KR101923327B1

KR101923327B1 - 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101923327B1
Application number: KR1020177002129A
Authority: KR
Inventors: 히데유키 기무라; 히로시 하세가와; 노리아키 고사카; 마이 아오야마
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2014-07-25
Filing date: 2015-06-10
Publication date: 2018-11-28
Also published as: JP5958659B2; CN106574337B; US20170211164A1; US10329638B2; WO2016013145A1; MX2017001105A; KR20170019470A; CN106574337A; JPWO2016013145A1

Abstract

인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상의 고강도이고, 굽힘 가공성, 내피로 특성 및 표면 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
C：0.05 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Si：0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Mn：2.2 ％ 이상 3.5 ％ 이하를 함유하고, 또한, Nb：0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하, Ti：0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유한다. 강판의 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서, 면적률로 5 ％ 이상 80 ％ 이하의 페라이트상, 면적률로 20 ％ 이상 70 ％ 이하의 마텐자이트상 및 면적률로 0 ％ 이상 25 ％ 이하의 베이나이트상을 갖고, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 5 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 80 ％ 이하이고, 또한, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 15 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 90 ％ 이상이다.

Description

고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH GALVANIZED STEEL SHEET AND PRODUCTION METHOD THEREFOR}

본 발명은, 자동차 차체의 골격 부재 용도로의 적용에 적합한, 굽힘 가공성 (bendability), 내피로 특성 및 표면 외관이 우수하고, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상인 고강도 용융 아연 도금 강판 (high strength galvanized steel sheet) 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

자동차 부품 등에 사용되는 고강도 용융 아연 도금 강판은, 그 용도의 특징상, 강도가 높은 것에 더하여, 가공성 (formability) 이 우수한 것이 요구된다.

또, 최근, 지구 환경 보전의 관점에서, CO₂ 의 배출량을 규제하기 위해서, 자동차의 연비 개선이 요구되고 있다. 게다가, 충돌시에 승무원의 안전을 확보하기 위해서, 자동차 차체의 충돌 특성 (crash safety properties of automotive bodies) 을 중심으로 한 안전성의 향상도 요구되고 있다. 이와 같은 점에서, 자동차 차체의 경량화 및 자동차 차체의 강화가 적극적으로 진행되고 있다.

자동차 차체의 경량화와 강화를 동시에 충족시키려면, 부품 소재를 고강도화하고, 강성 (rigidity) 이 문제가 되지 않는 범위에서 판두께를 줄이는 것에 의한 경량화가 효과적이라고 일컬어지고 있다. 최근에는 고강도 강판이 자동차 부품에 적극적으로 사용되고 있으며, 자동차의 구조 부재나 보강 부재에 적용되는 강판은, 인장 강도 (TS：Tensile Strength) 가 780 ㎫ 이상, 바람직하게는 980 ㎫ 이상, 보다 바람직하게는 1180 ㎫ 이상에도 도달하고 있다. 또, 종래에는 고강도 강판의 성형에 있어서, 경 (輕) 가공의 형상이 주체였지만, 복잡 형상 부품으로의 적용도 검토되기 시작하고 있다.

그러나, 일반적으로는 강판의 고강도화에 수반하여, 가공성은 저하되는 경향이 있기 때문에, 고강도 강판을 적용할 때의 과제로서, 프레스 성형시의 균열 (cracking in press-forming) 의 억제를 들 수 있다. 특히, 인장 강도가 780 ㎫ 이상인 고강도 강판에서는 굽힘 성형으로 가공되는 부품이 증가하기 때문에, 굽힘 가공성이 중요해진다. 또, 고강도화에 수반하는 부재의 박육화 (gauge down) 에 수반하여, 평면 굽힘 피로 특성 (bending-fatigue property) 이 종래 이상으로 필요해지는 부품도 증가하는 것이 생각된다. 또한, 인장 강도가 780 ㎫ 이상인 고강도 강판은, 고강도화에 있어서, 마텐자이트를 소정량 확보하기 위해서 C 나 Mn 등의 첨가량이 증대하거나, 페라이트상을 고용 강화하기 위해서 Si 의 첨가량을 증대하거나 한다. Si 나 Mn 은 Fe 보다 산화하기 쉬운 이(易)산화성 원소이기 때문에, Si 나 Mn 을 다량으로 함유하는 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에 있어서는, 도금성 (zinc coatability and surface appearance quality) 의 확보가 과제가 된다. 요컨대, 강 (鋼) 중에 포함되는 Si 나 Mn 은, 일반적인 어닐링로에서 사용되는 비산화성 분위기 중 혹은 환원 분위기 중에 있어서도 선택 산화 (selective oxidation) 되므로, 표면 농화하여 산화물을 형성한다. 이들 Si 나 Mn 의 산화물의 존재는, 도금 처리시의 강판에 대한 용융 아연의 젖음성을 저하시키고, 무도금 (bare spot) 을 발생시킬 가능성이 우려된다.

이에 대하여, 특허문헌 1 에서는, 미리 산화성 분위기 중에서 강판을 가열함으로써, 소정 이상의 산화 속도로 표면에 Fe 산화막을 급속히 생성시키고, 이로써 강판 표면에서의 첨가 원소의 산화를 저지하고, 그 후 Fe 산화막을 환원 어닐링에 의해 환원함으로써, 용융 아연과의 젖음성을 개선하는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 강판의 산화량이 많은 경우에는, 노 내 롤 (Roll in the furnace) 에 산화철이 부착되고 강판에 눌린 흠집 (pressing flaw) 이 발생한다는 문제가 생기는 경우가 있다.

특허문헌 2 에서는, 강판을 어닐링 후에 산세 (pickling) 함으로써 표면의 산화물을 제거하고, 그 후, 다시 어닐링하여 용융 아연 도금을 실시하는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 2 에는, TS 가 590 ㎫ 급 강도 레벨의 강판이 기재되어 있기는 하지만, TS 가 780 ㎫ 이상인 강판에 관한 기재는 없고, 또, 굽힘 가공성이나 피로 특성에 관한 기재는 확인되지 않는다.

특허문헌 3 에서는, 강판의 표면으로부터 10 ㎛ 의 깊이까지의 강판 표층부의 조직을 페라이트상으로 70 ％ 초과로 하고, 표면으로부터 10 ㎛ 의 깊이보다 내부의 강판 내층부의 페라이트 분율을 20 ∼ 70 ％ 이고 또한 평균 결정립 직경을 5 ㎛ 이하로 함으로써, 굽힘성 및 피로 특성이 우수한 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 이 기술에 있어서는, 200 ℃ 에서 500 ∼ 800 ℃ 의 중간 온도까지의 1 차 승온시의 공기비를 1.10 ∼ 1.20 으로 함으로써, 강판 표면에 Fe 산화물이 생성되고, 그 산화물 중의 산소가 강 중 C 와 결합함으로써 고용 C 가 감소하고, 그 결과, 강판 표층부만의 페라이트 체적 분율이 증가하기 때문에, 피로 특성을 열화하는 일 없이, 굽힘성이 개선되는 것으로 되어 있다. 그러나, 어닐링 과정에서 고(高) 공기비로 했을 경우, 표면 농화한 산화물이 도금 처리시의 용융 아연과의 젖음성을 저하시키고, 무도금을 발생시킬 가능성이 우려된다. 또, 로 내 롤에 이 산화철이 부착되어 강판에 눌림 흠집이 발생할 가능성이 우려된다. 또한, 특허문헌 3 에서는, 굽힘성의 평가 방법으로서, 굽힙부 외측의 균열의 유무를 육안으로 관찰하고, 균열이 발생하지 않는 최소의 굽힘 반경을 구하고, 이 최소 굽힘 반경과 판두께의 비로 평가하고 있다. 그러나, 강판의 고강도화가 진행됨에 따라, 굽힘성의 평가 방법도 엄격해지고 있으며, 예를 들어, 균열의 유무는, 확대경이나 현미경을 사용하여 판단하는 것이 필요해지고, 지금까지는 균열로서 판단되지 않았던 미소 균열의 평가가 필요해지고 있다.

특허문헌 4 에서는, 가공성 및 용접성의 관점에서, C, P, S 량을 저감하고, 피로 특성의 관점에서, Cr 을 저감하고, Si 량을 증가한 성분계로 이루어지고, 체적 분율이 20 ∼ 70 ％ 이고 또한 평균 결정립 직경이 5 ㎛ 이하인 페라이트상을 함유하는, 인장 강도가 980 ㎫ 이상을 갖는 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 4 에서는, 굽힘성의 평가 방법으로서, 굽힙부 외측의 균열의 유무를 육안으로 관찰하고 있지만, 고강도화가 진행됨에 따라, 굽힘성의 평가 방법도 엄격해지고 있으며, 예를 들어, 균열의 유무는, 확대경이나 현미경을 사용하여 판단하는 것이 필요해지고, 지금까지는 균열로서 판단되지 않았던 미소 균열의 평가가 필요해지고 있다. 또한, 피로 특성을 향상시키는 관점에서, 0.35 ％ 이상 0.80 ％ 미만의 Si 량을 첨가하고 있고, 특허문헌 4 에서는 무도금을 회피할 수 있는 양으로 하고 있기는 하지만, Si 는 Fe 보다 산화하기 쉬운 이산화성 원소이기 때문에, 실제로는 도금성의 확보가 과제가 된다. 그러나, 특허문헌 4 에는 도금성을 확보하기 위한 기술에 관한 구체적인 기재는 없고, 실시예에 있어서도 도금 표면 외관의 평가에 관한 기재는 확인되지 않는다.

