KR101893512B1

KR101893512B1 - 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR101893512B1
Application number: KR1020167032434A
Authority: KR
Inventors: 히데유키 기무라; 코이치로 후지타; 히로시 하세가와
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2014-04-22
Filing date: 2015-03-18
Publication date: 2018-08-30
Also published as: TW201542839A; WO2015162849A1; CN106232839A; MX2016013771A; EP3106528B1; KR20160147869A; US20170044640A1; EP3106528A1; CN106232839B; EP3106528A4; US10294542B2; TWI545204B; JPWO2015162849A1; JP5839152B1

Abstract

본 발명은, 표면 외관 및 코일 길이 방향의 재질 균일성이 우수한 TS가 780 ㎫ 이상인 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법을 제공하는 것이다. 본 발명의 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 소정의 성분 조성을 갖는 강 슬래브에, 열간 압연, 냉간 압연을 실시하고, 이어서, 소정의 1차 어닐링을 실시하고, 이어서, 소정의 산 세정, 소정의 2차 어닐링 및 용융 아연 도금 처리를, 순차, 실시하는 것을 특징으로 한, 면적률로 20％ 이상 60％ 이하의 마르텐사이트와 면적률로 40％ 이상 80％ 이하의 페라이트를 함유하는 조직을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이다.

Description

고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법{METHOD FOR PRODUCING HIGH-STRENGTH GALVANIZED STEEL SHEET AND HIGH-STRENGTH GALVANNEALED STEEL SHEET}

본 발명은, 자동차 부재 용도로의 적용에 적합한 도금 표면 외관이 우수하고, 또한 코일 길이 방향의 재질 균일성이 우수한, 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 관점에서, CO₂의 배출량을 규제하기 위해, 자동차의 연비 개선이 요구되고 있다. 더하여, 충돌시에 승객의 안전을 확보하기 위해, 자동차 차체의 충돌 특성을 중심으로 한 안전성 향상도 요구되고 있다. 이와 같이, 자동차 차체의 경량화 및 자동차 차체의 강화가 적극적으로 진행되고 있다.

자동차 차체의 경량화와 강화를 동시에 충족하는 데에는, 강성이 문제가 되지 않는 범위에서 부품 소재를 고(高)강도화하고, 판두께를 줄이는 것에 의한 경량화가 효과적이라고 하고 있다. 최근에는 고강도 강판이 자동차 부품에 적극적으로 사용되고 있고, 자동차의 구조 부재나 보강 부재에 적용되는 강판은, 인장 강도(TS: Tensile Strength)가 780㎫ 이상, 나아가서는 980㎫ 이상에도 달하고 있다. 강판의 고강도화에는 조직 강화의 활용이 유효하고, 연질인 페라이트와 경질인 마르텐사이트로 이루어지는 복합 조직 강판은, 일반적으로 연성이 양호하고 우수한 강도-연성 밸런스를 갖고 있기 때문에, 프레스 성형성은 비교적 양호하다. 그러나, 복합 조직 강판은, 통상의 연속 어닐링 라인에서의 제조시에 발생하는 어닐링 온도 등의 조건 변화에 대하여, 인장 강도(TS) 등의 재질 변동이 크고, 코일 길이 방향에서 재질이 변동되기 쉽다. 이 경우, 자동차의 연속 프레스 라인에 있어서, 안정적으로 프레스 성형을 행하는 것이 곤란해져, 작업성이 크게 저하되는 것이 우려된다. 또한, 고강도화에 필요한 마르텐사이트량을 확보하기 위해, 복합 조직 강판에서는 C나 Mn 등의 첨가량이 증대한다. 한편, Mn은 Fe보다도 산화하기 쉬운 이(易)산화성 원소(oxidizable element)이기 때문에, Mn을 다량으로 함유하는 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조에 있어서는, 도금성의 확보가 과제가 된다. 즉, 강(steel) 중에 포함되는 Mn은, 일반적인 어닐링로(annealing furnace)에서 이용되는 비산화성(non-oxidizing) 분위기 중 혹은 환원 분위기 중에 있어서도 선택 산화되어, 표면 농화하여 산화물을 형성하고, 도금 처리시의 용융 아연과의 습윤성(wettability)을 저하시키고, 불도금(uncoated)을 발생시킬 가능성이 우려된다.

이에 대하여, 특허문헌 1에서는, 미리 산화성 분위기 중에서 강판을 가열하고, 소정 이상의 산화 속도로 표면에 Fe 산화막을 급속히 생성함으로써, 강판 표면에서의 첨가 원소의 산화를 저지하고, 그 후 Fe 산화막을 환원 어닐링함으로써, 용융 아연과의 습윤성을 개선하는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 강판의 산화량이 많은 경우에는, 로 내 롤(hearth roll)에 산화 철이 부착되어 강판에 눌림 손상(pressing flaw)이 발생한다는 문제가 발생하는 경우가 있다. 또한, 특허문헌 2에서는, 강판을 어닐링 후에 산 세정함으로써 표면의 산화물을 제거하고, 그 후, 다시 어닐링하여 용융 아연 도금을 행하는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 2에는, 590㎫급의 강도 레벨의 강판이 기재되어 있기는 하나, TS가 780㎫ 이상인 강판에 관한 기재는 없고, 또한, 프레스 성형성의 지표가 되는 연신(elongation properties) 특성이나 재질 변동에 관한 기재는 확인되지 않는다.

일본특허공보 제2587724호 일본특허공보 제3956550호

일반적으로 TS가 780㎫ 이상인 고강도 강판은, 고강도화하기 위해 각종 합금 원소를 다량으로 포함하고 있기 때문에, 통상의 연속 어닐링 라인에서 발생하는 어닐링 조건의 변동에 의해, 강판 중의 마르텐사이트량 등이 변동하고, 코일 내, 특히 코일 길이 방향에 있어서, 강도나 연신 등의 재질의 불균일이 커지기 쉽다. 이 경우, 자동차의 연속 프레스 라인에 있어서, 안정적으로 프레스 성형을 행하는 것이 곤란해져, 작업성이 크게 저하된다. 이 때문에, 재질의 불균일이 작을 것, 즉 코일 길이 방향의 재질 균일성이 강하게 요구되고 있다.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, C나 Mn 등을 함유하고, 표면 외관 및 코일 길이 방향의 재질 균일성이 우수한 TS가 780㎫ 이상인 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 자동차의 구조 부재에 적용하는 고강도 강판을 개발함에 있어서, 여러 가지의 박강판(thin steel sheet)에 대해서, 고강도화, 재질의 불균일 및 표면 외관에 미치는 각종 요인에 대해서 예의 검토했다. 그 결과, C나 Mn을 함유하는 강판에 있어서, 1차 어닐링 조건을 적정하게 제어한 후, 산 세정에 의해 표면 산화물을 제거하고, 그 후, 2차 어닐링을 행함으로써, 표면 외관이 우수한 TS가 780㎫ 이상, 바람직하게는 980㎫ 이상이고, 또한 코일 길이 방향의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어지는 것을 알게 되었다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

[1] 질량％로, C: 0.05 이상 0.12％ 미만, Si: 0.01％ 이상 0.35％ 미만, Mn: 2.2％ 이상 3.5％ 이하, P: 0.001％ 이상 0.050％ 이하, S: 0.010％ 이하, sol.Al: 0.005％ 이상 0.100％ 이하, N: 0.0001％ 이상 0.0060％ 이하, Nb: 0.010％ 이상 0.080％ 이하, Ti: 0.010％ 이상 0.080％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 슬래브(steel slab)를 열간 압연하고, 이어서 냉간 압연한 후, 1차 어닐링을 실시하고, 산 세정 후 2차 어닐링을 실시하고, 이어서 용융 아연 도금 처리를 실시함에 있어서, 상기 1차 어닐링은, 600∼750℃의 온도 범위를 0.1℃/초 이상 3℃/초 미만의 평균 가열 속도로 가열하고, 750∼850℃의 어닐링 온도에서 10∼500초 유지한 후, 상기 어닐링 온도역에서 600℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 1∼15℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 상기 산 세정은, 강판의 산 세정 감량을 Fe 환산으로 0.05∼5g/㎡로 하고, 상기 2차 어닐링은, 750∼850℃의 어닐링온도에서 10∼500초 유지한 후, 상기 어닐링 온도로부터 1∼15℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고,

