KR20230164722A - 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20230164722A
KR20230164722A KR1020237037735A KR20237037735A KR20230164722A KR 20230164722 A KR20230164722 A KR 20230164722A KR 1020237037735 A KR1020237037735 A KR 1020237037735A KR 20237037735 A KR20237037735 A KR 20237037735A KR 20230164722 A KR20230164722 A KR 20230164722A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
less
hot
dip galvanized
strength
Prior art date
Application number
KR1020237037735A
Other languages
English (en)
Inventor
사에 하마모토
하루카 아라키
미치타카 쓰네자와
Original Assignee
가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2021142112A external-priority patent/JP2022182938A/ja
Application filed by 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 filed Critical 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Publication of KR20230164722A publication Critical patent/KR20230164722A/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

본 발명의 일 국면에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 소지 강판의 표면에 도금층을 갖고, 소지 강판은 소정의 화학 성분 조성을 만족하고, 소지 강판의 금속 조직에 있어서, 마텐자이트(템퍼링 마텐자이트 및 자기 템퍼링 마텐자이트를 포함한다)가 82체적% 이상, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트가 13체적% 이하, 및 잔류 오스테나이트가 5체적% 이하이고, 소지 강판의 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰한 상에 있어서, 절단법으로 측정한 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수가 200개 이상이며, 항복 강도가 970MPa 이상이고 또한 인장 강도가 1470MPa 이상이다.

Description

고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 고강도 냉연 강판의 표면에 합금화 아연 도금층을 갖는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차의 차체 구조용 부재에 적용되는 강판은, 충돌 안전성의 관점에서, 충격 흡수 에너지가 높을 것이 요구된다.
여기에서, 강판에 있어서, 인장 강도 TS(Tensile Strength)가 높고, 또한 0.2% 내력 σ0.2 또는 상항복점 UYP(Upper Yield Point)가 높을수록, 당해 강판의 충격 흡수 에너지가 높은 것이 알려져 있다. 이하에서는, 강판의 인장 강도 TS를 간단히 「인장 강도」, 0.2% 내력 σ0.2 및 상항복점 UYP를 총칭하여 「항복 강도」라고도 한다.
그 때문에, 자동차의 차체 구조용 부재에 적용되는 강판에는, 높은 인장 강도 및 높은 항복 강도를 가질 것이 요구된다. 이와 같은 강판에 대한 높은 인장 강도 및 항복 강도의 요구에 응하기 위해, 강판 성분의 고성분화, 즉 강판에 있어서의 첨가 원소의 함유량의 증가가 진행되고 있다. 이와 같은 첨가 원소의 함유량의 증가는, 아연 도금 강판에 이용되는 소지 강판에 있어서도 진행되고 있다.
그러나, 강판 성분의 고성분화에 수반하여, 강판의 용접부에 있어서의 용융 금속 취화(Liquid Metal Embrittlement; LME) 깨짐의 발생이 문제가 되고 있다. 아연 도금 강판의 용접 시 등에 당해 아연 도금 강판에 가해지는 열에 의해 도금층 중의 아연이 용융된다. 용융된 아연이 용접부의 소지 강판의 결정립계에 침입하고, 용접 후의 소지 강판의 열수축 등에 의해 용접부에 인장 응력이 작용하면 용접부의 결정립계에 깨짐이 생긴다. 이와 같이 해서 강판의 용접부에 생기는 깨짐을, 이하에서는 「LME 깨짐」이라고 한다.
그 때문에, 현재, 자동차의 차체 구조용 부재에 적용되는 강판에는, 높은 인장 강도 및 높은 항복 강도를 갖고, 또한 우수한 LME 깨짐 내성을 가질 것이 요구되고 있다.
이들 요구 특성 중, 인장 강도에 관해서는, 예를 들면 특허문헌 1에는 강 조직으로서 면적률로, 오토템퍼드 마텐자이트를 80% 이상 가짐과 함께, 페라이트가 5% 미만, 베이나이트가 10% 이하, 잔류 오스테나이트가 5% 이하를 만족하고, 해당 오토템퍼드 마텐자이트 중에 있어서의 5nm 이상 0.5μm 이하의 철계 탄화물의 평균 석출 개수가 1mm2당 5×104개 이상이고, 또한 인장 강도가 1400MPa 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 2에는, 금속 조직 전체에 대해서, 마텐자이트가 93체적% 이상이고, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트가 합계로 2체적% 이하이고, 잔류 오스테나이트가 7체적% 이하이며, 또한 상기 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰한 상에 있어서, 총장 300μm를 절단법으로 측정한 마텐자이트 중의 라스의 개수가 240개 이상이고, 인장 강도가 1470MPa 이상인 고강도 강판이 개시되어 있다.
또한, LME 깨짐에 관해서는, 특허문헌 3에는, LME 깨짐의 발생을 억제할 수 있는 저항 스폿 용접 방법으로서, 3개의 용접 펄스가 1개의 스폿 용접 계획 내에서 사용되고, 제1 용접 펄스 및 제2 용접 펄스가, 너겟의 생성 및 액체 금속 취화 깨짐의 발생의 억제에 사용되며, 상기 제1 용접 펄스는, 직경 3.75T1/2∼4.25T1/2(식 중, T는 강판의 판 두께를 나타낸다)를 갖는 너겟을 생성하고, 상기 제2 용접 펄스는, 상기 너겟을 천천히 성장시키고, 템퍼링 펄스인 제3 용접 펄스가, 용접 스폿의 소성을 개선하는 데 사용되는 저항 스폿 용접 방법이 제안되어 있다. 특허문헌 4에서는 강판의 표층 연화부의 두께를 5μm 이상으로 함으로써 우수한 내LME 특성을 얻는 기술이 제안되어 있다.
그러나, 특허문헌 1 및 특허문헌 2에서는, 강판의 인장 강도에 더하여 가공성 또는 항복 강도에 대하여 검토되어 있는 것에 지나지 않고, LME 깨짐 내성에 대해서는 고려되어 있지 않다.
또한, 특허문헌 3에서 제안된 스폿 용접 방법은, 3매 이상의 강판을 포함하는 여러 가지의 판조(板組)를 용접하는 경우나, 용접 시에 외란 조건이 가해진 경우에 대해서는 고려되어 있지 않아, 이와 같은 경우에는, LME 깨짐의 발생을 억제할 수 없을 우려가 있다. 특허문헌 4에 개시된 기술에서는, 얻어지는 강판의 인장 강도가 1150MPa 미만에 지나지 않고, 특허문헌 4에서는 1150MPa 이상의 고강도재의 LME 깨짐 내성에 대해서는 대응책이 고려되어 있지 않다.
본 발명은, 이와 같은 문제를 감안하여 이루어진 것으로, 항복 강도가 970MPa 이상이고 또한 인장 강도가 1470MPa 이상이며, 우수한 LME 깨짐 내성을 갖는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판, 및 이와 같은 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
일본 특허 제5365216호 공보 일본 특허공개 2019-173156호 공보 일본 특허공표 2019-536631호 공보 일본 특허 제6787535호 공보
본 발명자들은, 여러 가지 검토한 결과, 상기 목적은, 이하의 발명에 의해 달성되는 것을 발견했다.
본 발명의 일 국면에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 소지 강판의 표면에 도금층을 갖는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판으로서,
상기 소지 강판이 질량%로,
C: 0.19∼0.30%,
Si: 0% 초과, 0.70% 이하,
Mn: 1.8∼3.0%,
P: 0% 초과, 0.020% 이하,
S: 0% 초과, 0.05% 이하,
Al: 0.015∼0.060%,
Cr: 0.05∼0.8%,
Ti: 0.015∼0.080%,
B: 0.0010∼0.0150%,
Mo: 0% 초과, 0.40% 이하,
N: 0.0100% 이하, 및
O: 0.0030% 이하
를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
상기 소지 강판의 Cr양 [Cr](질량%) 및 Si양 [Si](질량%)는, 2×[Cr]-[Si]≥0.1을 만족하고,
상기 소지 강판의 금속 조직에 있어서, 마텐자이트(템퍼링 마텐자이트 및 자기 템퍼링 마텐자이트를 포함한다)가 82체적% 이상, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트가 13체적% 이하, 잔류 오스테나이트가 5체적% 이하이고,
상기 소지 강판의 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰한 상에 있어서, 절단법으로 측정한 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수가 200개 이상이며, 항복 강도가 970MPa 이상이고 또한 인장 강도가 1470MPa 이상이다.
본 발명의 다른 국면에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 상기 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하고,
열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판을 620℃ 이상에서 권취하고,
권취한 상기 열연 강판을 조출하여 냉간 압연하고,
냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판을 가열하여, Ac3점 이상의 온도역에서 11s 이상 유지하고, 가열, 유지한 상기 냉연 강판을 540∼580℃의 온도역까지 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 냉각하고, 추가로 90s 이내에 410∼480℃의 온도역까지 냉각하고,
상기 냉연 강판을 냉각하여 얻어진 소지 강판에 용융 아연 도금을 실시하고,
용융 아연 도금을 실시하여 얻어진 용융 아연 도금 강판을 550℃ 이하의 온도역으로 가열하여 상기 용융 아연 도금의 합금화 처리를 행하고,
상기 용융 아연 도금 강판에 합금화 처리를 행하여 얻어진 합금화 용융 아연 도금 강판을 230∼340℃의 온도역까지 평균 냉각 속도 5℃/s 이상으로 냉각하는 것을 포함한다.
도 1은, 본 발명의 실시형태에 따른 소둔 공정의 히트 패턴의 모식도이다.
도 2는, 시험편 단면의 주사형 전자 현미경 사진의 일례이다.
도 3은, 절단법으로 라스의 개수를 계측하는 상태의 모식도이다.
도 4는, LME 깨짐 내성의 평가용의 시료의 모식적 정면도이다.