특허문헌 5 및 6 에는, 폴리고날 페라이트 조직 및 저온 변태 생성 조직을 갖고, 또한 강판 표면으로부터 0.1 ㎜ 깊이의 판면에 대해, 판폭 방향 위치를 바꾸어 20 시야를 현미경 관찰했을 때, 폴리고날 페라이트의 면적률의 최대값이 80 ％ 이하, 최소값이 10 ％ 이상, 최대값과 최소값의 차가 40 ％ 이하를 모두 만족하는 것을 특징으로 하는 굽힘 가공성 및 피로 강도가 우수한 인장 강도가 780 ㎫ 이상인 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다. 그러나, 굽힘성의 평가 방법으로서, 시험편의 편측을 다이로 고정시킨 후, 시험편의 판두께 +0.1 ㎜ 의 클리어런스로 펀치를 하강시킴으로써, 다이 숄더 반경에 따르게 하면서 90° 굽힘 가공을 실시하고 있다. 이 방법에서는 JIS Z 2248 에 규정된 V 블록법에 의한 90° 굽힘 시험과는 굽힘 정점부가 받는 변형 모드가 상이하기 때문에, V 블록법에 비해 최소 굽힘 반경이 작게 (즉, 굽힘성 가공성이 높게) 평가되는 경우가 있다. 또한, 균열의 유무는 루페를 사용하여 관찰하고, 헤어 크랙의 발생 없음을 기준으로 하여 판정하고 있고, 루페의 확대율이나 헤어 크랙의 구체적인 정의가 이루어져 있지 않다. 예를 들어, 헤어 크랙을 머리카락의 직경으로 가정하면, 약 0.1 ㎜ 가 되고, 30 배의 확대경으로 관찰한 경우, 3 ㎜ 가 되기 때문에, 30 배의 확대경을 채용하면, 더욱 미소한 균열을 관찰할 수 있는 여지가 있는 것으로 생각된다. 강판의 고강도화에 수반하는 굽힘성의 평가 방법이 엄격해지고 있는 현상황을 생각하면, 보다 미소 균열의 평가가 필요해진다. 또한, 특허문헌 6 에는 도금성을 확보하기 위한 기술에 관한 기재는 없고, 특허문헌 5 에도 전용 설비 (Fe 프리도금 등) 없이 용융 아연 도금 용도에 사용하기 위해서 Si 량을 0.6 ％ 미만 (바람직하게는 0.5 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.3 ％ 이하) 으로 하는 것이 기재되어 있는 정도이며, 어느 실시예에 있어서도 표면 외관의 평가에 관한 기재는 확인되지 않는다.

일본 특허공보 제2587724호 일본 특허공보 제3956550호 일본 특허공보 제5434960호 일본 특허공보 제4924730호 일본 특허공보 제5374193호 일본 특허공보 제5255361호

본 발명은 이러한 사정을 감안하여, TS ≥ 780 ㎫ 의 고강도화에 필요한 C 나 Mn 등을 함유하는 강판에 대해, 표면 외관, 굽힘 가공성 및 내피로 특성이 우수한 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 목적을 달성하기 위해서, 자동차 차체의 골격 부재에 적용하는 고강도 강판을 개발함에 있어서, 각종 박강판에 대해서 강도, 굽힘 가공성, 내피로 특성 및 표면 외관에 미치는 각종 요인에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, C 나 Mn 을 함유하는 강판에 있어서, 1 차 어닐링 조건을 적정하게 제어한 후, 경압하 및 산세를 실시함으로써, 표면 농화물을 제거하면서, 표층 근방에만 변형을 도입하는 것이 가능해지고, 그 후의 2 차 어닐링시에 표층만이 알갱이 성장함으로써, 판두께 방향으로 경도 분포를 부여할 수 있고, 굽힘 가공성과 내피로 특성을 양립한 표면 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어지는 것을 지견하였다.

본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것이며, 이하를 요지로 하는 것이다.

[1] 성분 조성은, 질량％ 로, C：0.05 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Si：0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, 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 ％ 이하를 함유하고, 또한, Nb：0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하, Ti：0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 조직은, 강판의 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서, 면적률로 5 ％ 이상 80 ％ 이하의 페라이트상, 면적률로 20 ％ 이상 70 ％ 이하의 마텐자이트상 및 면적률로 0 ％ 이상 25 ％ 이하의 베이나이트상을 갖고, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 5 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 80 ％ 이하이고, 또한, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 15 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 90 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 인장 강도가 780 ㎫ 이상이고, 굽힘 가공성, 내피로 특성 및 표면 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[2] 상기 성분 조성에 더하여, 또한, 질량％ 로, Mo：0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하, V：0.02 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Cr：0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하, B：0.0001 ％ 이상 0.0030 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] 에 기재된 인장 강도가 780 ㎫ 이상이고, 굽힘 가공성, 내피로 특성 및 표면 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[3] 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강슬래브를 열간 압연하고, 냉간 압연하고, 1 차 어닐링을 실시하고, 경압하 압연 및 산세 후, 2 차 어닐링을 실시하고, 이어서 용융 아연 도금 처리를 실시하여 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조하는 방법이며, 상기 1 차 어닐링에서는, 600 ∼ 750 ℃ 의 온도 범위를 0.1 ℃/초 이상 3 ℃/초 미만의 평균 가열 속도로 가열하고, 750 ∼ 850 ℃ 의 어닐링 온도에서 10 ∼ 500 초 유지한 후, 상기 어닐링 온도부터 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 1 ∼ 15 ℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 상기 경압하 압연에서는, 압하율：0.3 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 경압하를 실시하고, 상기 산세에서는, 강판의 산세 감량을 Fe 환산으로 0.05 ∼ 5 g/㎡ 로 하고, 상기 2 차 어닐링에서는, 750 ∼ 850 ℃ 의 어닐링 온도에서 10 ∼ 500 초 유지한 후, 상기 어닐링 온도로부터 1 ∼ 15 ℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 아연 도금욕에 침지하는 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 상기 용융 아연 도금 처리 후에, 5 ∼ 100 ℃/초의 평균 냉각 속도로 150 ℃ 까지 냉각시키는 것을 특징으로 하는, 강판의 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서, 면적률로 5 ％ 이상 80 ％ 이하의 페라이트상, 면적률로 20 ％ 이상 70 ％ 이하의 마텐자이트상 및 면적률로 0 ％ 이상 25 ％ 이하의 베이나이트상을 갖고, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 5 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 80 ％ 이하이고, 또한, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 15 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 90 ％ 이상인, 인장 강도가 780 ㎫ 이상이고, 굽힘 가공성, 내피로 특성 및 표면 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[4] 상기 열간 압연은, 마무리 압연 종료 후 3 초 이내에 냉각을 개시하고, 마무리 압연 온도 ∼ (마무리 압연 온도 ― 100 ℃) 의 온도역을 평균 냉각 속도 5 ∼ 200 ℃/초로 냉각시키고, 권취 온도 450 ∼ 650 ℃ 의 온도에서 권취하고, 상기 냉간 압연은, 압하율 30 ％ 이상으로 압연하는 것을 특징으로 하는, 강판의 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서, 면적률로 5 ％ 이상 80 ％ 이하의 페라이트상, 면적률로 20 ％ 이상 70 ％ 이하의 마텐자이트상 및 면적률로 0 ％ 이상 25 ％ 이하의 베이나이트상을 갖고, 상기 [3] 에 기재된, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 5 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 80 ％ 이하이고, 또한, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 15 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 90 ％ 이상인, 인장 강도가 780 ㎫ 이상이고, 굽힘 가공성, 내피로 특성 및 표면 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[5] 상기 용융 아연 도금 처리 후, 또한 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 상기 [3] 또는 [4] 에 기재된, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 5 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 80 ％ 이하이고, 또한, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 15 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 90 ％ 이상인, 인장 강도가 780 ㎫ 이상이고, 굽힘 가공성, 내피로 특성 및 표면 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

또, 본 발명에 있어서, 고강도 용융 아연 도금 강판이란, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상이며, 용융 아연 도금 처리를 실시한 것 (GI：galvanized steel sheet), 용융 아연 도금에 또한 합금화 처리를 실시한 것 (GA：galvannealed steel sheet) 모두 대상으로 한다.

본 발명에 의하면, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상, 바람직하게는 980 ㎫ 이상, 보다 바람직하게는 1180 ㎫ 이상의 고강도이고, 굽힘 가공성, 내피로 특성 및 표면 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판을 자동차 차체의 골격 부재에 적용한 경우에는, 충돌 안전성의 향상이나 경량화에 크게 공헌할 수 있다.

이하, 본 발명에 대해서 상세하게 설명한다.