상기 용융 아연 도금 후에, 5∼100℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하는, 면적률이 20％ 이상 60％ 이하인 마르텐사이트와 면적률이 40％ 이상 80％ 이하인 페라이트를 함유하는 조직을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[2] 상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Mo: 0.05％ 이상 1.0％ 이하, V: 0.02％ 이상 0.50％ 이하, Cr: 0.05％ 이상 1.0％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0030％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 [1]에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[3] 상기 열간 압연의 마무리 압연 종료 후, 3초 이내에 냉각을 개시하고, 상기 열간 압연의 마무리 압연 온도∼(마무리 압연 온도－100℃)의 온도역을 평균 냉각 속도 5∼200℃/초로 냉각하고, 450∼650℃의 온도에서 코일로 권취한 후, 압하율 40％ 이상으로 냉간 압연하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[4] [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서의 용융 아연 도금 후, 추가로 합금화 처리를 실시하고, 그 후 5∼100℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하는, 면적률이 20％ 이상 60％ 이하인 마르텐사이트와 면적률이 40％ 이상 80％ 이하인 페라이트를 함유하는 조직을 갖는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 표면 외관이 우수한 인장 강도(TS)가 780㎫ 이상, 바람직하게는 980㎫ 이상인 고강도이고, 또한 코일 길이 방향의 재질 균일성이 높은 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 자동차 차체의 골격 부재에 적용한 경우는, 충돌 안전성의 향상이나 경량화에 크게 공헌할 수 있고, 또한 재질의 어닐링 온도 의존성이 작다. 이 때문에, 코일 내의 재질 균일성이 높아, 프레스 성형시에 있어서의 작업성의 향상도 기대할 수 있다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명에 대해서 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명의 성분 조성의 한정 이유를 설명한다. 또한, 성분에 관한 「％」 표시는, 질량％를 의미하는 것으로 한다.

C: 0.05％ 이상 0.12％ 미만

C는 강판의 고강도화에 유효한 원소로서, 마르텐사이트를 형성함으로써 고강도화에 기여한다. 또한, C는 Nb나 Ti라는 탄화물 형성 원소와 미세한 합금 화합물, 혹은, 합금 탄질화물을 형성함으로써 고강도화에 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해서는, C량은 0.05％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, C량이 0.12％ 이상이 되면 스폿 용접성(spot weldability)이 현저하게 열화하고, 또한 마르텐사이트상의 증가에 의해, 강판이 경질화하고 가공성도 현저하게 저하되는 경향이 있다. 따라서, C량은 0.05％ 이상 0.12％ 미만으로 하고, 바람직하게는 0.05％ 이상 0.10％ 미만이다. 한편, 980㎫ 이상의 TS를 안정적으로 확보하는 관점에서, C량은 0.08％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Si: 0.01％ 이상 0.35％ 미만

Si는 주로 고용 강화(solid-solution hardening)에 의해 고강도화에 기여하는 원소로서, 강도 상승에 대하여 연성의 저하가 비교적 적고, 강도뿐만 아니라, 강도와 연성의 균형의 향상에도 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Si를 0.01％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Si량이 0.35％ 이상에서는, 강판 표면에 Si계 산화물이 형성되기 쉽고, 불도금의 원인이 되는 경우가 있다. 따라서, Si량은 0.01％ 이상 0.35％ 미만으로 하고, 바람직하게는 0.01％ 이상 0.25％ 이하다.

Mn: 2.2％ 이상 3.5％ 이하

Mn은 고용 강화 및 마르텐사이트를 형성함으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 이 효과를 얻기 위해서는 2.2％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Mn량이 3.5％를 초과하면, 원료 비용의 상승을 초래함과 함께, Mn의 편석 등에 기인하여 부분적으로 변태점이 상이한 조직이 되어, 결과적으로 페라이트상과 마르텐사이트상이 밴드(band) 형상으로 존재하는 불균일한 조직이 되기 쉽고, 가공성이 저하되는 경우가 있다. 또한, 강판 표면에 산화물로서 농화하고, 불도금의 원인이 되는 경우가 있다. 또한, 스폿 용접부의 인성을 저하시키고, 용접 특성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Mn량은 2.2％ 이상 3.5％ 이하로 한다. 980㎫ 이상의 TS를 안정적으로 확보하는 관점에서, Mn량은 2.5％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

P: 0.001％ 이상 0.050％ 이하

P는 고용 강화에 의해, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, P량이 0.001％ 미만에서는 그 효과가 나타나지 않을 뿐만 아니라, 제강 공정에 있어서 탈린 비용의 상승을 초래하는 경우가 있기 때문에, P량은 0.001％ 이상으로 한다. 한편, P량이 0.050％를 초과하면, 용접성이 현저하게 열화한다. 따라서, P량은 0.001％ 이상 0.050％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.001％ 이상 0.030％ 이하로 한다.

S: 0.010％ 이하

S는 열간 취성을 일으키는 원인이 되는 것 외, 강 중에 황화물계 개재물로서 존재하여, 강판의 가공성을 저하시키는 유해한 원소이다. 따라서, S는 극력 저감 하는 것이 바람직하고, 본 발명에서는, S량의 상한은 0.010％로 하고, 바람직하게는 0.008％ 이하로 한다. 하한은 특별히 없다. 그러나, 극저(very low) S화는 제강 비용이 상승하기 때문에, 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

sol.Al: 0.005％ 이상 0.100％ 이하

Al은 탈산재로서 함유시키는 원소이다. 또한, Al은 고용 강화능을 갖기 때문에, 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, sol.Al로서의 Al량이 0.005％ 미만에서는 상기 효과가 얻어지지 않는다. 한편, sol.Al로서의 Al량이 0.100％를 초과하면, 원료 비용의 상승을 초래함과 함께, 강판의 표면 결함을 유발하는 원인으로도 된다. 따라서, sol.Al로서의 Al량은 0.005％ 이상 0.100％ 이하로 한다.

N: 0.0001％ 이상 0.0060％ 이하

N량이 0.0060％를 초과하면, 강 중에 과잉한 질화물이 생성되는 것에 기인하여, 연성이나 인성의 저하 외, 강판의 표면 성상의 악화도 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, N량은 0.0060％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다. 또한, 페라이트의 청정화에 의한 연성 향상의 관점에서, N량은 적은 편이 바람직하다. 그러나, 제강상의 비용도 증대하기 때문에, 하한은 0.0001％로 한다. 따라서, N량은 0.0001％ 이상 0.0060％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다.

Nb: 0.010％ 이상 0.080％ 이하

Nb는 C나 N과 탄화물이나 탄질화물을 형성함으로써 고강도화에 기여한다. 또한, 페라이트를 석출 강화함으로써, 마르텐사이트상과의 경도차를 저감하는 효과를 통하여, 연신 플랜지성의 개선에 기여한다. 또한, Nb는 열연판 조직을 미세화하는 작용을 가져, 냉연, 어닐링 후의 페라이트 및 마르텐사이트가 균일 미세화된다. 이 강판 조직의 균일 미세화를 통하여, 성장 플랜지성의 향상 및 재질 불균일의 저감에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Nb량은 0.010％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.030％ 이상, 보다 바람직하게는 0.040％ 이상으로 한다. 한편, Nb량이 0.080％를 초과하여 과잉하게 함유되면, 열간 압연시의 부하를 증대시키고, 또한, 냉간 압연시의 변형 저항을 높게 하여, 안정된 실기(actual steel sheet) 제조를 곤란하게 한다. 또한, 페라이트의 연성을 저하시켜, 가공성이 현저하게 저하된다. 따라서, Nb량은 0.010％ 이상 0.080％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.030％ 이상 0.080％ 이하, 보다 바람직하게는 0.040％ 이상 0.080％ 이하로 한다.