도 5는, LME 깨짐 관찰용 시료의 광학 현미경 사진의 일례이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에 대하여 설명한다.
본 실시형태에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 소지 강판의 표면에 도금층을 갖는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이다. 이하에서는, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 각 구성 요소에 대하여 설명한다. 이하의 구성의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 항복 강도가 970MPa 이상이고 또한 인장 강도가 1470MPa 이상이며, 우수한 LME 깨짐 내성을 갖는다.
(소지 강판)
본 실시형태에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 소지 강판은, 이하의 화학 성분 조성을 갖는다. 이하의 화학 성분 조성의 설명에 있어서의 「%」는 「질량%」를 의미한다. 이하에서는, 소지 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 총칭해서, 간단히 「강판」이라고도 한다. 또한, 강판의 인장 강도 TS를 간단히 「인장 강도」, 0.2% 내력 σ0.2 및 상항복점 UYP를 총칭해서 「항복 강도」라고도 한다. 「인장 강도」 및 「항복 강도」를 총칭해서 간단히 「강도」라고도 한다.
(C: 0.19∼0.30%)
C는, 강판의 강도를 확보하기 위해서 필요한 원소이다. C양이 부족하면, 강판의 인장 강도가 저하된다. 충분한 강판의 강도를 확보하기 위해, C양은 0.19% 이상으로 한다. C양의 하한은, 바람직하게는 0.20% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.21% 이상이다. 그러나, C양이 과잉이 되면, 잔류 오스테나이트의 체적률이 과대가 되어, 강판의 항복 강도의 저하를 초래할 우려가 있다. 그래서, C양은 0.30% 이하로 한다. C양의 상한은, 바람직하게는 0.290% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.280% 이하이고, 더 바람직하게는 0.270% 이하이며, 보다 더 바람직하게는 0.260% 이하이다.
(Si: 0% 초과, 0.70% 이하)
Si는 본 발명에 있어서의 중요한 원소의 하나이다. Si는 고용 강화 원소로서 알려져 있고, 강판의 연성의 저하를 억제하면서, 인장 강도를 향상시키는 것에 유효하게 작용하는 원소이다. 또한, Si는 마텐자이트 조직의 템퍼링 연화 저항을 높이는 효과를 갖는 원소이기도 하다. 이들 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, Si양은 0%를 초과한 양으로 한다. Si양의 하한은, 바람직하게는 0.06% 이상이다. Si양의 하한은, 더 바람직하게는 0.07% 이상이고, 보다 더 바람직하게는 0.08% 이상이다. 그러나, Si양이 과잉이 되면, 잔류 오스테나이트의 체적률이 과대가 되어, 강판의 항복 강도의 저하를 초래할 우려가 있다. 또한 Si양이 과잉이 되면, 강판의 LME 깨짐 내성을 악화시킬 우려가 있다. 그 때문에 Si양은, 0.70% 이하로 한다. Si양의 상한은, 바람직하게는 0.60% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.50% 이하이다.
(Mn: 1.8∼3.0%)
Mn은 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, Mn양은 1.8% 이상으로 한다. Mn양의 하한은, 바람직하게는 1.9% 이상이고, 보다 바람직하게는 2.0% 이상이다. 그러나, Mn양이 과잉이 되면, 슬래브 파손, 냉간 압연 하중의 증대 등을 초래할 우려가 있다. 그 때문에 Mn양은, 3.0% 이하로 한다. Mn양의 상한은, 바람직하게는 2.9% 이하이고, 보다 바람직하게는 2.8% 이하이다.
(P: 0% 초과, 0.020% 이하)
P는 강에 불가피적으로 포함되는 원소이며, 강의 결정립계에 편석하여 입계 취화를 조장하는 원소이다. 강판의 가공 시의 파단 등을 회피하기 위해, P양은 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 그 때문에 P양은 0.020% 이하로 한다. P양의 상한은, 바람직하게는 0.015% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.012% 이하이다. 한편, P는, 전술한 바와 같이 강 중에 불가피적으로 혼입되는 불순물이며, 그 양을 0%로 하는 것은 공업 생산상 불가능하다.
(S: 0% 초과, 0.05% 이하)
S도 P와 마찬가지로 강에 불가피적으로 포함되는 원소이다. S는 강 중의 다른 원소와 함께 개재물을 생성한다. 당해 개재물에 기인하여 강판의 가공 시에 파단 등이 생길 우려가 있다. 이와 같은 강판의 파단 등을 회피하기 위해, S양은 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 그 때문에 S양은, 0.05% 이하로 한다. S양의 상한은, 바람직하게는 0.04% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.03% 이하이다. 한편, S도 P와 마찬가지로, 그 양을 0%로 하는 것은 공업 생산상 불가능하다.
(Al: 0.015∼0.060%)
Al은 강에 있어서 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Al양은 0.015% 이상으로 한다. Al양의 하한은, 바람직하게는 0.025% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.030% 이상이다. 그러나, Al양이 과잉이 되면, 강판 중에 알루미나 등의 개재물이 많이 생성되어, 강판의 가공 시에 파단을 일으킬 우려가 있다. 그 때문에, Al양은 0.060% 이하로 한다. Al양의 상한은, 바람직하게는 0.055% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.050% 이하이다.
(Cr: 0.05∼0.8%)
Cr은 본 발명에 있어서의 중요한 원소의 하나이다. Cr은 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 구체적으로는, Cr은 강판의 담금질성을 향상시키는 원소이며, 담금질 시에 생성되는 베이나이트를 저감시키고, 마텐자이트의 라스의 수를 증가시켜, 강판의 고강도화에 유효하게 작용한다. 또, Cr은 함유량을 증가시키더라도 LME 깨짐 내성을 악화시키기 어려운 원소이다. 이들 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, Cr양은 0.05% 이상으로 한다. Cr양의 하한은, 바람직하게는 0.1% 이상이다. 그러나, Cr양이 과잉이 되면, 용융 아연 도금 강판이나 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서, 비도금을 발생시키는 경우가 있다. 그 때문에, Cr양은 0.8% 이하로 한다. Cr양의 상한은, 바람직하게는 0.7% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.6% 이하이다.
(Ti: 0.015∼0.080%)
Ti는, 탄화물이나 질화물을 형성하여 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, Ti는, 후술하는 B에 의한 담금질성 향상 효과를 유효하게 발휘시키는 데 있어서도 유효한 원소이다. 즉, Ti는, 질화물을 형성하는 것에 의해 강 중의 N을 저감한다. 그 결과, B 질화물의 형성이 억제되고, B가 고용 상태가 되어, B에 의한 담금질성 향상 효과를 유효하게 발휘할 수 있다. 이와 같이, Ti는 B에 의한 강판의 담금질성을 향상시키는 것에 의해, 강판의 고강도화에 기여한다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, Ti양은 0.015% 이상으로 한다. Ti양의 하한은, 바람직하게는 0.018% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.020% 이상이다. 그러나, Ti양이 과잉이 되면, Ti 탄화물이나 Ti 질화물이 과잉이 되어, 강판의 가공 시에 깨짐을 야기할 우려가 있다. 그 때문에, Ti양은 0.080% 이하로 한다. Ti양의 상한은, 바람직하게는 0.070% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.060% 이하이다.
(B: 0.0010∼0.0150%)
B는, 담금질성을 향상시켜 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, B양은 0.0010% 이상으로 한다. B양의 하한은, 바람직하게는 0.0012% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0014% 이상이다. 그러나, B양이 과잉이 되면, 그 효과가 포화되고, 비용이 증가할 뿐이다. 그 때문에, B양은 0.0150% 이하로 한다. B양의 상한은, 바람직하게는 0.0140% 이하이다.
(Mo: 0% 초과, 0.40% 이하)
Mo는, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 효과는 Mo양이 증가함에 따라서 증대된다. 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, Mo양은 0% 초과로 한다. Mo양의 하한은, 바람직하게는 0.10% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.20% 이상이다. 그러나, Mo양이 과잉이 되면, 그 효과가 포화됨과 함께, 비용이 증가한다. 그 때문에, Mo양은 0.40%로 한다. Mo양의 상한은, 바람직하게는 0.30% 이하이다.
(Si양과 Cr양의 관계)
본 실시형태에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 소지 강판의 Cr양 및 Si양은, 하기 식 (1)을 만족시킨다. 식 (1)을 만족시키는 것에 의해, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 담금질성을 향상시킬 수 있다. 담금질성을 향상시키는 것에 의해, 담금질 시에 있어서의 페라이트 및 베이나이트의 생성량을 제한할 수 있다. 또한, 식 (1)을 만족시키는 것에 의해 Si양과 Cr양의 균형이 적절해져, 용접부 주변의 영역에 있어서의 LME 깨짐의 발생을 저감하는 것이 가능해진다. 즉, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 고강도화와 우수한 LME 깨짐 내성을 양립시킬 수 있다.
2×[Cr]-[Si]≥0.1 …(1)
식 (1)에 있어서, [원소 기호]는, 소지 강판의 당해 원소의 함유량(질량%)이다.
(잔부)
본 실시형태에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 소지 강판의 기본 성분은 상기한 대로이고, 잔부는 실질적으로 철이다. 단, 원재료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 불가피적으로 혼입되는 불순물이 강 중에 포함되는 것은 당연히 허용된다. 즉, 소지 강판의 기본 성분의 잔부는, 철 및 불가피 불순물로 이루어진다. 이러한 불가피 불순물로서는, 전술한 P, S 외에, 예를 들면, N, O 등이 포함된다. N, O는, 각각 이하의 범위인 것이 바람직하다.
(N: 0.0100% 이하)
N은 강에 불가피적으로 포함되는 불순물 원소이다. N양이 과잉이면, 강판의 가공 시에 깨짐을 야기할 우려가 있다. 그 때문에, N양은 0.0100% 이하로 한다. N양의 상한은, 바람직하게는 0.0060% 이하이다. N양을 0%로 하는 것은 공업 생산상 곤란하다.
