179372A1 (ja) 2016-04-14 2017-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR20180126564A (ko) * 2016-07-15 2018-11-27 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 용융 아연 도금 강판

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05195149A (ja) 1992-01-21 1993-08-03 Nkk Corp 曲げ加工性及び衝撃特性の優れた超高強度冷延鋼板
US7887648B2 (en) 2005-12-28 2011-02-15 Kobe Steel, Ltd. Ultrahigh-strength thin steel sheet
JP5194811B2 (ja) * 2007-03-30 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板
JP6295893B2 (ja) 2014-08-29 2018-03-20 新日鐵住金株式会社 耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
BR112018076347A2 (pt) 2016-09-21 2019-04-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço
WO2019003449A1 (ja) 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
WO2019003641A1 (ja) 2017-06-30 2019-01-03 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 非水電解質二次電池
US11225701B2 (en) * 2018-03-30 2022-01-18 Nippon Steel Corporation Hot dip galvanized steel sheet and hot dip galvannealed steel sheet

Patent Citations (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06145891A (ja) 1992-11-05 1994-05-27 Kawasaki Steel Corp 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JPH09111398A (ja) 1995-10-19 1997-04-28 Nkk Corp 耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
JPH101740A (ja) 1996-06-12 1998-01-06 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法
JP2006104532A (ja) 2004-10-06 2006-04-20 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2007197819A (ja) 2005-12-28 2007-08-09 Kobe Steel Ltd 超高強度薄鋼板
WO2011105385A1 (ja) 2010-02-26 2011-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
JP2011184757A (ja) 2010-03-09 2011-09-22 Jfe Steel Corp 高強度鋼板の製造方法
KR101570629B1 (ko) * 2011-09-30 2015-11-19 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 및, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
WO2013051238A1 (ja) 2011-10-04 2013-04-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2013144830A (ja) 2012-01-13 2013-07-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2014020640A1 (ja) 2012-07-31 2014-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
WO2016113788A1 (ja) 2015-01-15 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2016113789A1 (ja) 2015-01-15 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2016171237A1 (ja) 2015-04-22 2016-10-27 新日鐵住金株式会社 めっき鋼板
JP2017048412A (ja) 2015-08-31 2017-03-09 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
WO2017179372A1 (ja) 2016-04-14 2017-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR20180126564A (ko) * 2016-07-15 2018-11-27 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 용융 아연 도금 강판

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