Ti: 0.010％ 이상 0.080％ 이하

Ti는 Nb와 동일하게, C나 N과 탄화물이나 탄질화물을 형성함으로써 고강도화에 기여한다. 또한, 페라이트를 석출 강화함으로써, 마르텐사이트상과의 경도차를 저감하는 효과를 통하여, 연신 플랜지성의 개선에 기여한다. 또한, Ti는 Nb와 동일하게 열연판을 미세화하는 작용을 가져, 냉연, 어닐링 후의 페라이트 및 마르텐사이트가 균일 미세화되고, 이 강판 조직의 균일 미세화 효과를 통하여, 연신 플랜지성의 향상 및 재질 불균일의 저감에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti량은 0.010％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.030％ 이상으로 한다. 한편, Ti량이 0.080％를 초과하면, 이 효과가 포화할 뿐만 아니라, 페라이트 중에 과잉하게 석출하여, 페라이트의 연성을 저하시킨다. 따라서, Ti량은 0.010％ 이상 0.080％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.030％ 이상 0.080％ 이하로 한다.

상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

본 발명에서는 상기 필수 첨가 원소 외에, 추가로 Mo, V, Cr, B로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 함유시킬 수 있다.

Mo: 0.05％ 이상 1.00％ 이하, V: 0.02％ 이상 0.50％ 이하, Cr: 0.05％ 이상 1.0％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0030％ 이하로부터 선택되는 1종 이상

Mo 및 Cr은 퀀칭성(hardenability)을 향상시키고, 마르텐사이트를 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 이러한 효과를 발현시키기 위해, 이들 원소는 각각 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Mo, Cr의 함유량이 각각 1.00％, 1.0％를 초과하면 상기 효과가 포화할 뿐만 아니라, 원료 비용의 증가를 초래하기 때문에, 이들 함유량은 각각 1.00％ 이하, 1.0％ 이하가 바람직하다.

V는 Nb, Ti와 동일하게, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는 0.02％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, V량이 0.50％를 초과하면, 상기 효과가 포화할 뿐만 아니라, 원료 비용의 증가를 초래하기 때문에, V의 함유량은 0.50％ 이하가 바람직하다.

B는 퀀칭성을 향상시키고, 어닐링 냉각 과정에서 일어나는 페라이트의 생성을 억제하고, 마르텐사이트를 생성함으로써 고강도화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.0001％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, 0.0030％를 초과하면 상기의 효과는 포화하기 때문에, B량은 0.0001％ 이상 0.0030％ 이하가 바람직하다.

또한 본 발명에서는, 본 발명의 효과를 해치지 않는 범위이면, 이하의 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.

Cu는 열간 압연시에 균열을 일으켜, 표면 흠(surface flaw)의 발생 원인이 되는 유해 원소이다. 그러나, 본 발명에서는 Cu에 의한 강판 특성에의 악영향은 작기 때문에, 0.30％ 이하의 함유량이면 허용할 수 있다. 이에 따라, 스크랩(scrap) 등을 사용하여, 리사이클 원료의 활용이 가능해진다.

Ni는 Cu와 동일하게, 강판 특성에 미치는 영향은 작지만, Cu 첨가에 의한 표면 흠의 발생을 방지하는 효과가 있다. 상기 효과는, Cu 함유량의 1/2 이상 함유함으로써 발현시킬 수 있다. 그러나, Ni의 함유량이 과잉해지면, 스케일(scale)의 불균일 생성에 기인한 다른 표면 결함의 발생을 조장하기 때문에, Ni를 함유하는 경우, 그 함유량의 상한은 0.30％로 한다.

Ca는 MnS 등의 황화물의 형상 제어에 의해 연성을 향상시키는 효과가 있다. 그러나, 다량으로 함유시켜도 그 효과는 포화하는 경향이 있다. 따라서, Ca를 함유시키는 경우, 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하로 한다.

또한, 황화물계 개재물의 형태를 제어하는 작용을 갖고, 이에 따라 가공성의 향상에 기여하는 REM, 혹은 강판 표면의 결정을 정립화(granulating)하는 작용을 갖는 Sn, Sb는, 각각 0.0001∼0.1000％의 범위에서 함유시킬 수 있다.

그 외, 석출물을 형성하는 Zr, Mg 등의 함유량은 극력 적은 편이 바람직하고, 적극적으로 첨가할 필요는 없다. 첨가하는 경우는, 0.020％ 미만, 보다 바람직하게는 0.002％ 미만으로 한다.

다음으로, 1차 어닐링 후 및 2차(최종) 어닐링 후의 조직에 대해서 설명한다.

본 발명의 고강도 강판은, 2차(최종) 어닐링시의 재질 불균일을 저감하기 위해, 1차 어닐링 후의 강판 조직은, 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트의 합계 면적률이 20％ 이상 60％ 이하인 것이 바람직하다. 그리고, 2차(최종) 어닐링 후의 강판 조직은, TS가 780㎫ 이상을 안정적으로 얻기 위해, 면적률로 20％ 이상 60％ 이하의 마르텐사이트 및, 40％ 이상 80％ 이하의 페라이트인 것이 필요하다.

1차 어닐링 후의 강판 조직이, 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트의 합계 면적률: 20％ 이상 60％ 이하

본 발명에서는, 재질 불균일이 작은 고강도 강판을 얻는 관점에서, 1차 어닐링 후의 강판 조직에 대해서, 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트의 합계 면적률을 제어하는 것이 바람직하다. 즉, 1차 어닐링 후에 확인되는 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트는, 1차 어닐링시의 균열(soaking) 중에 C나 Mn 등의 원소가 농화한 오스테나이트가, 균열 후의 냉각 중에 변태 혹은 미변태 그대로 잔존한 조직으로, C나 Mn 농도가 높은 영역이다. 이러한 C나 Mn이 농화한 영역은, 2차 어닐링시의 페라이트-오스테나이트 변태 온도를 저하시키기 때문에, 750∼850℃의 온도 범위에서 2차 어닐링했을 때의 마르텐사이트 면적률의 변동이 작다. 이 때문에, 재질의 변동도 작아진다. 일반적으로, 1차 어닐링 후의 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트의 합계 면적률은, 2차(최종) 어닐링 후의 마르텐사이트 면적률과 상관되기 때문에, 2차(최종) 어닐링 후에 780㎫ 이상의 TS를 만족하는 관점에서, 1차 어닐링 후의 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트의 합계 면적률은 20％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 1차 어닐링 후의 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트의 합계 면적률이 60％를 초과하면, 2차(최종) 어닐링 후의 마르텐사이트의 면적률이 60％를 초과하기 때문에, 가공성의 확보가 곤란해지는 경우가 있다. 이 때문에, 1차 어닐링 후의 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트의 합계 면적률은 60％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 50％ 이하로 한다. 또한, 1차 어닐링 후의 강판에 있어서는, 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 이외의 잔부는, 페라이트상 주체의 조직이다.

2차(최종) 어닐링 후의 마르텐사이트의 면적률: 20％ 이상 60％ 이하

마르텐사이트는 본 발명의 강판의 강도를 확보하는 데에 필요한 경질상이다. 그러나, 마르텐사이트의 면적률이 20％ 미만에서는, 강판 강도가 저하되어, 780㎫ 이상의 TS를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 마르텐사이트의 면적률은 20％ 이상으로 한다. 980㎫ 이상의 TS를 안정적으로 확보하는 관점에서, 마르텐사이트의 면적률을 35％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 마르텐사이트의 면적률이 60％를 초과하면 경질상이 과잉해져, 가공성의 확보가 곤란해지는 경우가 있다. 이 때문에, 마르텐사이트의 면적률은 60％ 이하로 하고, 바람직하게는 50％ 이하로 한다.