(O: 0.0030% 이하)
O는 강에 불가피적으로 포함되는 불순물 원소이다. O양이 과잉이면, 강판의 가공 시에 깨짐을 야기할 우려가 있다. 그 때문에, O양은 0.0030% 이하로 한다. O양의 상한은, 바람직하게는 0.0020% 이하이다. O양을 0%로 하는 것은 공업 생산상 곤란하다.
(임의 원소)
본 실시형태에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 소지 강판에는, 필요에 따라서, Ca를 이하에 나타내는 범위로 함유시켜도 된다. 또한, 당해 소지 강판에는, Ca와 함께, 또는 Ca를 함유시키지 않고서, Nb, V, Cu, Ni, Mg, 및 희토류 원소(REM)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 이하에 나타내는 범위로 함유시켜도 된다. 이들 원소를 단독 또는 적절히 조합하여 함유시키는 것에 의해, 함유되는 원소에 따라서 소지 강판의 특성이 보다 양호해진다.
(Ca: 0% 초과, 0.0040% 이하)
Ca는, 강 중의 황화물을 구상화하여, 강판의 굽힘성을 높이는 데 유효한 원소이다. 그 효과는, Ca양이 0%를 초과한 양이면 발휘되고, Ca양이 증가함에 따라서 증대된다. 그 효과를 보다 유효하게 발휘시키기 위해, Ca양의 하한은, 바람직하게는 0.0005% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 그러나, Ca양이 과잉이 되면, 그 효과가 포화됨과 함께, 비용이 증가한다. 그 때문에, Ca양의 상한은, 바람직하게는 0.0040% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0030% 이하이다.
(Nb: 0% 초과, 0.020% 이하)
Nb는, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 효과는, Nb양이 0%를 초과한 양이면 발휘되고, Nb양이 증가함에 따라서 증대된다. 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, Nb양의 하한은, 바람직하게는 0.003% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.005% 이상이다. 그러나, Nb양이 과잉이 되면, 강판의 담금질성을 열화시킨다. 그 때문에, Nb양의 상한은, 바람직하게는 0.020% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.018% 이하이며, 더 바람직하게는 0.015% 이하이다.
(V: 0% 초과, 0.30% 이하)
V는, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 효과는, V양이 0%를 초과한 양이면 발휘되고, V양이 증가함에 따라서 증대된다. 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, V양의 하한은, 바람직하게는 0.005% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.010% 이상이다. 그러나, V양이 과잉이 되면, 그 효과가 포화됨과 함께, 비용이 증가한다. 그 때문에, V양의 상한은, 바람직하게는 0.30% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.25% 이하이며, 더 바람직하게는 0.20% 이하이다.
(Cu: 0% 초과, 0.30% 이하)
Cu는, 강판의 내식성 향상에 유효한 원소이다. 그 효과는, Cu양이 0%를 초과한 양이면 발휘되고, Cu양이 증가함에 따라서 증대된다. 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, Cu양의 하한은, 바람직하게는 0.01% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 그러나, Cu양이 과잉이 되면, 그 효과가 포화됨과 함께, 비용이 증가한다. 그 때문에, Cu양의 상한은, 바람직하게는 0.30% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.20% 이하이며, 더 바람직하게는 0.15% 이하이다.
(Ni: 0% 초과, 0.30% 이하)
Ni는, 강판의 내식성 향상에 유효한 원소이다. 그 효과는, Ni양이 0%를 초과한 양이면 발휘되고, Ni양이 증가함에 따라서 증대된다. 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해, Ni양의 하한은, 바람직하게는 0.03% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 그러나, Ni양이 과잉이 되면, 그 효과가 포화됨과 함께, 비용이 증가한다. 그 때문에, Ni양의 상한은, 바람직하게는 0.30% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.20% 이하이며, 더 바람직하게는 0.15% 이하이다.
(Mg: 0% 초과, 0.0100% 이하)
Mg는 강판의 성형성의 향상에 기여하는 원소이다. 그 효과는, Mg양이 0%를 초과한 양이면 발휘된다. 그러나, Mg양이 과잉이 되면, 강판의 산세성, 용접성, 열간 가공성, 경제성이 악화된다. 그 때문에, Mg양의 상한은, 바람직하게는 0.0100% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0040% 이하이다.
(REM: 0% 초과, 0.010% 이하)
REM은, 강판의 성형성의 향상에 기여하는 원소이다. 그 효과는, REM양이 0%를 초과한 양이면 발휘된다. 그러나, REM양이 과잉이 되면, 강판의 산세성, 용접성, 열간 가공성, 경제성이 악화된다. 그 때문에, REM양의 상한은, 바람직하게는 0.010% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0040% 이하이다.
(소지 강판의 금속 조직)
본 실시형태에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 소지 강판의 금속 조직은, 마텐자이트(템퍼링 마텐자이트 및 자기 템퍼링 마텐자이트를 포함한다)가 82체적% 이상, 베이나이트가 13체적% 이하, 잔류 오스테나이트가 5체적% 이하이다. 이에 의해, 본 실시형태에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 규정된 인장 강도 및 항복 강도로 할 수 있다. 또한, 각 금속 조직의 비율의 측정 방법은, 후술하는 실시예에 있어서 설명하는 방법으로 할 수 있다.
(마텐자이트: 82체적% 이상)
금속 조직 중의 마텐자이트는, 본 실시형태에 따른 소지 강판의 기지(基地) 조직이다. 마텐자이트를, 소지 강판의 금속 조직 전체에 대해서 82체적% 이상으로 함으로써, 강판의 항복 강도 및 인장 강도를 상승시킨다. 마텐자이트가 82체적% 미만이 되면, 다른 연질인 조직이 저응력에서 소성 변형을 개시해 버려, 강판의 항복 강도 및 인장 강도가 저하된다. 마텐자이트의 체적률은, 보다 바람직하게는 83체적% 이상이다. 마텐자이트의 체적률에 상한은 없고, 100%여도 된다. 본 실시형태의 마텐자이트는, 담금질한 그대로의 마텐자이트뿐만 아니라, 템퍼링 마텐자이트 및 자기 템퍼링 마텐자이트(오토템퍼드 마텐자이트)를 포함한다.
(페라이트, 펄라이트 및 베이나이트: 합계로 13체적% 이하)
페라이트, 펄라이트 및 베이나이트는, 소지 강판의 기지 조직인 마텐자이트에 비해 연질이다. 강판에 있어서 이들 조직이 증가하면, 저응력에서 이들 조직이 소성 변형을 개시해 버려, 강판의 항복 강도 및 인장 강도가 저하된다. 이와 같은 관점에서, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트는, 소지 강판의 금속 조직 전체에 대해서 합계로 13체적% 이하로 한다. 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 체적률에 하한은 없고, 0체적%여도 된다. 이하에서는, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트를 총칭해서 「베이나이트 등」이라고도 한다.
(잔류 오스테나이트: 5%체적 이하)
금속 조직 중의 잔류 오스테나이트는, 소지 강판의 금속 조직 전체에 대해서, 5체적% 이하로 한다. 잔류 오스테나이트 중, 마텐자이트의 라스의 경계에 존재하는 소량의 필름상의 잔류 오스테나이트는, 강판에 응력이 부가되었을 때에 전위의 이동을 억제함으로써, 인장 강도나 항복 강도를 높이는 효과를 갖는다. 그러나, 잔류 오스테나이트 그 자체는 마텐자이트 조직에 비해 연질이다. 그 때문에, 필름상이더라도 잔류 오스테나이트가 과잉으로 존재하면, 강판의 항복 강도 및 인장 강도도 저하된다. 이러한 관점에서, 잔류 오스테나이트는 5체적% 이하로 한다. 잔류 오스테나이트는 0체적%여도 된다.
후술하는 실시예에서 설명하는 바와 같이, 잔류 오스테나이트의 비율은, 소지 강판으로부터 잘라낸 시험편의 연삭면을 화학 연마 또는 전해 연마에 의해 연마하고, 연마 후의 연삭면에 대하여 X선 회절법을 적용하는 것에 의해 측정할 수 있다. 연삭면의 연마 방법으로서는, 환경에 대한 부하를 저감하는 관점에서, 화학 연마보다도 전해 연마가 바람직하다.
(절단법으로 측정한 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수가 200개 이상)
본 실시형태에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 소지 강판은, 높은 인장 강도, 높은 항복 강도를 만족한다. 그를 위해, 소지 강판의 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰한 상에 있어서, 절단법으로 측정한 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수(이하, 간단히 「총장 300μm에 있어서의 라스의 개수」라고도 한다.)를 200개 이상으로 한다. 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수가 200개 미만이 되면, 항복 강도 및 인장 강도 중 적어도 한쪽이 저하된다. 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수는, 바람직하게는 210개 이상이고, 보다 바람직하게는 220개 이상이다.
여기에서 말하는 「라스」란, 마텐자이트의 하부 조직이며, 일 방향으로 길게 연장된 결정이다. 마텐자이트의 구조는, 이하에 설명하는 바와 같이 중층적으로 되어 있다. 마텐자이트는, 급랭된 오스테나이트가 변태하는 것에 의해 형성된다. 하나의 구(舊)오스테나이트립 내에는, 동일한 정벽면을 가지는 립의 집합인 패킷이 복수 존재한다. 각각의 패킷의 내부에는, 평행한 띠상 영역인 블록이 존재한다. 또, 각각의 블록에는, 거의 동일한 결정 방위로 고밀도의 전위를 포함한 라스의 집합이 존재한다.
