KR20100046057A

KR20100046057A - 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20100046057A
Application number: KR1020107006053A
Authority: KR
Inventors: 다츠야 나카가이토; 슈사쿠 다카기; 사이지 마츠오카; 신지로 가네코
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2007-10-25
Filing date: 2008-10-23
Publication date: 2010-05-04
Also published as: EP2202327A1; KR20130012153A; CN101821419B; US20140335374A1; TW200927990A; TWI406966B; EP3696292B1; EP3696292A1; KR101399741B1; CA2697226C; CA2697226A1; EP2202327A4; US9458521B2; CN101821419A; US20100218857A1; WO2009054539A1; EP2202327B1

Abstract

TS-El 밸런스가 높고, 신장 플랜지성이 우수하고, 또한 YR 이 낮아 가공성이 우수하고, 또한 내충격 특성도 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 질량% 로, C : 0.05 ∼ 0.3 %, Si : 0.01 ∼ 2.5 %, Mn : 0.5 ∼ 3.5 %, P : 0.003 ∼ 0.100 %, S : 0.02 % 이하, Al : 0.010 ∼ 1.5 %, N : 0.007 % 이하를 함유하고, 추가로 Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 합계로 0.01 ∼ 0.2 % 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한, 면적률로, 페라이트를 20 ∼ 87 %, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 합계로 3 ∼ 10 %, 템퍼링 마르텐사이트를 10 ∼ 60 % 함유하고, 상기 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 제 2 상의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖는 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

Description

가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-DIP ZINC PLATED STEEL SHEET EXCELLENT IN WORKABILITY AND PROCESS FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차, 전기 등의 산업분야에서 사용되는 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경의 보전의 견지로부터, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 이 때문에, 차체 재료인 강판을 고강도화하여 박육화 (薄肉化), 차체 그 자체를 경량화하는 움직임이 활발해지고 있다. 차체 재료의 고강도화는, 자동차의 충돌시의 안전성 향상에도 연결되므로, 고강도 강판의 차체 재료에 대한 적용이 적극적으로 추진되고 있다. 그러나, 일반적으로는 강판의 고강도화는 강판의 연성 (延性) 의 저하, 즉 가공성의 저하를 초래하기 때문에, 고강도와 고가공성을 겸비하며, 또한 내식성도 우수한 용융 아연 도금 강판이 요망되고 있다.

이와 같은 요망에 대해, 지금까지, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 DP (Dual Phase) 강이나 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성을 사용한 TRIP (Transformation Induced Plasticity) 강 등의 복합 조직형 고강도 용융 아연 도금 강판이 개발되어 있다.

비특허문헌 1 에는, 페라이트-마르텐사이트 2 상 조직강이 우수한 내충격 특성을 나타내는 것이 나타나 있다. 그러나, 페라이트-마르텐사이트 2 상 조직강은 r 값이 1.0 미만이고, 딥 드로잉성이 낮기 때문에, 적용할 수 있는 분야가 한정된다.

특허문헌 1 에는, 질량% 로, C : 0.05 ∼ 0.15 %, Si : 0.3 ∼ 1.5 %, Mn 1.5 ∼ 2.8 %, P : 0.03 % 이하, S : 0.02 % 이하, Al : 0.005 ∼ 0.5 %, N : 0.0060 % 이하, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 추가로 (Mn %)/(C %)

15 또한 (Si %)/(C %)

4 를 만족하고, 페라이트 중에 체적률로 3 ∼ 20 % 의 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 함유하는 가공성이 양호한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 제안되어 있다. 그러나, 이러한 복합 조직형 고강도 용융 아연 도금 강판은, 1 축 인장으로 구해지는 신장 El 은 높지만, 구멍 확대 가공 등에서 필요한 신장 플랜지성이 떨어진다는 문제가 있다.

그래서, 특허문헌 2 에는, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판으로서 질량% 로, C : 0.02 ∼ 0.30 %, Si : 1.50 % 이하, Mn : 0.60 ∼ 3.0 %, P : 0.20 % 이하, S : 0.05 % 이하, Al : 0.01 ∼ 0.10 %, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을, Ac₃ 변태점 이상으로 열간 압연 후, 산세, 냉간 압연하고, 연속 소둔 용융 아연 도금 라인에 있어서, 재결정 온도 이상 또한 Ac₁ 변태점 이상으로 가열 유지하고, 그 후, 용융 아연욕에 이를 때까지의 동안에 있어서, Ms 점 이하로 급랭시켜, 강판 중에 부분적 혹은 전체 부분 마르텐사이트를 생성시키고, 이어서, Ms 점 이상의 온도로서 적어도 용융 아연욕 온도 및 합금화 노 온도로 가열하여 부분적 혹은 전부 템퍼링 마르텐사이트를 생성시키는 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 평11-279691호 일본 공개특허공보 평6-93340호

「철과 강」, vol.83 (1997) p 748

특허문헌 2 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판에서는, 우수한 신장 플랜지성이 얻어진다. 그러나, 1 축 인장으로 구해지는 인장 강도 TS 와 El 의 곱, 즉 TS-El 밸런스가 낮다는 문제가 있다. 항복 강도 YS 와 TS 의 비인 항복비YR(=YS/TS) 가 높아 가공성이 떨어진다는 문제가 있다. 또, 자동차의 충돌시의 안전성에 있어 필요한 내충격 특성이 떨어진다는 문제가 있다.