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

C：0.05 ％ 이상 0.15 ％ 이하

C 는 강판의 고강도화에 유효한 원소이며, 마텐자이트를 형성함으로써 고강도화에 기여한다. 또, C 는 Nb 나 Ti 와 같은 탄화물 형성 원소와 미세한 합금 화합물, 혹은, 합금탄 질화물을 형성함으로써 고강도화에 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해서는, C 량은 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 한편, C 량이 0.15 ％ 초과에서는 스폿 용접성이 현저하게 열화하고, 또 마텐자이트상의 증가에 의해 강판이 경질화하고, 굽힘 가공성 등의 가공성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, C 량은 0.05 ％ 이상 0.15 ％ 이하로 한다. 980 ㎫ 이상의 TS 를 안정적으로 확보하는 관점에서는, 0.08 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1180 ㎫ 이상의 TS 를 안정적으로 확보하는 관점에서는, 0.12 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

Si：0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하

Si 는 주로 고용 강화 (solid solution strengthening) 에 의해 고강도화에 기여하는 원소이며, 또한, 강도 상승에 대하여 연성의 저하가 비교적 적고, 강도 뿐만 아니라 강도와 연성의 밸런스의 향상에도 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Si 량은 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 한편, Si 량이 1.00 ％ 를 초과하면, 강판 표면에 Si 계 산화물이 형성되기 쉽고, 무도금의 원인이 되는 경우가 있다. 따라서, Si 량은 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.01 ％ 이상 0.05 ％ 이하이다.

Mn：2.2 ％ 이상 3.5 ％ 이하

Mn 는 고용 강화 및 마텐자이트의 형성에 의해 고강도화에 기여하는 원소이며, 이 효과를 얻기 위해서는 2.2 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Mn 량이 3.5 ％ 를 초과하면, 원료 비용의 상승을 초래함과 함께, Mn 의 편석 등에서 기인하여 부분적으로 변태점이 상이한 조직이 되고, 결과적으로 페라이트상과 마텐자이트상이 밴드 형상으로 존재하는 불균일한 조직이 되기 쉽고, 굽힘 가공성 등의 가공성이 저하되는 경우가 있다. 또, Mn 은, 강판 표면에 산화물로서 농화하고, 무도금의 원인이 되는 경우가 있다. 또한, 스폿 용접부의 인성 (靭性) 을 저하시키고, 용접 특성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Mn 량은 2.2 ％ 이상 3.5 ％ 이하로 한다. 또, 980 ㎫ 이상의 TS 를 안정적으로 확보하는 관점에서는, Mn 량은 2.5 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1180 ㎫ 이상의 TS 를 안정적으로 확보하는 관점에서는, Mn 량은 2.7 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

P：0.001 ％ 이상 0.050 ％ 이하

P 는 고용 강화에 의해, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, P 량이 0.001 ％ 미만에서는 그 효과가 나타나지 않을 뿐만 아니라, 제강 공정에 있어서 탈린 (dephosphorization) 비용의 상승을 초래하는 경우가 있기 때문에, P 량은 0.001 ％ 이상으로 한다. 한편, P 량이 0.050 ％ 를 초과하면, 용접성이 현저하게 열화한다. 따라서, P 량은 0.001 ％ 이상 0.050 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.001 ％ 이상 0.030 ％ 이하로 한다.

S：0.010 ％ 이하

S 는 열간 취성 (脆性) 을 일으키는 원인이 되는 것 외에, 강 중에 황화물계 개재물로서 존재하여, 강판의 가공성을 저하시키는 유해한 원소이다. 따라서, S 량은 최대한 저감하는 것이 바람직하고, 본 발명에서는 S 량의 상한은 0.010 ％ 로 한다. 바람직하게는 S 량을 0.008 ％ 이하로 한다. S 량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 극저 (極低) S 화 (S 량을 과잉으로 저감하는 것) 하면, 제강 비용이 상승하기 때문에, S 량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Sol.Al：0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하

Al 은 탈산재로서 함유시키는 원소이다. 또, Al 은 고용 강화능을 갖기 때문에, 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, sol.Al 로서의 Al 량이 0.005 ％ 미만에서는 상기 효과가 얻어지지 않는다. 한편, sol.Al 로서의 Al 량이 0.100 ％ 를 초과하면, 원료 비용의 상승을 초래함과 함께, 강판의 표면 결함을 유발하는 원인으로도 된다. 따라서, sol.Al 로서의 Al 량은 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다.

N：0.0001 ％ 이상 0.0060 ％ 이하

N 량이 0.0060 ％ 를 초과하면, 강 중에 과잉인 질화물이 생성되는 것에 기인하여, 연성이나 인성의 저하 외에, 강판의 표면 성상의 악화도 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, N 량은 0.0060 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다. 또, 페라이트의 청정화에 의한 연성 향상의 관점에서, N 량은 적은 쪽이 바람직하다. 그러나, 극저 N 화 (N 량을 과잉으로 저감하는 것) 하면, 제강상의 비용도 증대하므로, N 량의 하한은 0.0001 ％ 로 한다. 따라서, N 량은 0.0001 ％ 이상 0.0060 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다.

Nb：0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하, Ti：0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상

Nb：0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하

Nb 는 C 나 N 과 탄화물이나 탄질화물을 형성함으로써 고강도화에 기여한다. 또, 페라이트를 석출 강화함으로써 마텐자이트상과의 경도차를 저감시키는 효과를 통해서, 굽힘 가공성의 개선에 기여한다. 또한, Nb 는 열연판 조직을 미세화하는 작용을 갖고, 냉연, 어닐링 후의 페라이트 및 마텐자이트가 균일하게 미세화된다. 이 강판 조직의 균일 미세화를 통해서, 굽힘 가공성의 향상에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Nb 를 함유하는 경우, Nb 량은 0.01 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.03 ％ 이상으로 한다. 한편, Nb 량이 0.10 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유되면, 열간 압연시의 부하를 증대시키고, 또, 냉간 압연시의 변형 저항을 높게 하여, 안정된 실기 (實機) 제조를 곤란하게 하는 경우가 있다. 또한, 페라이트의 연성을 저하시키고, 굽힘 가공성 등의 가공성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Nb 량은 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.03 ％ 이상 0.10 ％ 이하로 한다.

Ti：0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하

Ti 는 Nb 와 마찬가지로, C 나 N 과 탄화물이나 탄질화물을 형성함으로써 고강도화에 기여한다. 또, 페라이트를 석출 강화함으로써 마텐자이트상과의 경도차를 저감시키는 효과를 통해서, 굽힘 가공성의 개선에 기여한다. 또한, Ti 는 Nb 와 마찬가지로 열연판을 미세화하는 작용을 갖고, 냉연, 어닐링 후의 페라이트 및 마텐자이트가 균일 미세화된다. 이 강판 조직의 균일 미세화 효과를 통해서, 굽힘 가공성의 향상에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ti 를 함유하는 경우, Ti 량은 0.01 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.03 ％ 이상으로 한다. 한편, Ti 량이 0.10 ％ 를 초과하면, 이 효과가 포화할 뿐만 아니라, 페라이트 중에 과잉으로 석출되어, 페라이트의 연성을 저하시킨다. 따라서, Ti 량은 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.03 ％ 이상 0.10 ％ 이하로 한다.

상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

본 발명에서는 상기 필수 첨가 원소 외에, 필요에 따라, 또한 Mo, V, Cr, B 에서 선택되는 1 종 이상의 원소를 함유시킬 수 있다.

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

Mo 및 Cr 은 퀀칭성을 향상시키고, 마텐자이트를 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서, 이들 원소는 각각 0.05 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Mo, Cr 의 함유량이 각각 1.00 ％ 를 초과하면, 상기 효과가 포화할 뿐만 아니라, 원료 비용의 증가를 초래하므로, 이들 함유량은 각각 1.00 ％ 이하가 바람직하다.

V 는 Nb, Ti 와 마찬가지로, 미세한 탄질화물을 형성함으로써, 강도 상승에 기여하기 때문에, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는 0.02 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, V 량이 0.50 ％ 를 초과하면, 상기 효과가 포화할 뿐만 아니라, 원료 비용의 증가를 초래하므로, V 의 함유량은 0.50 ％ 이하가 바람직하다.

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

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

Cu 는 열간 압연시에 균열을 일으켜, 표면 흠집의 발생 원인이 되는 유해 원소이다. 그러나, 본 발명에서는 Cu 에 의한 강판 특성에 대한 악영향은 작기 때문에, 0.30 ％ 이하의 함유량이면 허용할 수 있다. 이에 따라, 스크랩 등을 사용하여, 리사이클 원료의 활용이 가능해진다.

Ni 는 Cu 와 마찬가지로, 강판 특성에 미치는 영향은 작다. 또, Cu 첨가에 의한 표면 흠집의 발생을 방지하는 효과가 있다. 상기 효과는, Cu 함유량의 1/2 이상 함유함으로써 발현시킬 수 있다. 그러나, Ni 의 함유량이 과잉이 되면, 스케일의 불균일 생성에서 기인한 다른 표면 결함의 발생을 조장한다. 이 때문에, Ni 를 함유하는 경우, 그 함유량의 상한은 0.30 ％ 로 한다.

Ca 는 MnS 등의 황화물의 형상 제어에 의해 연성을 향상시키는 효과가 있다. 그러나, 다량으로 함유시켜도 그 효과는 포화하는 경향이 있다. 따라서, Ca 를 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 정립화하는 작용을 갖는 Sn, Sb 는, 각각 0.0001 ∼ 0.100 ％ 의 범위로 함유시킬 수 있다.