본 발명에서 규정하는, 「절단법으로 측정한 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수」는, 강판의 압연 방향에 평행한 단면의 판 두께 1/4부에 있어서 측정한다. 구체적으로는, 연마한 강판의 당해 단면에 나이탈을 이용하여 부식을 실시하고, 당해 단면을 FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscope, 전계 방출 주사형 전자 현미경)을 이용하여 배율 3000배로 사진을 촬영한다. 이 사진에 절단법을 적용하여 라스의 개수를 측정한다. 본 실시형태에서의 절단법이란, 촬영한 FE-SEM상 상에 총장 300μm의 선(직선 또는 원호의 시험선)을 긋고, 당해 시험선과 교차하는 라스의 개수를 구하는 방법이다. 절단법에 의한 라스의 개수의 측정 방법에 대해서는, 후술하는 실시예에 있어서 보다 구체적으로 설명한다.
(도금층)
도금층은, 소지 강판의 표면에 형성된 용융 아연 도금에 후술하는 합금화 처리가 실시된 것이다. 용융 아연 도금은, 일반적으로 사용되고 있는 것을 적용할 수 있고, 특별히 제한되지 않는다.
(고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법)
본 실시형태에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
상기 요건을 만족하는 본 실시형태에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 전술한 소지 강판의 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하고, 소정의 온도에서 권취하고, 권취한 열연 강판을 조출하여 냉간 압연하고, 냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판을 소둔하고, 소둔 후의 냉연 강판을 냉각하여 얻어진 소지 강판에 용융 아연 도금을 실시하고, 용융 아연 도금을 실시하여 얻어진 용융 아연 도금 강판에 합금화 처리를 행하고, 그 후 냉각하는 것에 의해 얻어진다. 이하, 각 공정에 대하여 설명한다.
(열간 압연 공정)
열간 압연의 조건은, 예를 들면 이하와 같다. 열간 압연 공정에서는, 전술한 강판의 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연한다. 열간 압연 전의 슬래브의 가열 온도가 낮으면, TiC 등의 탄화물이 오스테나이트 중에 고용되기 어려워질 우려가 있다. 그 때문에, 열간 압연 전의 슬래브의 가열 온도는, 바람직하게는 1100℃ 이상이다. 이 열간 압연 전의 슬래브의 가열 온도는, 더 바람직하게는 1200℃ 이상이다. 그러나, 열간 압연 전의 가열 온도가 지나치게 높아지면 비용 상승이 된다. 그 때문에, 열간 압연 전의 가열 온도의 상한은, 바람직하게는 1350℃ 이하이고, 더 바람직하게는 1300℃ 이하이다.
열간 압연의 마무리 압연 온도가 낮으면, 압연 시의 슬래브의 변형 저항이 커져, 조업이 곤란해질 우려가 있다. 그 때문에, 마무리 압연 온도는, 바람직하게는 850℃ 이상이고, 더 바람직하게는 870℃ 이상이다. 그러나, 마무리 압연 온도가 지나치게 높아지면 열연 강판의 강도가 과도하게 높아질 우려가 있다. 그 때문에, 마무리 압연 온도는, 바람직하게는 980℃ 이하이고, 더 바람직하게는 950℃ 이하이다.
열간 압연으로 얻어진 열연 강판의, 마무리 압연부터 권취까지의 평균 냉각 속도는, 생산성을 고려해서, 바람직하게는 10℃/s 이상이고, 보다 바람직하게는 20℃/s 이상이다. 한편, 당해 평균 냉각 속도가 지나치게 빨라지면, 설비 비용이 높아진다. 그 때문에, 당해 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 100℃/s 이하이고, 더 바람직하게는 50℃/s 이하이다.
(열연 강판의 권취 공정)
열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판은, 620℃ 이상에서 권취한다. 열연 강판의 권취 온도가, 620℃ 미만이 되면, 열연 강판의 강도가 지나치게 높아져, 냉간 압연이 곤란해진다. 열연 강판의 권취 온도는, 바람직하게는 630℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 640℃ 이상이다. 한편, 열연 강판의 권취 온도가 지나치게 높아지면, 스케일 제거를 위한 산세성이 열화된다. 그 때문에, 권취 온도는, 바람직하게는 800℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 750℃ 이하이다.
(냉간 압연 공정)
권취된 열연 강판은, 조출된 후, 냉간 압연에 제공된다. 조출된 열연 강판은, 필요에 따라서 스케일 제거를 위해서 산세가 실시된다.
냉간 압연 시의 압연율의 하한은, 바람직하게는 10% 이상이다. 본 실시형태에 있어서의 압연율은, 「압하율」과 동일한 의의이다. 구체적으로는, 압연 전의 강판의 판 두께를 h1, 압연 후의 강판의 판 두께를 h2로 했을 때, 압연율(%)은 「(h1-h2)/h1×100」이다. 냉간 압연 시의 압연율을 10% 미만으로 한 경우, 소정 두께의 강판을 얻기 위해서는, 열간 압연 공정에서 열연 강판의 판 두께를 얇게 하지 않으면 안 된다. 열연 강판을 얇게 하면 열연 강판의 길이가 길어지기 때문에, 산세에 시간이 걸려, 생산성이 저하된다. 냉간 압연 시의 압연율의 하한은, 더 바람직하게는 25% 이상이다.
한편, 냉간 압연 시의 압연율이 70%를 초과하면, 높은 능력의 냉간 압연기가 필요해진다. 그 때문에, 냉간 압연 시의 압연율의 상한은, 바람직하게는 70% 이하이고, 더 바람직하게는 65% 이하이다.
도 1은, 본 실시형태에 따른 냉간 압연 후의 강판의 히트 패턴의 모식도이다. 도 1에 나타내는 히트 패턴에는, (a) 균열(均熱) 공정, (b) 제1 냉각 공정, (c) 제2 냉각 공정, (d) 합금화 공정, (e) 제3 냉각 공정, 및 (f) 제4 냉각 공정이 포함된다. 본 실시형태에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻기 위해서는, 냉간 압연 후의 히트 패턴에 포함되는 공정 중, 특히 (a)부터 (e)까지의 각 공정의 조건을 적절히 조정하는 것이 중요하다.
(a) 균열 공정
균열 공정에서는, 냉연 강판을 가열하여, Ac3점 이상의 온도역에서 11s 이상 유지한다. 가열 온도가 Ac3점 미만인 경우, 강판의 항복 강도나 인장 강도를 저하시키는 연질인 페라이트가 잔존할 가능성이 있다. 그 때문에, 균열 공정에서의 유지 온도의 하한은 Ac3점으로 한다. 균열 공정에서의 유지 온도의 하한은, 바람직하게는 (Ac3점+5)℃이다. 또한, 균열 공정에서의 유지 온도는, 냉연 강판의 고상선 온도 이하이면 되고, 상한에 대해서는 특별히 마련하지 않는다. 그러나, 균열 공정에서의 유지 온도를 지나치게 올리면 생산성의 악화, 또는 노(爐)의 연비의 증대에 의한 경제성의 악화가 생기기 때문에, 균열 공정에서의 유지 온도의 상한은, 바람직하게는 980℃ 이하이다. 균열 공정에서는, 냉연 강판의 온도를 일정하게 유지해도 되고, 또한 상기 유지 온도의 범위이면 냉연 강판의 온도가 변동해도 된다.
또한, Ac3점 이상의 온도역에서의 유지 시간이 11s 미만이면, 가열 전의 냉연 강판에 존재하고 있던 탄화물 및 당해 탄화물에 고용되어 있던 원소로부터 균열 공정에서 강판에 고용되는 원소의 양이 부족하여, 담금질성이 열화된다. 그 때문에, Ac3점 이상의 온도역에서의 유지 시간은, 11s 이상으로 한다. Ac3점 이상의 온도역에서의 유지 시간의 하한은, 바람직하게는 12s 이상, 보다 바람직하게는 15s이다. Ac3점 이상의 온도역에서의 유지 시간의 상한에 대해서는 특별히 마련하지 않는다. 그러나, 당해 유지 시간이 과도하게 길면 생산성이 악화되기 때문에, 당해 유지 시간은, 바람직하게는 600s 미만이다.
한편, Ac3점은, 하기 식 (2)에 의해 산출할 수 있다(William C. Leslie 저, 「레슬리 철강 재료학」, 마루젠 주식회사, p. 273). 식 (2) 중의 [원소 기호]는, 당해 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.
Ac3(℃)=910-203×[C]1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]-{30×[Mn]+11×[Cr]+20×[Cu]-700×[P]-400×[Al]-120×[As]-400×[Ti]} …(2)
(b) 제1 냉각 공정
제1 냉각 공정에서는, 균열 공정에서 Ac3점 이상의 온도역으로 가열, 유지한 냉연 강판을 540∼580℃의 온도역(제1 온도역)까지 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 냉각한다. 구체적으로는, 균열 공정에서 냉각을 개시한 후, Ac3점부터 제1 온도역까지 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 냉각한다. 이 평균 냉각 속도가, 3℃/s 미만이 되면, 페라이트가 생성될 가능성이 높아져, 본 발명에서 규정하는 항복 강도 및 인장 강도의 확보가 어려워진다. 그 때문에, 상기 평균 냉각 속도는 3℃/s 이상으로 할 필요가 있으며, 바람직하게는 4℃/s 이상이고, 보다 바람직하게는 5℃/s 이상이다. 한편, 상한은 특별히 마련하지 않기는 하지만, 상기 평균 냉각 속도가 50℃/s를 초과하면, 강판 온도를 제어하기 어려워져, 설비 비용이 증가한다. 그 때문에, 상기 평균 냉각 속도의 상한은 50℃/s 이하, 바람직하게는 40℃/s 이하이다.