2차(최종) 어닐링 후의 마르텐사이트상의 평균 결정립경: 5㎛ 이하

마르텐사이트상의 평균 결정립경이 5㎛ 초과에서는, 연질인 페라이트와 경질인 마르텐사이트의 계면에 있어서 보이드가 발생하기 쉬워져, 연신 플랜지성이나 국부 연성이 저하되는 경우가 있다. 이에 대하여, 2차(최종) 어닐링 후의 마르텐사이트의 평균 결정립경을 5㎛ 이하로 함으로써, 페라이트와 마르텐사이트의 계면에 있어서의 보이드의 생성이 억제되어, 연신 플랜지성의 저하가 억제된다. 따라서, 본 발명에서는, 2차(최종) 어닐링 후의 마르텐사이트의 평균 결정립경을 5㎛ 이하로 하는 것이 바람직하고, 2㎛ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

2차(최종) 어닐링 후의 페라이트상의 면적률: 40％ 이상 80％ 이하

페라이트상은 연성을 확보하는 데에 있어서 중요한 인자이다. 페라이트상이 면적률로 40％ 미만에서는 연성의 확보가 곤란해져, 가공성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 페라이트상의 면적률은, 연성 확보의 관점에서, 40％ 이상으로 하고, 50％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 면적률로 80％를 초과하면 780㎫ 이상의 TS를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 페라이트상의 면적률은 80％ 이하로 하고, 980㎫ 이상의 TS를 안정적으로 확보하기 위해서는 페라이트상의 면적률을 65％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

2차(최종) 어닐링 후의 페라이트의 평균 결정립경: 10㎛ 이하

페라이트의 평균 결정립경이 미세한 경우, 페라이트립계로부터 역변태하여 생성되는 마르텐사이트의 미세화에 기여하고, 연신 플랜지성의 향상에 기여한다. 따라서, 페라이트의 평균 결정립경은 10㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 의해 얻어지는 강판(2차(최종) 어닐링 후의 강판)에 있어서는, 페라이트와 마르텐사이트 이외의 잔부 조직으로서, 펄라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 탄화물 등을 포함하는 경우가 있다. 이들은 합계 면적률로 5％ 이하이면 허용할 수 있다.

또한, 상기 면적률은 강판의 L 단면(압연 방향에 평행한 수직 단면)을 연마 후, 나이탈(nital)로 부식하고, SEM(주사형 전자 현미경)으로 2000배의 배율에서 5시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 구할 수 있다. 조직 사진에서, 페라이트는 약간 검은 콘트라스트(contrast)의 영역, 펄라이트는 탄화물이 라멜라(lamellar) 형상으로 생성되어 있는 영역, 베이나이트는 탄화물이 점렬(dot pattern) 형상으로 생성되어 있는 영역으로 하고, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트(잔류 γ)는 흰 콘트라스트가 붙어 있는 입자로 한다. 또한, 페라이트 및 마르텐사이트의 평균 입경은 JIS G0522의 규정에 준거하여, 절단법으로 측정한다.

이상으로 이루어지는 본 발명의 고강도 강판은 이하의 특성을 갖는다.

(1) TS≥780㎫, 바람직하게는 TS≥980㎫: 최근, 자동차 차체의 경량화 및 차량 충돌시의 승객 안전성 확보가 강하게 요구되고 있어, 이들 요구에 응하기 위해서는, 자동차 차체의 소재가 되는 강판을 고강도화하는 것이 필요해진다. 본 발명에 있어서는, 이 효과를 얻기 위해, TS≥780㎫, 바람직하게는 TS≥980㎫로 한정한다.

(2) 코일 길이 방향의 TS 변동량(ΔTS)≤50㎫: 코일 길이 방향의 TS 변동량을 평가함에 있어서, 제조한 코일 내의 길이 방향의 선단부(T부: 코일 선단으로부터 10m 위치), 중앙부(M부) 및 미단부(B부: 코일 미단으로부터 10m 위치)에서, 각각 폭 방향 중앙 위치, 양(兩) 에지 1/4 폭 위치의 9개소로부터, 압연 방향에 대하여 90° 방향(C 방향)을 인장 방향으로 하는 JIS 5호 인장 시험편(JIS Z 2201)을 채취하고, JIS Z 2241의 규정에 준거한 인장 시험을 행하여, TS의 최댓값과 최솟값의 차이, 즉 ΔTS를 평가했다. 본 발명에 있어서는, 코일 길이 방향의 재질 균일성이 우수한 강판을 얻기 위해, ΔTS≤50㎫로 한다.

다음으로 본 발명에 있어서의 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 전술한 성분 조성의 범위로 조정된 강을 용제하여 슬래브로 하고, 이어서, 열간 압연, 냉간 압연, 1차 어닐링, 산 세정, 2차(최종) 어닐링의 공정을 거쳐 제조된다.

<슬래브 제조>

본 발명의 제조 방법에서 사용하는 강 슬래브는, 성분의 매크로 편석을 방지하기 위해 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하고, 조괴법(ingot-making process)이나 박(薄) 슬래브 주조법으로 제조해도 좋다. 또한, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 냉각하지 않고 온편(hot steel slab) 그대로 가열로에 장입하여 열간 압연하는 직송 압연, 혹은 근소한 보열(slightly heating)을 행한 후에 즉시 열간 압연하는 직송 압연·직접 압연, 고온 상태 그대로 가열로에 장입하여 재가열의 일부를 생략하는 방법(온편 장입) 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다.

슬래브 가열 온도: 1150℃ 이상 1300℃ 이하

강 슬래브의 가열 단계에서 존재하고 있는 석출물은, 최종적으로 얻어지는 강판 내에서는 조대한 석출물로서 존재하고, 강도에 기여하지 않기 때문에, 주조시에 석출한 Ti, Nb계 석출물을 재용해시킬 필요가 있다. 또한, 슬래브 표면의 기포, 편석 등의 결함을 스케일 오프하고, 강판 표면의 균열, 요철을 감소하고, 평활한 강판 표면을 달성하는 관점에서도 1150℃ 이상으로 가열하는 것이 유효하다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 1150℃ 이상이 바람직하다. 한편, 슬래브 가열 온도가 1300℃를 초과하면, 오스테나이트립의 조대화를 일으키고, 최종 조직이 조대화하여, 연신 플랜지성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, 슬래브 가열 온도는 1150℃ 이상 1300℃ 이하가 바람직하다.

<열간 압연＞

상기에 의해 얻어진 강 슬래브에 대하여 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간 압연을 실시한다. 우선, 강 슬래브는 조압연에 의해 시트 바(sheet bar)가 된다. 또한, 조압연의 조건은 특별히 규정할 필요는 없고, 일반적인 방법에 따라 행할 수 있다. 또한, 표면 온도의 저하에 의한 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서는, 시트 바를 가열하는 시트 바 히터를 활용하는 것은 유효한 방법이다.

마무리 압연 온도: 850∼950℃

마무리 압연 온도가 850℃ 미만인 경우, 조직이 불균일하게 되고, 가공성(연성, 연신 플랜지성)의 저하가 현저해진다. 한편, 마무리 압연 온도가 950℃를 초과하면, 산화물(스케일)의 생성량이 급격하게 증대하고, 지철과 산화물의 계면이 거칠어져, 산 세정, 냉간 압연 후의 표면 품질이 열화하는 경향이 확인된다. 또한, 결정립경이 과도하게 조대해져, 가공시에 프레스 표면의 거침이 발생하는 경우가 있다. 따라서, 마무리 압연 온도는 850∼950℃가 바람직하다.