그 외, 석출물을 형성하는 Zr, Mg 등의 함유량은 최대한 적은 쪽이 바람직하며, 적극적으로 첨가할 필요는 없다. 첨가하는 경우에는, 0.020 ％ 미만으로 한다. 보다 바람직하게는 0.002 ％ 미만으로 한다.

상기의 Cu, Ni, Ca, REM, Sn, Sb, Zr 및 Mg 는 불가피적 불순물로서, 본 발명의 강판에 포함되는 경우가 있다. 또한, 불가피적 불순물에는, 제조 과정에서 불가피적으로 혼입하는 성분 이외에, 본 발명의 효과를 저해하지 않는 범위에서 첨가되는 성분도 포함된다.

다음으로, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 조직에 대해서 설명한다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 조직은, 강판의 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서, 면적률로 5 ％ 이상 80 ％ 이하의 페라이트상, 면적률로 20 ％ 이상 70 ％ 이하의 마텐자이트상 및 면적률로 0 ％ 이상 25 ％ 이하의 베이나이트상을 갖고, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 5 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 80 ％ 이하이고, 또한, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 15 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 90 ％ 이상이다.

TS780 ㎫ 이상을 안정적으로 얻기 위해서, 강판의 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서, 면적률로 5 ％ 이상 80 ％ 이하의 페라이트상, 면적률로 20 ％ 이상 70 ％ 이하의 마텐자이트상 및 면적률로 0 ％ 이상 25 ％ 이하의 베이나이트상을 갖는 것이 필요하다.

페라이트상의 면적률：5 ％ 이상 80 ％ 이하

페라이트상은 연질상이며, 강판의 연성에 기여하기 때문에, 본 발명에 있어서는 페라이트상을 면적률로 5 ％ 이상으로 한다. 한편, 페라이트상이 면적률로 80 ％ 를 초과하여 존재하면, 과도하게 연질화하여, 강판의 강도 확보 및 내피로 특성의 확보가 곤란해진다. 따라서, 페라이트상은 면적률로 5 ％ 이상 80 ％ 이하로 한다. 980 ㎫ 이상의 TS 를 안정적으로 확보하는 관점에서는, 페라이트상은 면적률로 65 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1180 ㎫ 이상의 TS 를 안정적으로 확보하는 관점에서는, 페라이트상은 면적률로 50 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

마텐자이트상의 면적률：20 ％ 이상 70 ％ 이하

마텐자이트상은 경질상이며, 변태 조직 강화에 의해 강판의 강도를 증가시키는 데에 유효하다. 또, 마텐자이트는 피로 균열의 진전에 대한 장벽이 되기 때문에, 내피로 특성의 향상에도 유효하다. 따라서, 강도 및 내피로 특성의 확보의 관점에서, 마텐자이트상은 면적률로 20 ％ 이상으로 한다. 또, 980 ㎫ 이상의 TS 를 안정적으로 확보하는 관점에서는 35 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1180 ㎫ 이상의 TS 를 안정적으로 확보하는 관점에서는 50 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 마텐자이트의 면적률이 70 ％ 를 초과하면, 굽힘 가공성을 저하시킬 우려가 있기 때문에, 마텐자이트는 면적률로 70 ％ 이하로 한다.

베이나이트상의 면적률：0 ％ 이상 25 ％ 이하

베이나이트상은 마텐자이트와 마찬가지로 강의 고강도화나 내피로 특성의 향상에 유효하기 때문에, 면적률로 25 ％ 이하이면, 함유할 수 있다. 한편 25 ％ 를 초과하여 과잉으로 존재하면, 연성 등이 저하되는 경우가 있기 때문에, 베이나이트상은 면적률로 25 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 강판 조직은, 페라이트상, 마텐자이트상 및 베이나이트상 이외의 잔부 조직으로서, 펄라이트상, 잔류 오스테나이트상 및 탄화물 등을 포함하는 경우가 있으며, 이들은 판두께 1/2 위치에 있어서의 합계 면적률로 5 ％ 이하이면 허용할 수 있다.

또, 상기 면적률은 판두께 1/2 위치, 구체적으로는 판두께 3/8 ∼ 5/8 의 영역에 있어서의 조직으로 대표하고, 강판의 L 단면 (斷面) (압연 방향으로 평행한 수직 단면) 을 연마 후, 나이탈 (nital) 로 부식하고, SEM (주사형 전자 현미경) 으로 2000 배의 배율로 5 시야 이상 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 구할 수 있다. 상세한 내용은 실시예에서 서술하지만, 조직 사진으로 페라이트는 약간 검은 콘트라스트의 영역, 펄라이트는 탄화물이 라멜라 형상으로 생성되어 있는 영역, 베이나이트는 탄화물이 점렬 형상으로 생성되어 있는 영역으로 하고, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트 (잔류 γ) 는 백색 콘트라스트가 부여되어 있는 입자로 한다.

또, 굽힘 가공성과 내피로 특성을 양립하는 관점에서, 표층의 경도를 제어하는 것이 중요하다. 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 5 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 80 ％ 초과인 경우, 굽힘 가공성의 개선 효과가 얻어지지 않고, 양호한 굽힘 가공성이 얻어지지 않는다. 또, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 15 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 90 ％ 미만인 경우, 양호한 내피로 특성이 얻어지지 않는다. 따라서, 굽힘 가공성과 내피로 특성을 양립하는 관점에서, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 5 ㎛ 위치의 경도는 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 80 ％ 이하로 하고, 또한, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 15 ㎛ 위치의 경도는 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 90 ％ 이상으로 한다. 또한, 강판의 표층의 경도의 제어 대상은, 편면이어도 되고 양면이어도 된다. 강판의 적어도 일방의 표층의 경도를 제어하면, 즉, 상기와 같이 표층의 경도를 규정하면, 본 발명의 효과는 발휘된다. 또, 경도는, 후술하는 실시예의 방법으로 측정할 수 있으며, 예를 들어, 표층은, 코일의 표측의 표층에서 측정할 수 있다. 또한, 1/2 위치의 경도는 TS780 ㎫ 레벨에서는 비커스 경도로 260 ∼ 330, TS980 ㎫ 레벨에서는 330 ∼ 390, TS1180 ㎫ 레벨에서는 390 ∼ 440 이다.

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

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 전술한 성분 조성의 범위로 조정된 강을 용제하여 슬래브로 하고, 이어서, 열간 압연, 냉간 압연, 1 차 어닐링, 경압하 압연, 산세, 2 차 (최종) 어닐링, 용융 아연 도금 처리의 공정을 거쳐 제조된다.

슬래브 제조

본 발명의 제조 방법에서 사용하는 강슬래브는, 성분의 매크로 편석을 방지하기 위해서 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법이나 박슬래브 주조법으로 제조해도 된다. 또, 강슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 냉각시키지 않고 온편 (溫片) 인 상태로 가열로에 장입하여 열간 압연하는 방법 (직송 압연), 약간 보열을 실시한 후에 즉시 열간 압연하는 방법 (직송 압연·직접 압연), 혹은 고온 상태인 채로 가열로에 장입하여 재가열의 일부를 생략하는 방법 (온편 장입) 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.

슬래브 가열 온도：1150 ℃ 이상 1300 ℃ 이하 (적합 조건)

강슬래브의 가열 단계에서 존재하고 있는 석출물은, 최종적으로 얻어지는 강판 내에서는 조대 (粗大) 한 석출물로서 존재하고, 강도에 기여하지 않는다. 그 때문에, 주조시에 석출된 Ti, Nb 계 석출물은 충분한 양을 재용해 (re-solution) 시킬 필요가 있다. 또, 슬래브 표면의 기포, 편석 등의 결함을 스케일 오프함으로써, 강판 표면의 균열이나 요철을 감소하고, 평활한 강판 표면을 달성할 필요도 있다. 이와 같은 관점에서 슬래브 가열 온도는 1150 ℃ 이상이 바람직하다. 한편, 슬래브 가열 온도가 1300 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트립의 조대화를 일으켜, 최종 조직이 조대화 (coarsening) 하고, 굽힘 가공성이나 신장 플랜지성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, 슬래브 가열 온도는 1150 ℃ 이상 1300 ℃ 이하가 바람직하다.

열간 압연

상기에 의해 얻어진 강슬래브에 대하여 조 (粗) 압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간 압연을 실시한다. 먼저, 강슬래브는 조 압연에 의해 시트 바가 된다. 또한, 조 압연의 조건은 특별히 규정할 필요는 없고, 통상적인 방법에 따라서 실시할 수 있다. 또, 표면 온도의 저하에 의한 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서는, 시트 바를 가열하는 시트 바 히터를 활용하는 것은 유효한 방법이다.

마무리 압연 온도：850 ∼ 950 ℃ (적합 조건)

마무리 압연 온도가 850 ℃ 미만인 경우, 조직이 불균일해지고, 연성이나 굽힘 가공성, 신장 플랜지성 등의 가공성이 저하될 우려가 있다. 한편, 마무리 압연 온도가 950 ℃ 를 초과하면, 산화물 (스케일) 의 생성량이 급격하게 증대하고, 지철과 산화물의 계면이 거칠어지고 (interface roughness) 산세 및 냉간 압연 후의 표면 품질이 열화하는 경향이 확인된다. 또, 결정립 직경이 과도하게 조대해지고, 가공시에 프레스 표면의 거칠어짐 (surface roughness property after press forming) 이 발생하는 경우가 있다. 따라서, 마무리 압연 온도는 850 ∼ 950 ℃ 가 바람직하다.