(c) 제2 냉각 공정
제2 냉각 공정에서는, 제1 냉각 공정 후, 냉연 강판을 90s 이내에 410∼480℃의 온도역(제2 온도역)까지 냉각하여 소지 강판을 얻는다. 보다 구체적으로는, 냉연 강판을, 제1 온도역부터 90s 이하의 시간에 Ms점 이상의 온도를 확보하면서 제2 온도역까지 냉각한다. 제1 온도역부터 제2 온도역까지 냉각하는 시간이 90s를 초과하면 베이나이트의 증가가 염려되기 때문에, 제1 온도역부터 제2 온도역까지 냉각하는 시간은 90s 이내로 한다. 제1 온도역부터 제2 온도역까지 냉각하는 시간의 상한은, 바람직하게는 70s 이하이다. 제2 온도역의 상한은, 바람직하게는 470℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 460℃ 이하이다.
제2 냉각 공정에서는, 냉연 강판을 Ms점 이상의 온도로 유지하는 것이 바람직하다. 제2 냉각 공정에서 냉연 강판이 Ms점 미만이 되면, 그 후의 합금화 공정 전에 마텐자이트가 생성되고, 열처리 종료 후의 최종 조직으로서 라스 간격이 감소하여 인장 강도의 저하를 초래하기 때문이다.
「Ms점」이란, 오스테나이트가 마텐자이트 변태를 개시하는 온도이며, 하기 식 (3)에 기초하여, 강판의 화학 성분 조성으로부터 간이적으로 구할 수 있다(「강좌·현대의 금속학 재료편 제4권 철강 재료」, 사단법인 일본금속학회, 1985년 6월, p. 45). 식 (3) 중의 [원소 기호]는, 강판의 당해 원소의 함유량(질량%)을 나타내고, 강판 중에 함유되어 있지 않은 원소는 0으로 해서 계산한다.
Ms점(℃)=550-361×[C]-39×[Mn]-35×[V]-20×[Cr]-17×[Ni]-10×[Cu]-5×([Mo]+[W])+15×[Co]+30×[Al] …(3)
(d) 합금화 공정
제2 냉각 공정 후, 합금화 공정에 앞서, 소지 강판에 용융 아연 도금을 실시한다. 제2 온도역으로 냉각된 소지 강판은, 용융 아연 도금욕을 수용하는 도금 포트에 침입하여, 도금욕에의 침지 처리가 실시된다. 이 침지 처리에 의해, 소지 강판에 용융 아연 도금이 실시되고, 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 합금화 공정에서는, 얻어진 용융 아연 도금 강판에 합금화 처리가 실시된다.
합금화 공정에서는, 용융 아연 도금 강판을 550℃ 이하의 온도역으로 가열하여 용융 아연 도금의 합금화 처리를 행한다. 구체적으로는, 용융 아연 도금 강판을 가열하는 것에 의해, 용융 아연 도금에 포함되는 아연과, 소지 강판에 포함되는 철의 합금화를 행한다. 이 합금화 처리에서의 가열 온도가 550℃를 초과하면, 소지 강판에 페라이트가 생성될 가능성이 증가하여, 합금화 용융 아연 도금 강판의 인장 강도가 저하될 우려가 있다. 또한, 이에 더하여, 소지 강판으로부터 용융 아연 도금의 아연으로의 철의 확산이 과다가 되어, 프레스 성형 시 등에 도금층이 박리될 가능성이 높아진다. 합금화 공정에서의 가열 온도의 상한은, 바람직하게는 540℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 530℃ 이하이다. 합금화 공정에서의 가열 온도는, 도금욕에의 침지 처리 직후의 용융 아연 도금 강판의 온도보다도 높은 온도이면 되고, 바람직하게는 420℃ 이상, 보다 바람직하게는 430℃ 이상이다.
(e) 제3 냉각 공정
제3 냉각 공정에서는, 합금화 공정에서 얻어진 합금화 용융 아연 도금 강판을, 230∼340℃의 온도역(제3 온도역)까지 평균 냉각 속도 5.0℃/s 이상으로 냉각한다. 보다 구체적으로는, 합금화 직후부터 제3 온도역의 냉각 정지 온도까지 평균 냉각 속도 5.0℃/s 이상으로 냉각한다. 이에 의해, 전술한 본 실시형태에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 제3 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도가 5.0℃/s 미만이 되면, 베이나이트의 증가가 염려된다. 또한, 베이나이트의 생성을 억제하더라도, Ms점 통과 후에 생성되는 마텐자이트로부터 미변태 오스테나이트로의 탄소의 분배가 진행됨으로써 오스테나이트가 안정화된다. 오스테나이트가 안정화되면, 마텐자이트로 변태되는 오스테나이트양이 저하된다. 그 결과, 5체적%를 초과하는 잔류 오스테나이트를 포함하기 쉬워진다. 그 때문에, 제3 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도는, 5.0℃/s 이상으로 한다. 제3 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 8.0℃/s 이상이고, 보다 바람직하게는 10℃/s 이상이다. 당해 평균 속도의 상한은, 특별히 규정하지 않기는 하지만, 냉각 설비의 냉각 능력을 증대하면, 냉각 설비에 큰 부하가 생긴다. 그 때문에, 당해 평균 속도의 상한은, 바람직하게는 50℃/s 이하이고, 보다 바람직하게는 40℃/s 이하이다.
(f) 제4 냉각 공정
제3 냉각 공정 후에 계속해서 제4 냉각 공정을 행한다. 제4 냉각 공정에서는, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을, 제3 온도역부터 50℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 평균 냉각 속도 5.0℃/s 이하로 냉각하는 것이 바람직하다. 제4 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도가 5.0℃/s를 초과하면, 소지 강판의 마텐자이트의 자기 템퍼링이 진행되지 않아, 취성적인 조직이 될 우려가 있다. 제4 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도는, 보다 바람직하게는 4.0℃ 이하이다. 또한, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 생산성이 악화되기 때문에, 제4 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 0.05℃/s 이상이고, 보다 바람직하게는 0.10℃/s 이상이다.
한편, 제3 냉각 공정에서의 냉각 정지 온도가, 230℃보다도 높아져 있는 경우에는, 제3 냉각 공정에서의 냉각 정지 온도부터 230℃까지의 평균 냉각 속도는 불문한다. 또한, 제4 냉각 공정에서는, 제3 냉각 공정 후, 가열을 행하지 않는 한, 실온까지 임의의 냉각 속도로 냉각해도 된다.
(그 밖의 공정)
제4 냉각 공정 후에, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에, 필요에 따라서 가공을 행해도 되고, 템퍼링을 행해도 된다.
제4 냉각 공정에서 냉각된 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 조질 압연을 행하지 않더라도 충분히 높은 인장 강도 및 항복 강도를 갖는다. 그러나, 당해 도금 강판에 조질 압연 등의 가공을 행하는 것에 의해 가공 경화를 일으키게 해서, 더 높은 항복 강도를 달성하는 것도 가능하다. 이와 같은 항복 강도의 향상은, 당해 도금 강판의 가공에 의해, 소지 강판의 마텐자이트의 가동 전위가 감소하는 것에 의한다. 소지 강판의 마텐자이트의 가동 전위는, 당해 도금 강판의 항복 강도를 저하시키기 때문에, 적은 것이 바람직하다. 당해 도금 강판의 가공량의 상한치는 특별히 지정하지 않는다. 그러나, 당해 도금 강판에는, 가공에 의해, 형상 악화나 강도 이방성이 생긴다. 그 때문에, 조질 압연에서의 가공량의 상한은, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 압연 방향의 신장률로, 바람직하게는 5% 이하이고, 보다 바람직하게는 4% 이하이다. 조질 압연 이외의 가공으로서는, 레벨러를 이용한 가공을 행해도 된다. 레벨러를 이용한 가공에서도, 바람직한 가공량은 조질 압연과 마찬가지이다.
또한, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에 과도하지 않은 템퍼링을 행하더라도, 높은 인장 강도를 유지하면서, 보다 높은 항복 강도를 달성하는 것이 가능하다. 이는, 템퍼링을 행함으로써, 가공과 마찬가지로 소지 강판의 마텐자이트의 가동 전위가 감소하기 때문이다.
템퍼링의 온도는 특별히 지정하지 않기는 하지만, 대체로 500℃를 초과하면, 과도한 템퍼링이 일어나고, 소지 강판의 마텐자이트의 라스의 개수가 저하되어, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 인장 강도, 항복 강도의 저하를 초래한다. 그 때문에, 템퍼링 온도의 상한은, 500℃ 이하가 바람직하다.
본 발명의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 상기의 제조 방법에 의해 얻어진 것으로 한정되지 않는다. 본 발명의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 한, 다른 제조 방법에 의해 얻어진 것이어도 된다.
본 명세서는, 전술한 바와 같이 다양한 태양의 기술을 개시하고 있다. 그 중 주된 기술을 이하에 정리한다.
전술한 바와 같이, 본 발명의 일 국면에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 소지 강판의 표면에 도금층을 갖는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판으로서,
상기 소지 강판이 질량%로,
C: 0.19∼0.30%,
Si: 0% 초과, 0.70% 이하,
Mn: 1.8∼3.0%,
P: 0% 초과, 0.020% 이하,
S: 0% 초과, 0.05% 이하,
Al: 0.015∼0.060%,
Cr: 0.05∼0.8%,
Ti: 0.015∼0.080%,
B: 0.0010∼0.0150%,
Mo: 0% 초과, 0.40% 이하,
N: 0.0100% 이하, 및
O: 0.0030% 이하
를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
상기 소지 강판의 Cr양 [Cr](질량%) 및 Si양 [Si](질량%)는, 2×[Cr]-[Si]≥0.1을 만족하고,
상기 소지 강판의 금속 조직에 있어서, 마텐자이트(템퍼링 마텐자이트 및 자기 템퍼링 마텐자이트를 포함한다)가 82체적% 이상, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트가 13체적% 이하, 잔류 오스테나이트가 5체적% 이하이고,
상기 소지 강판의 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰한 상에 있어서, 절단법으로 측정한 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수가 200개 이상이며, 항복 강도가 970MPa 이상이고 또한 인장 강도가 1470MPa 이상이다.