상기 열간 압연을 종료한 열연판은, 조직의 더 한층의 미세화에 의한 연신 플랜지성의 향상 및 재질 불균일을 저감하는 관점에서, 마무리 압연 종료 후, 3초 이내에 냉각을 개시하고, 마무리 압연 온도∼(마무리 압연 온도－100℃)의 온도역을 5∼200℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 450∼650℃의 온도에서 코일에 권취하는 것이 바람직하다.

마무리 압연 온도∼(마무리 압연 온도－100℃)에 있어서의 평균 냉각 속도: 5∼200℃/초 이하

마무리 압연 종료 후, 냉각을 개시할 때까지의 시간이 3초 초과, 마무리 압연 온도∼(마무리 압연 온도－100℃)의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 5℃/초 미만, 혹은 마무리 압연 후의 냉각 정지 온도가 (마무리 압연 온도－100℃)보다 높은 경우는, 페라이트가 조대하게 석출하고, 열연판 조직이 조대화하기 쉬워짐과 함께, 페라이트와 펄라이트가 층 형상으로 형성된 밴드 조직이 되기 쉽다. 이러한 밴드 형상 조직은, 강판 내에 성분의 농도 불균일이 발생한 상태이기 때문에, 냉연 어닐링 후에 불균일한 조직이 되기 쉬워, 조직의 균일 미세화가 곤란해진다. 이 때문에, 연신 플랜지성 등의 가공성의 저하나 재질 불균일이 증대하는 경우가 있다. 한편, 마무리 압연 온도∼(마무리 압연 온도－100℃)의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 200℃/초를 초과해도 효과는 포화하기 때문에, 마무리 압연 온도∼(마무리 압연 온도－100℃)의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는, 5∼200℃/초 이하가 바람직하다.

권취 온도: 450℃ 이상 650℃ 이하

권취 온도는 NbC의 석출에 현저하게 영향을 미친다. 권취 온도가 450℃ 미만에서는, NbC의 석출이 불충분해져, NbC의 석출이 코일 내에서 불균일해지기 쉽고, 냉간 압연 후의 어닐링 가열시의 재결정 거동에 기인한 조직차에 의해 재질 불균일이 증대하는 경우가 있다. 또한, 권취 온도가 650℃를 초과하면, NbC가 조대하게 석출하고, NbC에 의한 페라이트의 석출 강화가 불충분해지기 때문에, 마르텐사이트상과의 경도차 저감 효과에 의한 연신 플랜지성의 개선 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 권취 온도는 450℃ 이상 650℃ 이하가 바람직하고, 더욱 바람직하게는 500℃ 이상 600℃ 이하로 한다.

<냉간 압연>

이어서, 적절히 산 세정을 행한 후, 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 한다. 산 세정은 필수가 아니고, 적절히 행할 수 있다. 또한, 산 세정을 행하는 경우는, 통상의 조건으로 행할 수 있다.

냉간 압연시의 압하율: 40％ 이상 70％ 이하

냉간 압연시의 압하율이 40％ 미만에서는, 어닐링시의 가열 과정에 있어서의 재결정이 불균일하게 발생하여, 균일 미세한 어닐링 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 이에 더하여, 통상 일어날 수 있는 열연판 조직의 코일 내 불균일이 냉연 어닐링 후에도 잔존하여, 재질 불균일이 증대하는 경우가 있다. 그래서, 어닐링시의 가열 과정에 있어서의 재결정을 촉진하고, 코일 내에 있어서, 보다 균일 미세한 조직을 얻는 관점에서, 냉간 압연시의 압하율은 40％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 압하율이 70％를 초과하면 압연시의 롤에의 부하도 높아져, 통판(通板) 트러블이 발생할 우려가 있다. 이 때문에, 압하율의 상한을 70％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

<1차 어닐링>

600∼750℃의 온도 범위의 평균 가열 속도: 0.1℃/초 이상 3℃/초 미만

본 발명에 있어서는, 열연 강판의 단계에서 TiC나 NbC를 석출시키고 있기 때문에, 냉간 압연 공정을 거쳐 얻어진 냉연 강판의 재결정 온도는 비교적 고온이 되어, 어닐링 후에 가공 조직이 잔존하기 쉬워진다. 이 경우, 산 세정 및 2차(최종) 어닐링 후의 재질 불균일이 증대하고, 자동차의 연속 프레스 라인에 있어서, 안정적으로 프레스 성형을 행하는 것이 곤란해져, 작업성이 크게 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, 냉연 강판을 어닐링 온도까지 가열할 때에 있어서는, 재결정을 촉진시켜 재질 균일성을 확보하는 관점에서, 600∼750℃의 온도 범위를 평균 가열 속도 3℃/초 미만의 저속으로 가열할 필요가 있다. 또한, 가열 온도가 600℃ 미만인 경우, 재결정이 발생하지 않기 때문에, 가열 속도를 적정하게 제어해도 소망하는 재결정 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 가열 온도가 750℃를 초과하면 페라이트-오스테나이트 변태가 진행되기 때문에, 재결정과 페라이트-오스테나이트 변태의 경합에 기인한 2차(최종) 어닐링 후의 조직이 불균일해지는 경우가 있어, 재질 불균일이 증대하는 경우가 있다. 또한, 600∼750℃의 온도 범위의 평균 가열 속도가 0.1℃/초 미만에서는, 결정립경이 조대화하여, 2차(최종) 어닐링 후의 연신 플랜지성이 저하되는 경우가 있기 때문에, 평균 가열 속도는 0.1℃/초 이상으로 한다.

750∼850℃의 어닐링 온도에서 10∼500초 유지

어닐링 온도가 750℃ 미만에서는, 1차 어닐링 중에 재결정이 충분히 완료하지 않는 경우가 있어, 강 중에 잔존한 가공 조직에 의해, 2차 어닐링 후에 재질 불균일이 작은 고강도 강판을 얻는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 한편, 어닐링 온도가 850℃를 초과하면, 어닐링 중에 페라이트나 오스테나이트가 조대화하고, 냉각 후의 조직이 조대화하기 때문에, 2차 어닐링 후 조직도 조대화하여, 연신 플랜지성의 개선 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 생산성의 저하나 에너지 비용의 증가를 초래한다는 문제도 있다. 따라서, 어닐링 온도는 750℃ 이상 850℃ 이하로 한다.

또한, 어닐링에 있어서의 유지 시간은, 재결정의 진행 및 페라이트-오스테나이트 변태나 오스테나이트로의 C 등의 원소의 농화를 진행시키는 관점에서, 10초 이상으로 한다. 한편, 유지 시간이 500초를 초과하면, 결정립경이 조대화하고, 강도의 저하, 표면 성상의 열화, 연신 플랜지성의 저하 등, 강판의 제(諸)특성에 악영향을 미칠 우려가 있다. 따라서, 어닐링의 유지 시간은 10초 이상 500초 이하로 하고, 바람직하게는 20초 이상 200초 이하로 한다.

750∼850℃의 어닐링 온도에서 600℃ 이하의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도: 1∼15℃/초

어닐링 온도에서 600℃ 이하의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도가 15℃/초를 초과하면, 냉각 중의 페라이트 생성이 억제되기 때문에, 1차 어닐링 후의 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 γ 등의 경질상이 과도하게 생성되고, 이에 수반하여 2차(최종) 어닐링 후의 마르텐사이트의 체적률이 본 발명 범위를 초과하기 때문에, 강도가 지나치게 높아져 버려, 연성이나 신장 플랜지성 등의 가공성의 열화를 초래하는 경우가 있다. 한편, 1℃/초 미만에서는, 냉각 중에 생성되는 페라이트량이 지나치게 많아지기 때문에, 2차(최종) 어닐링 후에 소정의 마르텐사이트량이 얻어지지 않고, 소망하는 TS가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 냉각 정지 온도가 600℃를 초과하면, 2차(최종) 어닐링 후에 소정의 마르텐사이트량이 얻어지지 않고, 소망하는 TS가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 750∼850℃의 어닐링 온도역으로부터 600℃ 이하의 온도 범위의 평균 냉각 속도는 1∼15℃/초로 하고, 바람직하게는 3∼15℃/초로 한다. 이 경우의 냉각은, 가스 냉각이 바람직하고, 로냉(furnace cooling), 미스트(mist) 냉각, 롤 냉각, 수랭 등을 이용하여 조합하여 행하는 것도 가능하다.