상기 열간 압연을 종료한 열연판은, 조직의 추가적인 미세화 및 균일화에 의한 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성을 향상시키는 관점에서, 마무리 압연 종료 후 3 초 이내에 냉각을 개시하고, 마무리 압연 온도 ∼ (마무리 압연 온도 ― 100 ℃) 의 온도역을 5 ∼ 200 ℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 450 ∼ 650 ℃ 의 온도에서 코일에 권취하는 것이 바람직하다.

냉각 개시 시간：3 초 이내, 마무리 압연 온도 ∼ (마무리 압연 온도 ― 100 ℃) 에 있어서의 평균 냉각 속도：5 ∼ 200 ℃/초 이하 (적합 조건)

마무리 압연 종료 후 냉각을 개시할 때까지의 시간이 3 초 초과하고, 마무리 압연 온도 ∼ (마무리 압연 온도 ― 100 ℃) 의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 5 ℃/초 미만인 경우에는, 페라이트상이 조대하게 석출되고, 열연판 조직이 조대화하기 쉬워짐과 함께, 페라이트상과 펄라이트상이 층 형상으로 형성된 밴드 형상 조직 (banded structure) 으로 되기 쉽다. 이와 같은 밴드 형상 조직은, 강판 내에 성분의 농도 불균일이 발생한 상태이기 때문에, 냉연 어닐링 후에 불균일한 조직이 되기 쉽고, 조직의 균일 미세화가 곤란해진다. 이 때문에, 굽힘 가공성이나 신장 플랜지성 등의 가공성이 저하되는 경우가 있다. 한편, 마무리 압연 온도 ∼ (마무리 압연 온도 ― 100 ℃) 의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 200 ℃/초를 초과해도 효과는 포화하므로, 마무리 압연 온도 ∼ (마무리 압연 온도 ― 100 ℃) 의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는, 5 ∼ 200 ℃/초 이하가 바람직하다.

권취 온도：: 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하 (적합 조건)

권취 온도는 Ti 나 Nb 의 탄화물, 특히 NbC 의 석출에 현저하게 영향을 미친다. 권취 온도가 450 ℃ 미만에서는, NbC 의 석출이 불충분해지고, NbC 의 석출이 코일 내에서 불균일해지기 쉽고, 냉간 압연 후의 어닐링 가열시의 재결정 거동에서 기인한 조직차에 의해 굽힘성이 저하될 우려가 있다. 또, 권취 온도가 650 ℃ 를 초과하면, NbC 가 조대하게 석출하고, NbC 에 의한 페라이트상의 석출 강화가 불충분해지기 때문에, 마텐자이트상과의 경도차 저감 효과에 의한 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성의 개선 효과가 얻어지지 않게 되는 경우가 있다. 따라서, 권취 온도는 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하가 바람직하고, 더욱 바람직하게는 500 ℃ 이상 600 ℃ 이하로 한다.

냉간 압연

이어서, 적절히 산세를 실시한 후, 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 한다. 산세는 필수는 아니며, 적절히 실시할 수 있다. 또, 산세를 실시하는 경우에는, 통상적인 조건으로 실시할 수 있다.

냉간 압연시의 압하율：30 ％ 이상 (적합 조건)

냉간 압연시의 압하율이 30 ％ 미만에서는, 어닐링시의 가열 과정에 있어서의 재결정이 불균일하게 발생하고, 균일 미세한 어닐링 조직이 얻어지지 않는 경우가 있으며, 불균일 조직에서 기인한 굽힘 가공성의 저하가 우려된다. 그래서, 어닐링시의 가열 과정에 있어서의 재결정을 촉진하고, 보다 균일 미세한 조직을 얻는 관점에서, 냉간 압연시의 압하율은 30 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 압하율이 70 ％ 를 초과하면, 압연시의 롤에 대한 부하도 높아져, 통판 (通板) 트러블이 발생할 우려가 있다. 따라서, 보다 바람직하게는 30 ％ 이상 70 ％ 이하이다.

1 차 어닐링

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

본 발명에 있어서는, 열연 강판의 단계에서 TiC 나 NbC 를 석출시키고 있기 때문에, 냉간 압연 공정을 거쳐 얻어진 냉연 강판의 재결정 온도는 비교적 고온이 되고, 어닐링 후에 가공 조직이 잔존하기 쉬워진다. 이 경우, 경압하, 산세 및 2 차 (최종) 어닐링 후에, 불균일한 조직이 되기 쉽고, 조직의 균일 미세화가 곤란해지며, 그 결과 굽힘 가공성이나 신장 플랜지성 등의 가공성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, 냉연 강판을 어닐링 온도까지 가열할 때에는, 재결정을 촉진시켜 재질 균일성을 확보할 필요가 있다. 이와 같은 관점에서, 600 ∼ 750 ℃ 의 온도 범위를 평균 가열 속도 3 ℃/초 미만의 저속으로 가열할 필요가 있다. 또한, 가열 온도가 600 ℃ 미만인 영역에서는, 재결정이 발생하지 않기 때문에, 가열 속도를 적정하게 제어해도 원하는 재결정 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 750 ℃ 를 초과하는 영역에서의 저속 가열에서는 페라이트-오스테나이트 변태가 진행되기 때문에, 재결정과 페라이트-오스테나이트 변태의 경합에 기인하여, 2 차 (최종) 어닐링 후의 조직이 불균일해지는 경우가 있다. 또, 600 ∼ 750 ℃ 의 온도 범위의 평균 가열 속도가 0.1 ℃/초 미만에서는, 결정립 직경이 조대화하고, 2 차 (최종) 어닐링 후의 굽힘 가공성이나 신장 플랜지성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 평균 가열 속도는 0.1 ℃/초 이상으로 한다.

750 ∼ 850 ℃ 의 어닐링 온도에서 10 ∼ 500 초 유지

어닐링 온도가 750 ℃ 미만에서는, 1 차 어닐링 중에 재결정이 충분히 완료하지 않는 경우가 있으며, 강 중에 잔존한 가공 조직에 의해, 2 차 어닐링 후에 불균일한 조직이 되기 쉽고, 표층에 경질부가 잔류하여 표층 5 ㎛ 위치의 경도가 판두께 1/2 위치의 경도의 80 ％ 초과가 된다. 그 결과, 굽힘 가공성이나 신장 플랜지성 등의 가공성이 저하되는 경우가 있다. 한편, 어닐링 온도가 850 ℃ 를 초과하면, 어닐링 중에 페라이트상이나 오스테나이트상이 조대화하기 때문에, 냉각 후의 조직의 조대화에 기인하여, 2 차 어닐링 후 조직도 조대화한다. 그 결과, 굽힘 가공성이나 신장 플랜지성이 저하되는 경우가 있다. 또한, 생산성의 저하나 에너지 비용의 증가를 초래한다는 문제도 있다. 따라서, 어닐링 온도는 750 ℃ 이상 850 ℃ 이하로 한다. 유지 시간은, 재결정의 진행을 촉진시키는 관점에서, 10 초 이상으로 한다. 한편, 유지 시간이 500 초를 초과하면, 결정립 직경이 조대화하고, 강도의 저하, 표면 성상의 열화, 굽힘 가공성이나 신장 플랜지성의 저하 등, 강판의 제특성에 악영향을 미칠 우려가 있다. 따라서, 어닐링의 유지 시간은 10 초 이상 500 초 이하로 하고, 바람직하게는 20 초 이상 200 초 이하로 한다.

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

어닐링 온도부터 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도가 15 ℃/초를 초과하면, 냉각 중의 페라이트상의 생성이 억제되기 때문에, 1 차 어닐링 후에 마텐자이트상, 베이나이트상, 펄라이트상, 잔류 오스테나이트상 등의 경질상이 과도하게 생성된다. 이에 수반하여, 2 차 (최종) 어닐링 후의 마텐자이트상이나 베이나이트상의 면적률이 본 발명 범위를 초과하기 때문에, 강도가 지나치게 높아져 버려, 연성이나 굽힘 가공성, 신장 플랜지성 등의 가공성의 열화를 초래하는 경우가 있다. 한편, 평균 냉각 속도가 1 ℃/초 미만에서는 냉각 중에 생성되는 페라이트량이 지나치게 많아지기 때문에, 2 차 (최종) 어닐링 후에 소정의 마텐자이트량이 얻어지지 않고, 원하는 TS 가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또, 냉각 정지 온도가 600 ℃ 를 초과하면, 2 차 (최종) 어닐링 후에 소정의 마텐자이트량이 얻어지지 않고, 원하는 TS 가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 750 ∼ 850 ℃ 의 어닐링 온도부터 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도는 1 ∼ 15 ℃/초로 하고, 바람직하게는 3 ∼ 15 ℃/초로 한다. 이 경우의 냉각은, 가스 냉각이 바람직하지만, 노랭 (爐冷), 미스트 냉각, 롤 냉각, 수냉, 혹은 이들을 조합하여 실시하는 것도 가능하다. 상기 1 차 어닐링은, 연속 어닐링법으로 실시하는 것이 바람직하다.