이 구성에 의하면, 항복 강도가 970MPa 이상, 인장 강도가 1470MPa 이상이며, 우수한 LME 깨짐 내성을 갖는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.
상기 구성의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서, 상기 소지 강판이, 추가로, 질량%로, Ca: 0% 초과, 0.0040% 이하를 함유해도 된다.
이 구성에 의하면, 굽힘성도 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.
상기 구성의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서, 상기 소지 강판이, 추가로, 질량%로,
Nb: 0% 초과, 0.020% 이하,
V: 0% 초과, 0.30% 이하,
Cu: 0% 초과, 0.30% 이하,
Ni: 0% 초과, 0.30% 이하,
Mg: 0% 초과, 0.0100% 이하, 및
REM: 0% 초과, 0.010% 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
이 구성에 의하면, 강도가 더 우수하고, 또는 내식성 혹은 성형성도 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.
또한, 본 발명의 다른 국면에 따른 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 상기 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하고,
열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판을 620℃ 이상으로 권취하고,
권취한 상기 열연 강판을 조출하여 냉간 압연하고,
냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판을 가열하여, Ac3점 이상의 온도역에서 11s 이상 유지하고, 가열, 유지한 상기 냉연 강판을 540∼580℃의 온도역까지 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 냉각하고, 추가로 90s 이내에 410∼480℃의 온도역까지 냉각하고,
상기 냉연 강판을 냉각하여 얻어진 소지 강판에 용융 아연 도금을 실시하고,
용융 아연 도금을 실시하여 얻어진 용융 아연 도금 강판을 550℃ 이하의 온도역으로 가열하여 상기 용융 아연 도금의 합금화 처리를 행하고,
상기 용융 아연 도금 강판에 합금화 처리를 행하여 얻어진 합금화 용융 아연 도금 강판을 230∼340℃의 온도역까지 평균 냉각 속도 5℃/s 이상으로 냉각하는 것을 포함한다.
이 구성에 의하면, 항복 강도가 970MPa 이상, 인장 강도가 1470MPa 이상이며, 우수한 LME 깨짐 내성을 갖는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있다.
상기 구성의 고강도의 제조 방법에 있어서, 냉각한 상기 합금화 용융 아연 도금 강판에, 신장률 5% 이하로 가공을 행해도 된다.
이 구성에 의하면, 항복 강도가 더 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있다.
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 그러나, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한되지 않고, 상기, 후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 함유된다.
실시예
(제조 방법)
용강을 주조하여 표 1에 나타내는 화학 성분 조성(강종: A, B, C, D, E, F, G, H, I, J)의 슬래브를 제조했다. 표 1 중, 「＜」를 붙인 수치는 측정 한계 미만이었던 것을 각각 의미한다. P, S, N, O는, 전술한 대로 불가피 불순물이며, P, S, N, O의 난에 나타낸 값은 불가피적으로 포함된 양을 의미한다. 표 1에 나타내는 화학 성분 조성의 잔부는, 철, 및 P, S, N, O 이외의 불가피 불순물이다.
표 1에는, 각 강종의 Ac3점 및 Ms점도 나타냈다. Ac3점은 상기 식 (2), Ms점은 상기 식 (3)을 이용하여 산출했다. Ac3점 및 Ms점을 산출할 때는, 첨가하고 있지 않는 원소 및 측정 한계 미만이었던 원소의 함유량은 0으로 했다.
또한, 표 1에는, 각 강종의 「2×[Cr]-[Si]」의 값(표 1에서는 「CS값」으로 기재했다.)도 나타냈다. 여기에서, [Cr] 및 [Si]는, 슬래브의 당해 원소의 함유량(질량%)이다. CS값이 0.1 이상인 경우, 하기 식 (1)을 만족시킨다.
2×[Cr]-[Si]≥0.1 …(1)
강종 A∼F, H∼J의 슬래브는 1250℃까지, 강종 G의 슬래브는 1265∼1275℃의 온도 범위까지 가열하고, 판 두께 2.0∼3.0mm의 범위까지 열간 압연을 실시하여, 열연 강판으로 했다. 마무리 압연 완료 시의 열연 강판의 온도는, 강종 A∼F, H∼J에 있어서는 900℃, 강종 G에 있어서는 920℃로 했다. 또한 열간 압연의 마무리 압연 완료부터 열연 강판의 권취 개시까지의 열연 강판의 평균 냉각 속도는 10∼30℃/s로 했다. 열연 강판의 권취 개시 온도는, 강종 A∼F에서는 650℃, 강종 G∼J에서는 680℃로 해서, 열연 강판의 코일의 권취 및 코일 권취 상당 처리를 행했다.
얻어진 열연 강판을 산세한 후, 표면 연삭 및 냉간 압연을 조합하여, 판 두께 1.4∼1.6mm의 냉연 강판을 얻었다. 이때 어느 강종의 냉연율(냉간 압연 시의 압연율)은 10∼60%의 범위 내였다. 얻어진 강종 A∼J의 냉연 강판에 대해서 표 2에 나타내는 열처리 No. 1∼14의 열처리를 행하여, 실험 No. 1∼18의 강판(강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판)을 제작했다. 열처리 No. 1∼7, 13, 14에서는, 열처리노로서 라보시뮬레이터를 사용하고, 열처리 No. 8∼12에서는, 실기 설비를 사용했다. 실험 No. 11에서는, 균열 공정(도 1에 나타낸 공정(a))에서의 「Ac3점∼최고 도달 온도까지의 시간」이 10s이고, 이 시간에 「최고 도달 온도부터 냉각을 개시하여 Ac3점에 이를 때까지의 시간」을 더한 「Ac3점 이상의 온도역에서의 유지 시간」은 11s 미만이었다.
열처리 No. 1∼7, 13, 14에서는, 제2 냉각 공정(도 1에 나타낸 공정(c)) 후, 강판에 용융 아연 도금 처리 및 합금화 처리를 행하지 않았다. 열처리 No. 8∼12에서는, 강판에 제2 냉각 공정 후, 용융 아연 도금 처리 및 합금화 처리(도 1에 나타낸 공정(d))를 실시했다.
열처리 No. 1∼7, 13, 14를 실시한 강판에 대해서는, 용융 아연 도금 처리 및 합금화 처리(도 1에 나타낸 공정(d))를 모의한 열처리 후에 조직의 관찰 및 기계적 특성의 평가를 행했다. 열처리 No. 8∼12를 실시한 강판은, 도금 처리 또는 지정된 가공 경화 처리(조질 압연)를 실시한 후에 조직의 관찰 및 기계적 특성의 평가를 행했다.
한편, 열처리 No. 1∼7, 13, 14를 실시한 강판에 대하여, 용융 아연 도금 처리 및 합금화 처리를 모의한 열처리 후에 조직의 관찰 및 기계적 특성의 평가를 행한 이유는, 도금의 유무에 의해 강판의 강도에 큰 영향은 없는 데 반해, 열처리의 강판의 강도에 대한 영향은 크기 때문이다.
(조직 관찰 및 기계적 특성의 평가)
이와 같이 해서 얻어진 실험 No. 1∼18의 각 강판에 대하여, 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 각 조직의 체적률, 절단법으로 측정한 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수, 및 기계적 특성(0.2% 내력 σ0.2 및 인장 강도 TS)을 하기의 수순에 따라서 측정했다.
(각 조직의 체적률)
본 실시예의 제조 방법에 의하면, 각 강판에 있어서 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 조직(예를 들면, 페라이트나 펄라이트)이 존재할 가능성은 극히 낮다. 그 때문에, 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 조직은 측정하지 않았다. 이하에서는, 각 조직의 체적률의 측정 방법에 대하여, 잔류 오스테나이트, 베이나이트 및 마텐자이트의 순서로 설명한다.
(잔류 오스테나이트의 체적률)
잔류 오스테나이트의 체적률은, 다음과 같이 측정했다. 시험편은, 열처리 후의 강판(판 두께 1.4∼1.6mm)으로부터 20mm×20mm의 크기로 잘라냈다. 이 시험편을, 표면으로부터 판 두께의 1/4부까지 연삭하고, 연삭면을 화학 연마(실험 No. 8) 또는 전해 연마(실험 No. 16∼18)에 의해 연마했다. 연마 후의 연삭면에 대하여, X선 회절법에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 측정했다(ISIJ Int. Vol. 33. (1993), No. 7, P. 776). 측정에는, 2차원 미소부 X선 회절 장치(주식회사 리가쿠제, RINT-RAPID II)를 사용했다. 타겟은 Co를 사용했다.
단, 일부의 시험편에 대해서는, 그 C양 혹은 Si양, 또는 제3 냉각 조건 혹은 제4 냉각 조건에서의 열처리 조건으로부터, 잔류 오스테나이트의 체적률이 5% 이하인 것이 상정되었다. 그 때문에, 이와 같은 시험편에 대해서는 X선 회절법에 의한 잔류 오스테나이트의 체적률의 측정을 행하지 않았다. 잔류 오스테나이트의 체적률을 측정하지 않았던 강판(실험 No. 1∼7, 9∼15)에 대해서는, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 그 최고치인 5%를 상정치로서 사용했다.
(베이나이트 및 마텐자이트의 체적률)
베이나이트 및 마텐자이트의 체적률은, 다음의 수순으로 측정, 산출했다. 시험편은, 열처리 후의 강판(판 두께 1.4∼1.6mm)으로부터 20mm×20mm의 크기로 잘라냈다. 이 시험편의 압연 방향과 평행한 단면을 연마하고, 연마면에 나이탈 부식을 실시했다. 나이탈 부식을 실시한 연마면의 판 두께의 1/4부의 조직의 사진(배율 3000배)을, FE-SEM을 이용하여 촬영했다. 조직 사진의 립의 색 등에 기초하여 조직을 베이나이트 또는 마텐자이트로 구분하고, 베이나이트 및 마텐자이트의 면적률을 점산법으로 측정했다. 구체적으로는, 촬영한 FE-SEM상 상에 3μm 간격(사진 상에서는 9mm 간격)의 직교 격자를 마련하고, 격자가 직각으로 교차하는 점(격자점)에 있어서의 조직을 베이나이트 또는 마텐자이트로 구분했다. 조직의 구분은, 격자점 100점에 대하여 행하고, 그 결과를 이용하여 베이나이트의 면적률 및 마텐자이트의 면적률을 산출했다. 측정은, 각 시험편 모두 1시야(사진 1매)에 대하여 행했다.