<산 세정>

강판의 산 세정 감량을 Fe 환산으로 0.05∼5g/㎡

1차 어닐링시에 생성된 Si, Mn 등의 이산화성 원소의 표면 농화물은, 2차 어닐링 후의 도금성을 현저하게 열화시킨다. 이 때문에, Si, Mn 등의 표면 농화물을 제거하고, 도금성을 개선하기 위해, 산 세정을 실시한다. 여기에서, 강판의 산 세정 감량을 Fe 환산으로 0.05∼5g/㎡로 하여 산 세정함으로써 표면 농화물을 완전히 제거할 수 있다. 예를 들면, 40∼90℃, 1∼10wt％ 정도의 산(염산, 황산, 질산 등)으로 1∼20초의 산 세정 처리로 표면 농화물이 완전히 제거된다. 산 세정액의 농도가 1wt％ 미만에서는 산 세정 감량이 Fe 환산으로 0.05g/㎡ 미만이 되어, 산 세정에 의한 표면 농화물의 제거가 불충분하고, 10wt％를 초과하면 산 세정 감량이 5g/㎡를 초과함과 함께, 과(過)산세에 의한 강판 표면의 거침이 발생하는 경우가 있다. 또한, 산의 온도가 40℃ 미만에서는 산 세정 감량이 Fe 환산으로 0.05g/㎡ 미만이 되어, 산 세정에 의한 표면 농화물의 제거가 불충분하고, 90℃를 초과하면 산 세정 감량이 5g/㎡를 초과함과 함께, 과산세에 의한 강판 표면의 거침이 발생하는 경우가 있다. 또한, 산 세정 시간이 1초 미만에서는, 산 세정에 의한 표면 농화물의 제거가 불충분하고, 20초를 초과하면 과산세에 의한 강판 표면의 거침이 발생하는 경우가 있다. 따라서, 산 세정 조건으로서는, 산 온도: 40∼90℃, 산 농도: 1∼10 wt％, 산 세정 시간: 1∼20초로 하는 것이 바람직하고, 산 온도: 50∼70℃, 산 세정 시간: 5∼10초로 하는 것이 보다 바람직하다.

본 발명에서는, 산 세정 전후의 총 중량차를 강판의 총 표면적으로 나눔으로써 산 세정 감량의 Fe 환산값을 얻는다.

<2차(최종) 어닐링>

750∼850℃의 어닐링 온도에서 10∼500초 유지

어닐링 온도가 750℃ 미만에서는, 어닐링 냉각 후에 소정의 마르텐사이트량이 얻어지지 않아, 소망하는 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 어닐링 온도가 850℃를 초과하면, 어닐링 중에 페라이트나 오스테나이트가 조대화하고, 냉각 후의 조직이 조대화하기 때문에, 강도 저하나 연신 플랜지성의 개선 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 산 세정 공정에서 제거한 Si, Mn이 재표면 농화(reconcentrated on a surface)하여, 이들 표면 농화물에 의해 도금성의 열화를 초래하는 경우가 있다. 또한, 생산성의 저하나 에너지 비용의 증가를 초래한다는 문제도 있다. 따라서, 어닐링 온도는 750℃ 이상 850℃ 이하로 한다.

또한, 어닐링에 있어서의 유지 시간은, 페라이트-오스테나이트 변태나 오스테나이트로의 C 등의 원소의 농화를 진행시키는 관점에서, 10초 이상으로 한다. 한편, 유지 시간이 500초를 초과하면, 결정립경이 조대화하고, 강도의 저하나 연신 플랜지성의 저하 등, 강판의 제특성에 악영향을 미칠 우려가 있다. 또한, Si, Mn이 재표면 농화하여, 도금성의 열화를 초래하는 경우가 있다. 따라서, 어닐링의 유지 시간은 10∼500초로 한다.

750∼850℃의 어닐링 온도로부터 1∼15℃/초의 평균 냉각 속도(1차 냉각 속도)로 냉각

상기의 어닐링 온도로 균열 후, 통상 420∼500℃로 유지되고 있는 아연 도금욕의 온도까지 평균 냉각 속도(1차 냉각 속도) 1∼15℃/초로 냉각한다. 평균 냉각 속도가 15℃/초를 초과하면, 냉각 중의 페라이트 생성이 억제되고, 마르텐사이트나 베이나이트 등의 경질상이 과도하게 생성되기 때문에, 강도가 지나치게 높아져버려, 연성이나 연신 플랜지성 등의 가공성의 열화를 초래한다. 한편, 1℃/초 미만에서는, 냉각 중에 생성되는 페라이트의 양이 지나치게 많아져, 소망하는 TS가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 어닐링 온도에서 도금욕까지의 평균 냉각 속도는 1∼15℃/초로 한다. 이 경우의 냉각은, 가스 냉각이 바람직하다. 또한, 로냉, 미스트 냉각, 롤 냉각, 수랭 등을 이용하여 조합하여 행하는 것도 가능하다.

<용융 아연 도금 처리 또는 합금화 처리>

상기의 1차 냉각 속도로 냉각 후, 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 실시한다. 용융 아연 도금 처리는 일반적인 방법으로 행하면 좋다. 또한, 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 수도 있다. 이 경우, 아연 도금의 합금화 처리는, 예를 들면, 용융 아연 도금 처리 후, 500∼650℃의 온도역으로 가열하여, 몇 초∼몇십 초 유지할 수 있다. 아연 도금 조건으로서는, 도금 부착량은 편면당 20∼70g/㎡이고, 합금화하는 경우, 도금층 중의 Fe％는 6∼15％로 하는 것이 바람직하다.

용융 아연 도금 처리 후 혹은 합금화 처리 후의 평균 냉각 속도(2차 냉각 속도)가 5∼100℃/초

용융 아연 도금 처리 후 혹은 합금화 처리를 실시한 후, 평균 냉각 속도(2차 냉각 속도)가 5℃/초 미만인 완냉각에서는, 400∼500℃ 부근에서 펄라이트 혹은 베이나이트가 생성되고, 소정량의 마르텐사이트가 얻어지지 않아, 소망하는 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 100℃/초를 초과하면 마르텐사이트가 지나치게 단단해져 버려, 연성이나 연신 플랜지성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 용융 아연 도금 처리 후 혹은 합금화 처리 후의 평균 냉각 속도(2차 냉각 속도)는 5∼100℃/초로 한다. 또한, 150℃ 이하의 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이 경우는, 상기 평균 냉각 속도는, 용융 아연 도금 처리 후 혹은 합금화 처리 후에서 150℃ 이하의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도로 한다.

또한, 본 발명에 있어서는, 어닐링 후에 최종적으로 얻어진 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에, 형상 교정, 표면 조도 조정의 목적으로 조질 압연 또는 레벨러 가공을 실시하는 것도 가능하다. 그러나, 과도하게 조질 압연을 행하면, 과잉하게 왜곡이 도입되고, 결정립이 전신(elongated)된 압연 가공 조직이 되어, 연성이 저하된다. 이 때문에, 조질 압연을 행하는 경우, 신장률로 0.1∼1.5％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

실시예 1

이하, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다.