경압하 압연

경압하 압연시의 압하율：0.3 ％ 이상 2.0 ％ 이하

1 차 어닐링 후에 0.3 ％ 이상의 경압하 압연을 실시함으로써, 강판의 극표층에만 변형이 도입된다. 또, 이 때, 1 차 어닐링시에 생성된 Si, Mn 등의 이산화성 원소의 표면 농화물이 손상되고, 그 후의 산세에 있어서의 표면 농화물의 제거를 용이하게 하고, 도금성의 개선에 유효하게 작용한다. 또, 변형이 국소적으로 도입된 극표층 근방에서는, 2 차 어닐링시에 변형 유기 (strain induced) 의 알갱이 성장이 현저하게 발생하고, 그 결과, 극표층 근방은 판두께 중앙부에 비해, 비교적 조대한 페라이트립이 많이 존재한 조직이 되고, 이로써 판두께 방향으로 경도 분포가 부여된다. 이와 같은 경도 분포를 가진 강판에 있어서, 연질층은 극표층에만 한정되기 때문에, 내피로 특성을 열화시키는 일 없이, 굽힘 가공성의 향상이 가능해진다. 한편, 경압하 압연시의 압하율이 2.0 ％ 를 초과하면, 상기 효과가 포화할 뿐만 아니라, 변형이 도입되는 범위가 확대하기 때문에, 2 차 어닐링 후의 연질층 깊이가 증가함으로써, 내피로 특성의 저하가 우려된다. 따라서, 경압하 압연시의 압하율은 0.3 ％ 이상 2.0 ％ 이하로 한다.

산세

강판의 산세 감량을 Fe 환산으로 0.05 ∼ 5 g/㎡

1 차 어닐링시에 생성된 Si, Mn 등의 이산화성 원소의 표면 농화물은, 2 차 어닐링 후의 도금성을 현저하게 열화시킨다. 이 때문에, Si, Mn 등의 표면 농화물을 제거하고, 도금성을 개선하기 위해서, 산세를 실시한다. 여기서, 강판의 산세 감량을 Fe 환산으로 0.05 ∼ 5 g/㎡ 로 하여 산세함으로써 표면 농화물을 완전히 제거할 수 있다. 예를 들어, 산 온도：40 ∼ 90 ℃, 산 농도：1 ∼ 10 질량％ 정도의 산 (염산, 황산, 질산 등) 을 사용한 산세 시간：1 ∼ 20 초의 산세 처리로 표면 농화물이 완전하게 제거된다. 산세액의 농도가 1 질량％ 미만에서는, 산세 감량이 Fe 환산으로 0.05 g/㎡ 미만이 되어, 산세에 의한 표면 농화물의 제거가 불충분하다. 10 질량％ 를 초과하면, 산세 감량이 5 g/㎡ 를 초과함과 함께, 과산세에 의한 강판 표면의 거칠어짐이 발생하는 경우가 있다. 또, 산의 온도가 40 ℃ 미만에서는 산세 감량이 Fe 환산으로 0.05 g/㎡ 미만이 되고, 산세에 의한 표면 농화물의 제거가 불충분하다. 90 ℃ 를 초과하면, 산세 감량이 5 g/㎡ 를 초과함과 함께, 과산세에 의한 강판 표면의 거칠어짐이 발생하는 경우가 있다. 또, 산세 시간이 1 초 미만에서는, 산세에 의한 표면 농화물의 제거가 불충분하다. 20 초를 초과하면, 과산세에 의한 강판 표면의 거칠어짐이 발생하는 경우가 있다. 따라서, 산세 조건으로는 산 온도：40 ∼ 90 ℃, 산 농도：1 ∼ 10 질량％, 산세 시간：1 ∼ 20 초로 하는 것이 바람직하고, 산 온도：50 ∼ 70 ℃, 산세 시간：5 ∼ 10 초로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기한 산세 감량의 Fe 환산값은, 산세 전후의 강판 질량으로부터 구할 수 있다.

2 차 (최종) 어닐링

750 ∼ 850 ℃ 의 어닐링 온도에서 10 ∼ 500 초 유지

어닐링 온도가 750 ℃ 미만에서는, 어닐링 냉각 후에 소정의 마텐자이트량이 얻어지지 않고, 원하는 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 어닐링 온도가 850 ℃ 를 초과하면, 어닐링 중에 페라이트상이나 오스테나이트상이 조대화하고, 냉각 후의 조직이 조대화한다. 이 때문에, 강도 저하나 굽힘 가공성, 신장 플랜지성의 저하가 우려된다. 또, 산세 공정에서 제거한 Si, Mn 이 재차 표면 농화하고, 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. 유지 시간은, 페라이트-오스테나이트 변태를 진행시키는 관점에서, 10 초 이상으로 한다. 한편, 유지 시간이 500 초를 초과하면, 결정립 직경이 조대화하고, 강도의 저하나 굽힘 가공성, 신장 플랜지성의 저하 등, 강판의 제특성에 악영향을 미칠 우려가 있다. 또, Si, Mn 이 재차 표면 농화하고, 도금성의 열화를 초래하는 경우가 있다. 따라서, 어닐링의 유지 시간은 10 ∼ 500 초로 한다.

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

상기의 어닐링 온도에서 균열 (均熱) 후, 통상적으로 420 ∼ 500 ℃ 로 유지되고 있는 아연 도금욕의 온도까지 평균 냉각 속도 (1 차 냉각 속도)：1 ∼ 15 ℃/초로 냉각시킨다. 평균 냉각 속도가 15 ℃/초를 초과하면, 냉각 중의 페라이트상의 생성이 억제되고, 마텐자이트상이나 베이나이트상 등의 경질상이 과도하게 생성되기 때문에, 강도가 지나치게 높아져 버려, 연성이나 굽힘 가공성, 신장 플랜지성 등의 가공성의 열화를 초래한다. 한편, 1 ℃/초 미만에서는 냉각 중에 생성되는 페라이트상의 양이 지나치게 많아져, 원하는 TS 가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 어닐링 온도부터 도금욕 (온도) 까지의 평균 냉각 속도는 1 ∼ 15 ℃/초로 한다. 이 경우의 냉각은, 가스 냉각이 바람직하지만, 노랭, 미스트 냉각, 롤 냉각, 수냉, 혹은 이들을 조합하여 실시하는 것도 가능하다. 상기 2 차 어닐링은, 연속 어닐링법으로 실시하는 것이 바람직하고, 특히 후술하는 용융 아연 도금 처리 설비까지 구비한 CGL (continuous galvanizing line) 을 사용하여 실시하는 것이 바람직하다.

용융 아연 도금 처리 또는 추가로 합금화 처리

상기의 1 차 냉각 속도로 냉각 후, 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 실시한다. 용융 아연 도금 처리는 통상적인 방법으로 실시하면 된다. 또, 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 필요에 따라 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 수도 있다. 이 경우, 아연 도금의 합금화 처리는, 예를 들어, 용융 아연 도금 처리 후, 500 ∼ 650 ℃ 의 온도역에 가열하고, 수 초 ∼ 수 십 초 유지할 수 있다. 아연 도금 조건으로는, 도금 부착량은 편면당 20 ∼ 70 g/㎡ 이며, 합금화하는 경우, 도금층 중의 Fe ％ 는 6 ∼ 15 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

용융 아연 도금 처리 후 혹은 합금화 처리 후에, 5 ∼ 100 ℃/초의 평균 냉각 속도로 150 ℃ 까지 냉각

용융 아연 도금 처리 후 혹은 합금화 처리를 실시한 후, 평균 냉각 속도 (2 차 냉각 속도) 가 5 ℃/초 미만인 완(緩) 냉각에서는, 400 ∼ 500 ℃ 부근에서 펄라이트상 혹은 베이나이트상이 생성되고, 소정량의 마텐자이트상이 얻어지지 않고, 원하는 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 100 ℃/초를 초과하면, 마텐자이트상이 과도하게 생성될 뿐만 아니라, 마텐자이트상이 지나치게 단단해져 버려, 연성이나 굽힘 가공성, 신장 플랜지성이 저하되는 경우가 있다. 또, 가공성을 저해하는 펄라이트나 탄화물 등의 석출을 억제하기 위해서, 냉각 정지 온도는 150 ℃ 이하로 한다. 따라서, 용융 아연 도금 처리 후 혹은 합금화 처리 후의 평균 냉각 속도 (2 차 냉각 속도) 는 5 ∼ 100 ℃/초로 한다. 또, 150 ℃ 이하의 온도까지 냉각시킨다. 즉, 냉각 정지 온도가 150 ℃ 이하의 조건으로 냉각시킨다. 또한, 본 발명에 있어서는, 어닐링 후에 최종적으로 얻어진 고강도 용융 아연 도금 강판에 형상 교정, 표면 조도 조정의 목적으로 조질 압연 또는 레벨러 가공을 실시하는 것도 가능하다. 그러나, 과도하게 조질 압연을 실시하면, 표층에 과잉인 변형이 도입되고, 결정립이 전신 (展伸) 된 압연 가공 조직이 되어, 연성이나 굽힘 가공성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, 조질 압연을 실시하는 경우, 신장률로 0.1 ∼ 1.5 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

실시예 1

표 1 에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 용강을 전로 (轉爐) 에서 용제하고, 슬래브로 한 후, 표 2 에 나타내는 여러 가지 조건으로 열간 압연, 냉간 압연, 1 차 어닐링, 경압하 압연, 산세, 2 차 어닐링, 도금 처리, 합금화 처리 및 조질 압연을 실시하고, 판두께가 1.6 ㎜ 인 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 (제품판) 을 제조하였다. 여기서, 용융 아연 도금 처리는 부착량이 편면당 50 g/㎡ (양면 도금) 가 되도록 조정하고, 도금층 중의 Fe ％ 가 9 ∼ 12 ％ 가 되도록 조정하였다.