도 2는, 시험편의 압연 방향과 평행한 단면의, 나이탈 부식을 실시한 연마면의 판 두께의 1/4부의 조직의 배율 3000배의 주사형 전자 현미경 사진의 일례이다. 도 2에 있어서, 흑색으로 보이는 조직은 베이나이트이고, 나머지 부분은 마텐자이트이다.
이상의 설명으로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 실시예에서는, 잔류 오스테나이트의 체적률과, 베이나이트 및 마텐자이트의 면적률을 상이한 방법으로 측정하고 있기 때문에, 각 조직의 비율의 합계는, 반드시 100%가 된다고는 할 수 없다.
그래서, 본 실시예에서는, 베이나이트의 체적률 및 마텐자이트의 체적률을 결정함에 있어서는, 잔류 오스테나이트, 베이나이트 및 마텐자이트의 각 체적률의 합계가 100체적%가 되도록 조정을 행했다. 구체적으로는, 100체적%로부터, X선 회절법으로 측정된 잔류 오스테나이트의 체적률(또는 잔류 오스테나이트의 체적률의 상정치)을 뺀 수치를 구하고, 이 수치를 베이나이트 및 마텐자이트의 합계 체적률로 간주했다. 이 베이나이트 및 마텐자이트의 합계 체적률을, 점산법으로 측정된 베이나이트 및 마텐자이트의 각 면적률을 이용하여 비례 배분하여, 베이나이트 및 마텐자이트의 각 체적률로 했다. 이와 같이 해서 구한 각 조직의 체적률을 표 3에 나타냈다.
(총장 300μm에 있어서의 라스의 개수)
총장 300μm에 있어서의 라스의 개수는, 절단법으로 측정했다. 절단법은, 통상 입경을 측정하는 수법이다(JIS G 0551:2013). 본 실시예에서는, 절단법을 라스의 개수를 측정하는 수법으로서 응용했다.
라스의 개수의 측정은, 강판의 압연 방향에 평행한 단면의 판 두께 1/4부에 있어서 행했다. 강판의 당해 단면을 연마하고, 나이탈을 이용하여 부식을 실시하고, FE-SEM을 이용하여 배율 3000배로 사진을 촬영했다. 촬영된 FE-SEM상에 있어서, 백색이고, 또한 최장 부분의 길이가 1μm 이상인 영역을 라스로 했다. 도 3은, 절단법으로 라스의 개수를 계측하는 상태의 모식도이다. 촬영한 FE-SEM상 상에, 총장 300μm의 선(시험선)을 긋고, 도 3에 나타내는 바와 같이, 그 선이 라스를 통과한 수(시험선과 교차하는 라스의 개수)를 측정했다. 총장 300μm의 시험선과 교차하는 라스의 개수를, 「총장 300μm에 있어서의 라스의 개수」라고 한다. 측정한 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수를 표 3에 나타냈다.
(기계적 특성의 평가)
열처리를 실시한 강판의 기계적 특성으로서, 인장 강도 TS 및 0.2% 내력 σ0.2를 측정했다. 인장 강도 TS 및 0.2% 내력 σ0.2는, 냉간 압연의 압연 방향과 직각인 방향이 시험편의 긴 쪽이 되도록 채취한 JIS 5호 시험편(판상 시험편)을 이용하여 측정했다. 실험 No. 11∼15의 측정 조건은, JIS Z 2241:2011에 기초한다. 실험 No. 1∼10, 16∼18의 측정 조건은, 크로스헤드 변위 속도를 10mm/min으로 일정하게 한 것 이외에는, JIS Z 2241:2011에 기초한다. 측정한 인장 강도 TS 및 0.2% 내력 σ0.2를 표 3에 나타냈다. 인장 강도 TS가 1470MPa 이상, 또한 0.2% 내력 σ0.2가 970MPa 이상인 경우, 기계적 특성에 대하여 합격으로 했다.
(LME 깨짐 내성의 평가)
LME 깨짐 내성은, 강판의 화학 성분 조성이 크게 영향을 주고, 열처리의 영향은 화학 성분 조성에 비해 작다. 그 때문에, LME 깨짐 내성은, 화학 성분 조성에 의한 평가가 가능하다. 본 실시예에서는, 이하의 방법으로 각 강판의 LME 깨짐 내성을 평가했다.
강종 A∼F의 냉간 압연한 그대로의 강판에 대해, 아연 도금의 부착량이 50g/m2가 되도록 전기 도금을 실시했다. 얻어진 아연 도금 강판을 350℃까지 가열하여, 아연 도금의 합금화 처리를 행했다. 얻어진 합금화 아연 도금 강판을 각각 절단하여, 140mm×35mm의 시료를 2매씩 채취했다.
도 4는, LME 깨짐 내성의 평가용의 시료의 모식적 정면도이다. 도 4에 나타내는 바와 같이, 채취한 2매의 시료(1)로 연강판(2)을 협지하여 판조로 하고, 이 3매 판조의 양 끝을 클램프로 고정했다. 2매의 시료(1)를, 이하에서는 각각 상판, 하판이라고도 한다. 고정한 3매 판조의 중앙에 저항 스폿 용접을 실시하여, LME 깨짐 내성 평가용 시료를 제작했다. 연강판(2)은, 인장 강도 270MPa, 편측 도금 부착량 55g/m2, 치수 0.75mm×140mm×35mm의 GA 강판(합금화 용융 아연 도금 강판)을 사용했다. 강종 A∼J의 각각에 대하여 1개씩 LME 깨짐 내성 평가용 시료를 준비했다. 용접 조건은 이하와 같이 했다.
용접기: 교류 인버터식 저항 용접기
전극: 상하 DR형 Cu-Cr(돔 라디우스제)
전극 타각: 5°
전극 직경: 선단 직경 8mm
냉각수 유량: 상하 약 2L/분
가압력: 350kgf
초기화 압력 시간: 60사이클/60Hz
업슬로프: 1사이클/60Hz
통전 1단째
전류값: 7.2kA
시간(사이클/60Hz): 8
통전 2단째
전류값: 9kA
시간(사이클/60Hz): 17
다운슬로프(사이클/60Hz): 30
홀드 시간(사이클/60Hz): 5
(LME 깨짐 관찰 방법)
이와 같이 해서 제작한 LME 깨짐 내성 평가용 시료로부터, LME 깨짐 관찰용 시료를 준비했다. LME 깨짐 관찰용 시료는, 관찰면이 용접 너겟의 직경을 통과하는 단면이 되도록 제작했다. 광학 현미경을 이용하여 25∼100배로, LME 깨짐 관찰용 시료의 상판 및 하판의 표층부의 관찰을 행하여, 깨짐의 유무를 조사했다. 도 5는, LME 깨짐 관찰용 시료의 광학 현미경 사진의 일례이다. 도 5에 나타내는 바와 같이, 길이 50μm 이상의 깨짐을 용접부의 LME 깨짐이라고 판단했다. 각 강종의 LME 깨짐 내성 평가용 시료의 관찰의 결과, 깨짐이 있었던 것을 ×(불가), 깨짐이 없었던 것을 ○(양호)로 해서, 표 4에 평가 결과를 나타냈다. 강종 G의 평가 결과는 추정이다.
(평가 결과)
(기계적 특성)
표 2에 나타낸 결과로부터, 이하와 같이 고찰할 수 있다. 실험 No. 2∼4, 8∼10, 12∼18은, 본 발명에서 규정하는 화학 성분 조성을 만족하는 강종(강종 B, C, F∼J)을 이용하여, 적절한 열처리 조건에서 강판을 제조한 실시예이다. 이들 실시예의 강판에서는, 금속 조직 중의 각 조직의 비율, 및 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수가 적절히 조정되고, 인장 강도 TS가 1470MPa 이상, 또한 0.2% 내력 σ0.2가 970MPa 이상이어서, 기계적 특성에 대하여 합격 기준을 만족하고 있었다.
이에 반해서 실험 No. 1, 5, 6, 11은, 본 발명에서 규정하는 요건의 어느 것을 만족하지 않는 비교예이다. 이들 비교예의 강판은, 기계적 특성의 합격 기준을 만족하지 않았다.
실험 No. 5, 11은, 본 발명에서 규정하는 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수를 만족하지 않았던 예이다.
실험 No. 5의 강판은, 제1 냉각 공정(b)에서의 도달 온도가 150℃로 낮고, 금속 조직은 본 발명의 규정을 만족하고 있었지만, 본 발명에서 규정하는 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수를 만족하지 않았다. 그 때문에, 인장 강도 TS가 낮아, 기계적 특성에 대하여 합격 기준을 만족하지 않았다.
실험 No. 11의 강판은, 균열 공정(a)에서의 Ac3점 이상의 온도역에서의 유지 시간이 11s 미만이며, 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수가 본 발명의 규정보다도 적고, 또한 베이나이트 등의 체적률이 본 발명의 규정보다도 높았다. 그 때문에, 인장 강도 TS 및 0.2% 내력 σ0.2가 낮아, 기계적 특성에 대하여 합격 기준을 만족하지 않았다.
실험 No. 1, 6은, 본 발명에서 규정하는 화학 성분 조성을 만족하지 않는 강종(표 1의 강종 A, D)을 사용한 예이다.