표 1에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 용강을 전로에서 용제하여, 슬래브로 한 후, 표 2에 나타내는 여러 가지의 조건으로, 열간 압연, 냉간 압연, 1차 어닐링, 산 세정 및 2차 어닐링을 실시하여, 판두께가 1.2㎜인 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판(제품판)을 제조했다. 여기에서, 용융 아연 도금 처리는 부착량이 편면당 50g/㎡(양면 도금)가 되도록 조정하고, 도금층 중의 Fe％가 9∼12％가 되도록 조정했다.

이상에 의해 얻어진 합금화 용융 아연 도금 강판에 대하여, 샘플을 채취하고, 하기의 방법으로 조직 관찰, 압연 방향에 대하여 90° 방향(C 방향)을 인장 방향으로 하는 인장 시험을 행하여, 강판 조직의 특정, 페라이트상 및 마르텐사이트상의 면적률, 페라이트 및 마르텐사이트의 평균 결정립경, 항복 강도(YP), 인장 강도(TS), 전(全)연신(El) 및 구멍 확장률(λ)을 측정했다. 또한, 도금 후 외관, 합금화 후 외관을 육안으로 관찰하여, 표면 성상을 평가했다. 또한, 제조한 코일 내의 길이 방향의 선단부(T부: 코일 선단으로부터 10m 위치), 중앙부(M부) 및 미단부(B부: 코일 미단으로부터 10m 위치)에서, 각각 폭 방향 중앙 위치, 양 에지 1/4 폭 위치의 9개소로부터, 압연 방향에 대하여 90° 방향(C방향)을 인장 방향으로 하는 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험에 의해, TS의 최댓값과 최솟값의 차이, 즉 ΔTS를 평가했다. 이하, 평가 방법을 구체적으로 설명한다.

(ⅰ) 조직 관찰

합금화 용융 아연 도금 강판으로부터, 조직 관찰용 시험편을 채취하여, L 단면(압연 방향에 평행한 수직 단면)을 기계적으로 연마하고, 나이탈로 부식한 후, 주사 전자 현미경(SEM)을 이용하여 배율 3000배로 촬영한 조직 사진(SEM 사진)으로부터, 강판 조직의 특정과 페라이트 및 마르텐사이트의 면적률을 측정했다. 또한, 상기 조직 사진으로부터의 강판 조직의 특정은, 페라이트는 약간 검은 콘트라스트의 영역, 펄라이트는 탄화물이 라멜라 형상으로 생성되어 있는 영역, 베이나이트는 탄화물이 점렬 형상으로 생성되어 있는 영역으로 하고, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트(잔류 γ)는 흰 콘트라스트가 붙어 있는 입자로 했다. 또한, 상기 시험편에, 250℃에서 4hr의 템퍼링 처리를 실시한 후, 동일하게 하여 조직 사진을 얻고, 탄화물이 라멜라 형상으로 생성되어 있는 영역을 열처리 전에 펄라이트, 탄화물이 점렬 형상으로 생성되어 있는 영역을 열처리 전에 베이나이트 혹은 마르텐사이트였던 영역으로 하여 재차 그 면적률을 구하고, 흰 콘트라스트 그대로 잔존하고 있는 미립자를 잔류 γ로서 측정하고, 템퍼링 처리 전의 흰 콘트라스트가 붙어 있는 입자(마르텐사이트 및 잔류 γ)의 면적률과의 차이로부터, 마르텐사이트의 면적률을 구했다. 또한, 각각의 상의 면적률은, 투명한 OHP 시트에 각 상마다 층별하여 색을 입히고, 화상을 취입한 후, 2치화를 행하여, 화상 해석 소프트(마이크로소프트사 제조 Digital Image Pro Plus ver.4.0)로 구했다. 또한, 페라이트 및 마르텐사이트의 평균 입경은 JIS G0522의 규정에 준거하여, 절단법으로 측정했다.

또한, 1차 어닐링 후의 마이크로 조직에 대해서는, 상기와 동일한 수법에 의해 측정하여, 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 γ의 합계 면적률을 구했다.

(ⅱ) 인장 특성

합금화 용융 아연 도금 강판으로부터, 압연 방향에 대하여 90° 방향(C 방향)을 인장 방향으로 하는 JIS 5호 인장 시험편(JIS Z 2201)을 채취하고, JIS Z 2241의 규정에 준거한 인장 시험을 행하여, YP, TS, El을 측정했다. 또한, 인장 시험의 평가 기준은 TS≥780㎫(바람직하게는 TS≥980㎫), TS×El≥15000㎫·％로 했다.

제조한 코일 내의 길이 방향의 선단부(T부: 코일 선단으로부터 10m 위치), 중앙부(M부) 및 미단부(B부: 코일 미단으로부터 10m 위치)에서, 각각 폭 방향 중앙 위치, 양 에지 1/4 폭 위치의 9개소로부터, 압연 방향에 대하여 90° 방향(C 방향)을 인장 방향으로 하는 JIS 5호 인장 시험편(JIS Z 2201)을 채취하고, JIS Z 2241의 규정에 준거한 인장 시험을 행하여, TS의 최댓값과 최솟값의 차이, 즉 ΔTS를 평가했다. 본 발명에 있어서는, 코일 길이 방향의 재질 균일성이 우수한 강판을 얻기 위해, ΔTS≤50㎫로 했다.

(ⅲ) 연신 플랜지 성형성

연신 플랜지 성형성은, 일본 철강 연맹 규격 JFST 1001에 준거한 구멍 확장 시험에 의해 평가했다. 즉, 얻어진 합금화 용융 아연 도금 강판에 대하여, 100㎜×100㎜ 모서리 사이즈의 샘플을 채취하고, 샘플에 펀치 지름 10㎜의 펀치로 펀칭한 펀치 구멍을 뚫고, 꼭지각 60°의 원추 펀치를 이용하여, 버어(burr)가 외측이 되도록 하여, 판두께를 관통하는 균열이 발생할 때까지 구멍 확장 시험을 행하고, 이때의 d₀: 초기 구멍 내경(㎜), d: 균열 발생시의 구멍 내경(㎜)으로 하여 구멍 확장 비율 λ(％)＝{(d－d₀)/d₀}×100을 구했다. 또한, 구멍 확장 비율의 평가 기준으로서, TS×λ가 40000㎫·％로 하고, 바람직하게는 43000㎫·％ 이상으로 했다.

(ⅳ) 표면 성상

도금 후의 외관을 육안으로 평가하여, 불도금이 전혀 없는 것을 ○, 불도금이 발생한 것을 ×로 했다. 또한, 합금화 후의 외관에 대해서도 육안으로 평가하여, 합금화 불균일이 확인된 것을 ×, 합금화 불균일이 없고 균일한 외관이 얻어진 것을 ○로 했다.

얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.

표 3으로부터, No.2∼9의 강판은, 성분 조성 및 제조 방법이 본 발명에 적합한 발명예이며, TS≥780㎫ 이상(바람직하게는 TS≥980㎫), TS×El≥15000㎫·％, TS×λ≥40000㎫·％를 만족하는 강판으로 되어 있다. 또한, 코일 길이 방향의 재질 균일성의 지표인 TS 변동(ΔTS)이 50㎫ 이하로 되어 있어, 코일 길이 방향의 재질 균일성이 우수한 강판으로 되어 있다. 또한, 불도금이나 합금화 불균일의 발생은 확인되지 않고, 양호한 표면 성상을 갖는 강판으로 되어 있다.