이상에 의해 얻어진 합금화 용융 아연 도금 강판에 대하여, 샘플을 채취하고, 하기 방법으로 조직 관찰, 경도 측정, 압연 방향에 대하여 90° 방향 (C 방향) 을 인장 방향으로 하는 인장 시험, 굽힘 시험 및 평면 굽힘 피로 시험을 실시하고, 강판 조직을 특정함과 함께, 페라이트상, 마텐자이트상 및 베이나이트상의 면적률, 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS), 전체 신장 (El), 한계 굽힘 반경, 내피로 특성 (내구비) 을 측정하였다. 또, 도금 후 외관, 합금화 후 외관을 육안으로 관찰하고, 표면 성상을 평가하였다. 이하, 평가 방법을 구체적으로 설명한다.

(i) 조직 관찰

합금화 용융 아연 도금 강판으로부터, 조직 관찰용 시험편을 채취하고, L 단면 (압연 방향으로 평행한 수직 단면) 을 기계적으로 연마하고, 나이탈로 부식한 후, 주사 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 배율 2000 배로 촬영한 조직 사진 (SEM 사진) 으로부터, 강판의 판두께 방향의 1/2 위치 (즉, 판두께 3/8 ∼ 5/8 의 영역) 의 강판 조직의 특정과 페라이트상 및 마텐자이트상의 면적률을 측정하였다. 또한, 상기 조직 사진으로부터의 강판 조직의 특정은, 페라이트상은 약간 검은 콘트라스트의 영역, 펄라이트상은 탄화물이 라멜라 형상으로 생성되어 있는 영역, 베이나이트상은 탄화물이 점렬 형상으로 생성되어 있는 영역으로 하고, 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트 (잔류 γ) 상은 백색 콘트라스트가 부여되어 있는 입자로 하였다. 또한, 상기 시험편에, 250 ℃ 에서 4 hr 의 템퍼링 처리를 실시한 후, 동일하게 하여 조직 사진을 얻어, 탄화물이 라멜라 형상으로 생성되어 있는 영역을 열처리 전에 펄라이트상, 탄화물이 점렬 형상으로 생성되어 있는 영역을 열처리 전에 베이나이트상 혹은 마텐자이트상이었던 영역으로 하여 재차 그 면적률을 구하고, 백색 콘트라스트인 상태로 잔존하고 있는 미립자를 잔류 γ 상으로서 측정하고, 템퍼링 처리 전의 백색 콘트라스트가 부여되어 있는 입자 (마텐자이트상 및 잔류 γ 상) 의 면적률과의 차로부터, 마텐자이트상의 면적률을 구하였다. 또한, 각각의 상의 면적률은, 투명한 OHP 시트에 각 상마다 층별 (層別) 하여 채색하고, 화상을 취입 후, 2 치화를 실시하고, 화상 해석 소프트 (마이크로소프트사 제조 Digital Image Pro Plus er.4.0) 로 구하였다.

(ii) 경도 측정

합금화 용융 아연 도금 강판으로부터, 경도 측정용 시험편을 채취하고, L 단면 (압연 방향으로 평행한 수직 단면) 을 기계 연마하고, 표층으로부터 판두께 방향으로 5 ㎛ 떨어진 위치, 표층으로부터 판두께 방향으로 15 ㎛ 떨어진 위치 및 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서, 비커스 경도를 각 10 점 측정하고, 10 점의 평균값을 구하였다. 또한, 표층으로부터 5 ㎛ 위치 및 15 ㎛ 위치에 대해, 각각 판두께 1/2 위치에서의 경도에 대한 비율을 산출하였다. 또한, 측정 하중은, 표층으로부터 5 ㎛ 위치 및 15 ㎛ 위치는 1 gf, 판두께 1/2 위치는 100 gf 로 실시하였다.

(iii) 인장 특성

합금화 용융 아연 도금 강판으로부터, 압연 방향에 대하여 90° 방향 (C 방향) 을 인장 방향으로 하는 JIS 5 호 인장 시험편 (JIS Z 2201) 을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하고, YP, TS, El 을 측정하였다. 또한, 인장 시험의 평가 기준은 TS ≥ 780 ㎫, 바람직하게는 TS ≥ 980 ㎫, 보다 바람직하게는 TS ≥ 1180 ㎫, TS × El ≥ 15000 ㎫·％ 로 하였다.

(iv) 굽힘 가공성 (한계 굽힘 반경)

합금화 용융 아연 도금 강판으로부터, 압연 방향 (L 방향) 이 굽힘 축 (Bending direction) 이 되도록 폭 30 ㎜, 길이 100 ㎜ 의 굽힘 시험편을 채취하고, JIS Z 2248 에 규정된 V 블록법으로, 각 굽힘 반경에서 n=3 의 시험을 실시하고, 3 매 모두 균열의 발생이 확인되지 않은 굽힘 반경을 한계 굽힘 반경으로 하여 판두께와의 비로 평가하였다. 여기서, 균열의 유무는, 굽힘부 외측에 대해, 30 배의 확대경을 사용하여 관찰하고, 시험편의 폭 30 ㎜ 에 대하여 균열이 전혀 없는 것을 ◎, 길이가 0.2 ㎛ 이하의 미소 균열이 시험편의 폭 30 ㎜ 에 대하여 5 개 이내인 것을 ○, 길이가 0.2 ㎛ 초과의 균열이 1 개 이상 확인된 것 및 길이가 0.2 ㎛ 이하의 미소 균열이 시험편의 폭 30 ㎜ 에 대하여 5 개 초과로 확인된 것을 × 로 하고, ◎ 와 ○ 를 균열의 발생이 확인되지 않은 것으로 하였다. 굽힘성의 평가 기준은 한계 굽힘 반경/판두께 (R/t) ≤ 3.0 으로 하였다.

(v) 내피로 특성

피로 시험의 시험편 형상은 응력 부하 부분에 30.4 ㎜ 의 R 을 붙이고, 최소폭이 20 ㎜ 인 것을 사용하고, 시험은 JIS Z 2275 에 준거하여, 완전 양진 (兩振) (응력비：1), 주파수 20 ㎐ 의 조건으로 실시하고, 반복수가 10⁷ 을 초과하는 응력을 피로 한도 (FL) 로 하고, 피로 한도와 인장 강도 (TS) 의 비인 내구비 (FL/TS) 로 평가하였다. 또한, 평면 굽힘 피로 시험의 평가 기준은 내구비 ≥ 0.42 로 하고, 바람직하게는 내구비 ≥ 0.45, 보다 바람직하게는 내구비 ≥ 0.50 으로 하였다.

(vi) 표면 성상

도금 후의 외관을 육안으로 평가하고, 무도금이 전혀 없는 것을 ○, 무도금이 발생한 것을 × 로 하였다. 또 합금화 후 외관에 대해서는, 합금화 불균일이 확인된 것을 ×, 합금화 불균일이 없이 균일한 외관이 얻어진 것을 ○ 로 하였다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

표 3 으로부터, No. 2 ∼ 12 의 본 발명예의 강판은, TS ≥ 780 ㎫ 이상 (바람직하게는 TS ≥ 980 ㎫, 보다 바람직하게는 TS ≥ 1180 ㎫), TS × El ≥ 15000 ㎫·％, R/t ≤ 3.0, 내구비 ≥ 0.42 (바람직하게는 내구비 ≥ 0.45, 보다 바람직하게는 내구비 ≥ 0.50) 로 되어 있고, 굽힘 가공성 및 내피로 특성이 우수한 고강도 강판으로 되어 있다. 또한, 무도금이나 합금화 불균일의 발생은 확인되지 않고, 양호한 표면 성상을 갖는 강판으로 되어 있다.

이에 대하여, 비교예의 No. 1 은 C 량 및 Mn 량이 본 발명 범위 외이기 때문에, 원하는 마텐자이트량이 얻어지지 않고, TS ≥ 780 ㎫ 및 내구비 ≥ 0.42 가 미달성으로 되어 있다. 비교예의 No. 14 는 C 량, Si 량, Mn 량, Nb 량 및 Ti 량이 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 마텐자이트량이 과잉이 되고, El 이 저하되고, TS × El ≥ 15000 ㎫·％ 가 미달성으로 되어 있다. 또, Nb 량 및 Ti 량이 과잉이기 때문에, 열간 압연시의 압연 부하가 높아져 있고, 제조성 저하가 우려된다.