실험 No. 1의 강판은, 강종 A의 Cr양이 본 발명의 규정량보다도 적고, CS값이 0.1 미만이며, 식 (1)을 만족시키지 않았다. 이에 의해, 담금질성이 부족하여, 베이나이트 등의 체적률이 본 발명의 규정보다도 높았다. 그 때문에, 인장 강도 TS 및 0.2% 내력 σ0.2가 낮아, 기계적 특성에 대하여 합격 기준을 만족하지 않았다.
실험 No. 6의 강판은, 강종 D의 Si양이 본 발명의 규정량보다도 많고, CS값이 0.1 미만이며, 식 (1)을 만족시키지 않았다. 이에 의해, 담금질성이 부족하여, 베이나이트 등의 체적률이 본 발명의 규정보다도 높았다. 그 때문에, 인장 강도 TS 및 0.2% 내력 σ0.2가 낮아, 기계적 특성에 대하여 합격 기준을 만족하지 않았다.
한편, 실험 No. 7의 강판은, 본 발명에서 규정하는 화학 성분 조성을 만족하지 않는 강종(표 1의 강종 E)을 사용한 비교예이기는 하지만, 기계적 특성에 대하여 합격 기준을 만족하고 있었다.
(LME 깨짐 내성)
표 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 화학 성분 조성을 만족하는 강종(강종 B, C, F∼J)의 강판은, 우수한 LME 깨짐 내성을 갖고 있었다. 그 때문에, 강종 B, C, F∼J를 사용한 실험 No. 2∼4, 8∼10, 12∼18의 강판도 LME 깨짐 내성이 우수했다고 생각된다.
한편, CS값이 0.1 미만이고, 식 (1)을 만족하지 않는 강종 A, Si양이 본 발명의 규정량보다도 많고, 또한 식 (1)을 만족하지 않는 강종 D, Si양이 본 발명의 규정량보다도 많은 강종 E의 각 강판은, LME 깨짐 내성이 뒤떨어져 있었다. 그 때문에, 강종 A, D, E를 사용한 실험 No. 1, 6, 7의 강판도 LME 깨짐 내성이 뒤떨어져 있었다고 생각된다.
이 출원은, 2021년 5월 26일에 출원된 일본 특허출원 특원 2021-088740 및 2021년 9월 1일에 출원된 일본 특허출원 특원 2021-142112를 기초로 하는 것이고, 그 내용은, 본원에 포함되는 것이다.
본 발명을 표현하기 위해서, 전술에 있어서 구체예 등을 참조하면서 실시형태를 통해 본 발명을 적절하게 충분히 설명했지만, 당업자이면 전술한 실시형태를 변경 및/또는 개량하는 것은 용이하게 할 수 있는 것으로 인식해야 한다. 따라서, 당업자가 실시하는 변경 형태 또는 개량 형태가, 청구범위에 기재된 청구항의 권리 범위를 이탈하는 수준의 것이 아닌 한, 당해 변경 형태 또는 당해 개량 형태는, 당해 청구항의 권리 범위에 포괄된다고 해석된다.
본 발명은, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법에 관한 기술 분야에 있어서, 광범위한 산업상의 이용가능성을 갖는다.

Claims (5)

  1. 소지 강판의 표면에 도금층을 갖는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판으로서,
    상기 소지 강판이 질량%로,
    C: 0.19∼0.30%,
    Si: 0% 초과, 0.70% 이하,
    Mn: 1.8∼3.0%,
    P: 0% 초과, 0.020% 이하,
    S: 0% 초과, 0.05% 이하,
    Al: 0.015∼0.060%,
    Cr: 0.05∼0.8%,
    Ti: 0.015∼0.080%,
    B: 0.0010∼0.0150%,
    Mo: 0% 초과, 0.40% 이하,
    N: 0.0100% 이하, 및
    O: 0.0030% 이하
    를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
    상기 소지 강판의 Cr양 [Cr](질량%) 및 Si양 [Si](질량%)는, 2×[Cr]-[Si]≥0.1을 만족하고,
    상기 소지 강판의 금속 조직에 있어서, 마텐자이트(템퍼링 마텐자이트 및 자기 템퍼링 마텐자이트를 포함한다)가 82체적% 이상, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트가 13체적% 이하, 잔류 오스테나이트가 5체적% 이하이고,
    상기 소지 강판의 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰한 상에 있어서, 절단법으로 측정한 총장 300μm에 있어서의 라스의 개수가 200개 이상이며, 항복 강도가 970MPa 이상이고 또한 인장 강도가 1470MPa 이상인, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 소지 강판이, 추가로, 질량%로,
    Ca: 0% 초과, 0.0040% 이하
    를 함유하는, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 소지 강판이, 추가로, 질량%로,
    Nb: 0% 초과, 0.020% 이하,
    V: 0% 초과, 0.30% 이하,
    Cu: 0% 초과, 0.30% 이하,
    Ni: 0% 초과, 0.30% 이하,
    Mg: 0% 초과, 0.0100% 이하, 및
    REM: 0% 초과, 0.010% 이하
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
  4. 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법으로서,
    상기 제 1 항에서 규정하는 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하고,
    열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판을 620℃ 이상에서 권취하고,
    권취한 상기 열연 강판을 조출하여 냉간 압연하고,
    냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판을 가열하여, Ac3점 이상의 온도역에서 11s 이상 유지하고, 가열, 유지한 상기 냉연 강판을 540∼580℃의 온도역까지 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 냉각하고, 추가로 90s 이내에 410∼480℃의 온도역까지 냉각하고,
    상기 냉연 강판을 냉각하여 얻어진 소지 강판에 용융 아연 도금을 실시하고,
    용융 아연 도금을 실시하여 얻어진 용융 아연 도금 강판을 550℃ 이하의 온도역으로 가열하여 상기 용융 아연 도금의 합금화 처리를 행하고,
    상기 용융 아연 도금 강판에 합금화 처리를 행하여 얻어진 합금화 용융 아연 도금 강판을 230∼340℃의 온도역까지 평균 냉각 속도 5℃/s 이상으로 냉각하는 것을 포함하는, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
  5. 제 4 항에 있어서,
    냉각한 상기 합금화 용융 아연 도금 강판에, 신장률 5% 이하로 가공을 행하는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
KR1020237037735A 2021-05-26 2022-05-16 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법 KR20230164722A (ko)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2021-088740 2021-05-26
JP2021088740 2021-05-26
JPJP-P-2021-142112 2021-09-01
JP2021142112A JP2022182938A (ja) 2021-05-26 2021-09-01 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
PCT/JP2022/020394 WO2022249919A1 (ja) 2021-05-26 2022-05-16 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20230164722A true KR20230164722A (ko) 2023-12-04

Family

ID=84230037

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020237037735A KR20230164722A (ko) 2021-05-26 2022-05-16 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20240240298A1 (ko)
EP (1) EP4317508A1 (ko)
KR (1) KR20230164722A (ko)
MX (1) MX2023013724A (ko)
WO (1) WO2022249919A1 (ko)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5365216B2 (ja) 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP2019173156A (ja) 2018-03-26 2019-10-10 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
JP2019536631A (ja) 2016-11-04 2019-12-19 宝山鋼鉄股▲ふん▼有限公司Ｂａｏｓｈａｎ Ｉｒｏｎ ＆ Ｓｔｅｅｌ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 継手性能が良好な亜鉛めっき高張力鋼の抵抗スポット溶接方法
JP6787535B1 (ja) 2019-03-11 2020-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11319622B2 (en) * 2018-03-26 2022-05-03 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet and high-strength galvanized steel sheet
US11753693B2 (en) * 2018-09-28 2023-09-12 Posco Co., Ltd High-strength cold rolled steel sheet having high hole expansion ratio, highstrength hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing methods therefor
JP6750759B1 (ja) * 2019-05-09 2020-09-02 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JP7415144B2 (ja) 2019-12-04 2024-01-17 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
JP6891316B1 (ja) 2020-03-12 2021-06-18 グローバス メディカル インコーポレイティッド 椎間脊椎インプラント

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5365216B2 (ja) 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP2019536631A (ja) 2016-11-04 2019-12-19 宝山鋼鉄股▲ふん▼有限公司Ｂａｏｓｈａｎ Ｉｒｏｎ ＆ Ｓｔｅｅｌ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 継手性能が良好な亜鉛めっき高張力鋼の抵抗スポット溶接方法
JP2019173156A (ja) 2018-03-26 2019-10-10 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
JP6787535B1 (ja) 2019-03-11 2020-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
MX2023013724A (es) 2023-11-28
EP4317508A1 (en) 2024-02-07
WO2022249919A1 (ja) 2022-12-01
US20240240298A1 (en) 2024-07-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10745775B2 (en) Galvannealed steel sheet and method for producing the same
JP6554396B2 (ja) 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
JP6409917B2 (ja) 熱延鋼板の製造方法および冷延フルハード鋼板の製造方法
KR102145293B1 (ko) 도금 강판 및 그의 제조 방법
JP5251208B2 (ja) 高強度鋼板とその製造方法
JP6280029B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR20190023093A (ko) 고강도 박강판 및 그 제조 방법
KR20120127671A (ko) 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP7001203B1 (ja) 鋼板及び部材
WO2019003448A1 (ja) 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
JP7364933B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
JP6409916B2 (ja) 熱延鋼板の製造方法および冷延フルハード鋼板の製造方法
JP7028379B1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
JP7140302B1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
CN115427600A (zh) 钢板及其制造方法
JP7044195B2 (ja) 鋼板の製造方法及び部材の製造方法
JP7311808B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
US20230059951A1 (en) Steel sheet and manufacturing method thereof
WO2022249919A1 (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2022182938A (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN117321235A (zh) 高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法
US20240309482A1 (en) Cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
WO2024203491A1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
JP2022024998A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2020195279A1 (ja) 鋼板