이에 대하여, 비교예의 No.1은 C량 및 Mn량이 본 발명 범위 외이기 때문에, 소망하는 마르텐사이트량이 얻어지지 않아, TS≥780㎫가 미(未)달성으로 되어 있다. 비교예의 No.10은 Nb량 및 Ti량이 본 발명 범위 외이고, 페라이트의 석출 강화가 불충분하기 때문에, 마르텐사이트상과의 경도차의 저감 효과가 작아, TS×λ≥40000㎫·％가 미달성으로 되어 있다. 비교예 No.11은 Nb량 및 Ti량이 본 발명 범위 외이기 때문에, 페라이트의 연성을 현저하게 저하시켜, 이 결과, TS×El≥15000㎫·％가 미달성으로 되어 있다. 비교예의 No.12는 C, Si, Mn이 본 발명 범위 외이기 때문에, 마르텐사이트량이 과잉해지기 때문에, El나 λ가 저하되어, TS×El≥15000㎫·％ 혹은 TS×λ≥40000㎫·％가 미달성으로 되어 있다.

실시예 2

표 1에 나타내는 강 B, F 및 G의 성분 조성으로 이루어지는 용강을 전로에서 용제하여, 슬래브로 한 후, 표 4에 나타내는 여러 가지의 조건으로, 열간 압연, 냉간 압연, 1차 어닐링, 산 세정 및 2차 어닐링을 실시하여, 판두께가 1.2㎜인 고강도 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판(제품판)을 제조했다. 여기에서, 용융 아연 도금 처리재는 부착량이 편면당 50g/㎡(양면 도금)가 되도록 조정하고, 합금화 처리를 행하는 경우는, 도금층 중의 Fe％가 9∼12％가 되도록 조정했다.

이상에 의해 얻어진 여러 가지의 고강도 강판(제품판)에 대하여, 실시예 1과 동일하게, 강판 조직의 특정, 페라이트상 및 마르텐사이트상의 면적률, 페라이트 및 마르텐사이트의 평균 결정립경, YP, TS, El 및 λ를 측정하고, 추가로 코일 길이 방향의 재질 균일성의 지표인 TS 변동(ΔTS)을 평가했다.

결과를 표 5에 나타낸다.

표 5로부터, 본 발명의 제조 조건을 충족하는 No.13∼15, 18∼24, 29의 강판은, 성분 조성 및 제조 방법이 본 발명에 적합한 발명예이고, TS≥780㎫(바람직하게는 TS≥980㎫), TS×El≥15000㎫·％, TS×λ≥40000㎫·％를 만족하는 강판으로 되어 있다. 또한, 코일 길이 방향의 재질 균일성의 지표인 TS 변동(ΔTS)이 50㎫ 이하로 되어 있어, 코일 길이 방향의 재질 균일성이 우수한 강판으로 되어 있다. 또한, 불도금이나 합금화 불균일의 발생은 확인되지 않고, 양호한 표면 성상을 갖는 강판으로 되어 있다.

이에 대하여, 비교예의 No.16은 산 세정 공정에 있어서의 산 세정 감량이 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 1차 어닐링시에 생성된 Si, Mn 등의 이산화성 원소의 표면 농화물이 잔존하고, 불도금이나 합금화 불균일이 발생한 비교예이다. 비교예의 No.17은 산 세정 공정에 있어서의 산 세정 감량이 본 발명 범위의 상한을 초과하기 때문에, 과산세에 의한 강판 표면의 거침 발생에 기인하는 불도금이나 합금화 불균일이 발생한 비교예이다. 비교예의 No.25는, 2차 어닐링시의 2차 냉각 속도가 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 1차 냉각 중에 생성되는 페라이트나 2차 냉각 중에 생성되는 펄라이트 혹은 베이나이트가 증가한 결과, 최종(2차) 어닐링 후에 소망하는 마르텐사이트량이 얻어지지 않아, TS≥780㎫를 미달성하고 있다. 비교예의 No.26은, 2차 어닐링시의 1차 냉각 속도 및 2차 냉각 속도가 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 1차 냉각 중의 페라이트의 생성이 억제되어, 마르텐사이트 등의 경질상이 과도하게 생성되고, 또한 2차 냉각 후에 생성되는 마르텐사이트가 지나치게 단단해져 버렸기 때문에, El이나 λ가 저하되어, TS×El≥15000㎫·％ 혹은 TS×λ≥40000㎫·％를 미달성하고 있다. 비교예의 No.27은 2차(최종) 어닐링시의 어닐링 온도 및 유지 시간이 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 산 세정 공정으로 제거한 Si, Mn이 재표면 농화하고, 이들 표면 농화물에 의해 불도금이나 합금화 불균일이 발생한 비교예이다. 비교예의 No.28은, 2차 어닐링시의 어닐링 온도 및 유지 시간이 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 소망하는 마르텐사이트량이 얻어지지 않아, TS≥780㎫를 미달성하고 있다.

본 발명의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판은, 높은 인장 강도를 가질 뿐만 아니라, 표면 외관이 우수하고, 재질의 어닐링 온도 의존성이 작기 때문에 코일 길이 방향의 재질 균일성이 우수하여, 자동차의 충돌 안전성의 향상이나 경량화에 크게 공헌할 수 있고, 프레스 성형시에 있어서의 작업성의 향상도 기대할 수 있다. 또한, 자동차 부품에 한정하지 않고, 건축 및 가전 분야의 소재로서도 적합하다.

Claims

질량％로, C: 0.05％ 이상 0.12％ 미만, Si: 0.01％ 이상 0.35％ 미만, Mn: 2.2％ 이상 3.5％ 이하, P: 0.001％ 이상 0.050％ 이하, S: 0.010％ 이하, sol.Al: 0.005％ 이상 0.100％ 이하, N: 0.0001％ 이상 0.0060％ 이하, Nb: 0.010％ 이상 0.080％ 이하, Ti: 0.010％ 이상 0.080％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 슬래브를 열간 압연하고, 이어서 냉간 압연한 후, 1차 어닐링을 실시하고, 산 세정 후 2차 어닐링을 실시하고, 이어서 용융 아연 도금 처리를 실시함에 있어서,
상기 1차 어닐링은, 상기 냉간 압연한 후 750∼850℃의 어닐링 온도까지 가열할 때 600∼750℃의 온도 범위 구간을 0.1℃/초 이상 3℃/초 미만의 평균 가열 속도로 가열하고, 750∼850℃의 어닐링 온도에서 10∼500초 유지한 후, 상기 어닐링 온도역에서 600℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 1∼15℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 상기 산 세정은, 강판의 산 세정 감량을 Fe 환산으로 0.05∼5g/㎡로 하고, 상기 2차 어닐링은, 750∼850℃의 어닐링 온도에서 10∼500초 유지한 후, 상기 어닐링 온도로부터 1∼15℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고,
상기 용융 아연 도금 후에, 5∼100℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하는, 면적률이 20％ 이상 60％ 이하인 마르텐사이트와 면적률이 40％ 이상 80％ 이하인 페라이트를 함유하는 조직을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Mo: 0.05％ 이상 1.0％ 이하, V: 0.02％ 이상 0.50％ 이하, Cr: 0.05％ 이상 1.0％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0030％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 열간 압연의 마무리 압연 종료 후, 3초 이내에 냉각을 개시하고, 상기 열간 압연의 마무리 압연 온도∼(마무리 압연 온도－100℃)의 온도역을 평균 냉각 속도 5∼200℃/초로 냉각하고, 450∼650℃의 온도에서 코일로 권취한 후, 압하율 40％ 이상으로 냉간 압연하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서의 용융 아연 도금 후, 추가로 합금화 처리를 실시하고, 그 후 5∼100℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하는, 면적률이 20％ 이상 60％ 이하인 마르텐사이트와 면적률이 40％ 이상 80％ 이하인 페라이트를 함유하는 조직을 갖는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제3항에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서의 용융 아연 도금 후, 추가로 합금화 처리를 실시하고, 그 후 5∼100℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하는, 면적률이 20％ 이상 60％ 이하인 마르텐사이트와 면적률이 40％ 이상 80％ 이하인 페라이트를 함유하는 조직을 갖는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.