실시예 2

표 1 에 나타내는 강 B, D 및 H 의 성분 조성으로 이루어지는 용강을 전로로 용제하고, 슬래브로 한 후, 표 4 에 나타내는 여러 가지 조건으로 열간 압연, 냉간 압연, 1 차 어닐링, 경압하 압연, 산세, 2 차 어닐링, 도금 처리 및 조질 압연을 실시하고, 판두께가 1.6 ㎜ 인 고강도 용융 아연 도금 강판 (제품판) 을 제조하였다. 일부는, 도금 처리 후, 합금화 처리를 실시하고, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 (제품판) 으로 하였다. 여기서, 용융 아연 도금 처리는 부착량이 편면당 50 g/㎡ (양면 도금) 가 되도록 조정하고, 도금층 중의 Fe ％ 가 9 ∼ 12 ％ 가 되도록 조정하였다.

이상에 의해 얻어진 합금화 용융 아연 도금 강판에 대하여, 실시예 1 과 동일한 방법으로 조직을 특정함과 함께, 페라이트상, 마텐자이트상 및 베이나이트상의 면적률, 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS), 전체 신장 (El), 한계 굽힘 반경, 내피로 특성을 측정하고, 도금 후 외관, 합금화 후 외관을 육안으로 관찰하고, 표면 성상을 평가하였다.

결과를 표 5 에 나타낸다.

표 5 로부터, No. 15 ∼ 17, 24 ∼ 26, 30 ∼ 32 의 본 발명예의 강판은, TS ≥ 780 ㎫ 이상 (바람직하게는 TS ≥ 980 ㎫, 보다 바람직하게는 TS ≥ 1180 ㎫), TS × El ≥ 15000 ㎫·％, R/t ≤ 3.0, 내구비 ≥ 0.42 (바람직하게는 내구비 ≥ 0.45, 보다 바람직하게는 내구비 ≥ 0.50) 로 되어 있고, 굽힘성 및 내피로 특성이 우수한 고강도 강판으로 되어 있다. 또한, 무도금이나 합금화 불균일의 발생은 확인되지 않고, 양호한 표면 성상을 갖는 강판으로 되어 있다.

이에 반해, 비교예의 No. 18 은 산세 감량이 본 발명을 하회하기 때문에, 산세에 의한 표면 농화물의 제거가 불충분하고, 무도금이나 합금화 불균일이 발생하고, 표면 성상이 불량이다.

비교예의 No. 19 는 2 차 어닐링시의 2 차 냉각 속도가 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 원하는 마텐자이트량을 확보할 수 없고, TS ≥ 780 ㎫ 가 미달성으로 되어 있다.

비교예의 No. 20 은 경압하 압연 공정에 있어서의 압하율이 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 극표층 근방에 있어서의 알갱이 성장이 불충분하고, 표층 5 ㎛ 위치의 경도가 판두께 1/2 위치의 경도의 80 ％ 초과가 되고, R/t ≤ 3.0 이 미달성으로 되어 있다.

비교예의 No. 21 은 2 차 어닐링 공정에 있어서의 1 차 냉각 속도가 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 냉각 중에 생성되는 페라이트량이 지나치게 많아져 버리고, 그 결과, 소정량의 마텐자이트량을 확보할 수 없고, TS ≥ 780 ㎫ 가 미달성이다.

비교예의 No. 22 는 산세 감량이 본 발명을 상회하기 때문에, 과산세에 의한 강판 표면의 거칠어짐이 발생하고, 표면 성상이 불량이다.

비교예의 No. 23 은 2 차 어닐링시의 어닐링 온도가 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 소정량의 마텐자이트량을 확보할 수 없고, TS ≥ 780 ㎫ 가 미달성이다.

비교예의 No. 27 은 1 차 어닐링 공정에 있어서의 어닐링 온도가 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 1 차 어닐링 후의 미재결정 조직에서 기인한 경질 표층의 잔존에 의해, R/t ≤ 3.0 이 미달성으로 되어 있다.

비교예의 No. 28 은 1 차 어닐링 공정에 있어서의 어닐링 시간이 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 1 차 어닐링 후의 미재결정 조직에서 기인한 경질 표층의 잔존에 의해, R/t ≤ 3.0 이 미달성으로 되어 있다.

비교예의 No. 29 는 경압하 압연 공정에 있어서의 압하율이 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 압연 변형이 도입되는 범위의 확대에서 기인한 2 차 어닐링 후의 연질층 깊이의 증대에 의해, 표층 15 ㎛ 위치의 경도가 판두께 1/2 위치의 경도의 90 ％ 미만이 되고, 내구비 ≥ 0.42 가 미달성으로 되어 있다.

비교예의 No. 33 은, 1 차 어닐링 공정에 있어서의 600 ∼ 750 ℃ 의 평균 가열 속도가 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 1 차 어닐링 후의 마텐자이트층이 과도하게 생성되고, 이것에 기인하여 2 차 어닐링 후의 마텐자이트상이 과도하게 생성되기 때문에, R/t ≤ 3.0 을 미달성이다.

비교예의 No. 34 는 1 차 어닐링 공정에 있어서의 어닐링 온도가 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 페라이트상의 생성이 억제되고, 마텐자이트상이 과도하게 생성된다. 이들의 결과, 페라이트의 면적률이 본 발명 범위를 하회하고, 또 마텐자이트상의 면적률이 본 발명 범위를 상회하기 때문에, TS × El ≥ 15000 ㎫·％ 및 R/t ≤ 3.0 을 미달성이다.

비교예의 No. 35 는 1 차 냉각 속도가 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 냉각 중의 페라이트상의 생성이 억제되고, 마텐자이트상이 과도하게 생성된다. 이들의 결과, 마텐자이트상의 면적률이 본 발명 범위를 상회하기 때문에, R/t ≤ 3.0 을 미달성이다.

산업상 이용가능성

본 발명의 용융 아연 도금 강판은, 높은 인장 강도를 가질 뿐만 아니라, 표면 외관이 우수하고, 또한 굽힘 가공성이나 내피로 특성이 우수하다. 그 때문에, 본 발명의 강판을 자동차 차체의 골격 부재에 적용한 경우에는, 충돌 안전성의 향상이나 경량화에 크게 공헌할 수 있다. 또, 자동차 부품에 한정되지 않고, 건축 및 가전 분야의 소재로서도 적합하다.

Claims

성분 조성은, 질량％ 로, C：0.05 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Si：0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, 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 ％ 이하를 함유하고, 또한, Nb：0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하, Ti：0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
조직은, 강판의 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서, 면적률로 5 ％ 이상 80 ％ 이하의 페라이트상, 면적률로 20 ％ 이상 70 ％ 이하의 마텐자이트상 및 면적률로 0 ％ 이상 25 ％ 이하의 베이나이트상을 갖고,
강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 5 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 80 ％ 이하이고,
또한, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 15 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 90 ％ 이상이고,
인장 강도가 780 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 자동차용 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, 또한, 질량％ 로, Mo：0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하, V：0.02 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Cr：0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하, B：0.0001 ％ 이상 0.0030 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 자동차용 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강슬래브를 열간 압연하고, 냉간 압연하고, 1 차 어닐링을 실시하고, 경압하 압연 및 산세 후, 2 차 어닐링을 실시하고, 이어서 용융 아연 도금 처리를 실시하여 자동차용 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조하는 방법이며,
상기 1 차 어닐링에서는, 600 ∼ 750 ℃ 의 온도 범위를 0.1 ℃/초 이상 3 ℃/초 미만의 평균 가열 속도로 가열하고, 750 ∼ 850 ℃ 의 어닐링 온도에서 10 ∼ 500 초 유지한 후, 상기 어닐링 온도로부터 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 1 ∼ 15 ℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각시키고,
상기 경압하 압연에서는, 압하율：0.3 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 경압하를 실시하고,
상기 산세에서는, 강판의 산세 감량을 Fe 환산으로 0.05 ∼ 5 g/㎡ 로 하고,
상기 2 차 어닐링에서는, 750 ∼ 850 ℃ 의 어닐링 온도에서 10 ∼ 500 초 유지한 후, 상기 어닐링 온도로부터 1 ∼ 15 ℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 아연 도금욕에 침지하는 용융 아연 도금 처리를 실시하고,
상기 용융 아연 도금 처리 후에, 5 ∼ 100 ℃/초의 평균 냉각 속도로 150 ℃ 이하의 온도까지 냉각시키는 것을 특징으로 하는, 강판의 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서, 면적률로 5 ％ 이상 80 ％ 이하의 페라이트상, 면적률로 20 ％ 이상 70 ％ 이하의 마텐자이트상 및 면적률로 0 ％ 이상 25 ％ 이하의 베이나이트상을 갖고, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 5 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 80 ％ 이하이고, 또한, 강판의 표층으로부터 판두께 방향으로 15 ㎛ 위치의 경도가 판두께 방향의 1/2 위치의 경도의 90 ％ 이상이며, 인장 강도가 780 ㎫ 이상인 자동차용 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 3 항에 있어서,
상기 열간 압연은, 마무리 압연 종료 후 3 초 이내에 냉각을 개시하고, 마무리 압연 온도 ∼ (마무리 압연 온도 ― 100 ℃) 의 온도역을 평균 냉각 속도 5 ∼ 200 ℃/초로 냉각시키고, 권취 온도 450 ∼ 650 ℃ 의 온도에서 권취하고,
상기 냉간 압연은, 압하율 30 ％ 이상으로 압연하는 것을 특징으로 하는 자동차용 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 3 항에 있어서,
상기 용융 아연 도금 처리 후, 또한 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 자동차용 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 용융 아연 도금 처리 후, 또한 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 자동차용 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.