본 발명은, TS-El 밸런스가 높고, 신장 플랜지성이 우수하며, 또한 YR 이 낮은 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또, 본 발명은, TS-El 밸런스가 높고, 신장 플랜지성이 우수하며, 또한 내충격 특성도 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, TS-El 밸런스가 높고, 구체적으로는 TS×El

19000 MPa·%, 신장 플랜지성이 우수하고, 구체적으로는 후술하는 구멍 확대율 λ

70 %, 또한 YR 이 낮은, 구체적으로는 YR<75 % 인 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판에 대해 예의 검토를 거듭한 바, 이하에 관한 것을 알아냈다.

i) 성분 조성을 적정화한 후에, 면적률로, 페라이트를 20 ∼ 87 %, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 합계로 3 ∼ 10 %, 템퍼링 마르텐사이트를 10 ∼ 60 % 함유하는 마이크로 조직으로 함으로써, 우수한 신장 플랜지성뿐만 아니라, 높은 TS-El 밸런스와 낮은 YR 을 달성할 수 있다.

ii) 이러한 마이크로 조직은, 소둔시에 750 ∼ 950 ℃ 의 가열 온도로부터 (Ms 점 -100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 온도역으로 강제 냉각시키고, 그 후 재가열하여, 용융 아연 도금을 실시함으로써 얻어진다. 여기에서, Ms 점이란, 오스테나이트로부터 마르텐사이트 변태가 개시되는 온도로서, 냉각시의 강의 선팽창 계수의 변화로부터 구할 수 있다.

본 발명은, 이와 같은 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 질량% 로, C : 0.05 ∼ 0.3 %, Si : 0.01 ∼ 2.5 %, Mn : 0.5 ∼ 3.5 %, P : 0.003 ∼ 0.100 %, S : 0.02 % 이하, Al : 0.010 ∼ 1.5 %, N : 0.007 % 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한, 면적률로, 페라이트를 20 ∼ 87 %, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 합계로 3 ∼ 10 %, 템퍼링 마르텐사이트를 10 ∼ 60 % 함유하는 마이크로 조직을 갖는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제공한다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에는, 필요에 따라 추가로 질량% 로, Cr : 0.005 ∼ 2.00 %, Mo : 0.005 ∼ 2.00 %, V : 0.005 ∼ 2.00 %, Ni : 0.005 ∼ 2.00 %, Cu : 0.005 ∼ 2.00 % 에서 선택되는 적어도 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 함유해도 된다. 또한, 필요에 따라 질량 % 로, Ti : 0.01 ∼ 0.20 %, Nb : 0.01 ∼ 0.20 % 에서 선택되는 1 종 또는 2 종의 원소나 B : 0.0002 ∼0.005 % 나 Ca : 0.001 ∼ 0.005 %, REM : 0.001 ∼ 0.005 % 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 함유해도 된다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에서는, 아연 도금을 합금화 아연 도금으로 할 수도 있다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 예를 들어, 상기 성분 조성을 갖는 슬래브를, 열간 압연, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고, 상기 냉연 강판에, 750 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 가열하여 10 s 이상 유지한 후, 750 ℃ 로부터 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 -100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 온도역으로 냉각시키고, 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 재가열하여 1 ∼ 600 s 유지하는 조건에서 소둔을 실시한 후, 용융 아연 도금을 실시하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 의해 제조할 수 있다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에서는, 용융 아연 도금 한 후에, 아연 도금을 합금화 처리할 수도 있다.

본 발명에 의해, TS-El 밸런스가 높고, 신장 플랜지성이 우수하고, 또한 YR 이 낮은 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있게 되었다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판을 자동차 차체에 적용함으로써, 자동차의 경량화나 내식성 향상뿐만 아니라, 충돌 안전성 향상을 도모할 수 있다.

본 발명자들은, TS-El 밸런스가 높고, 구체적으로는 TS×El

50 %, 또한 내충격 특성도 우수한, 구체적으로는 후술하는 흡수 에너지 AE 와 TS 의 비 AE/TS

0.063 이 되는 고강도 용융 아연 도금 강판에 대해 예의 검토를 거듭한 바, 이하에 관한 것을 알아냈다.

iii) 성분 조성을 적정화한 다음, 면적률로, 페라이트를 20 ∼ 87 %, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 합계로 3 ∼ 10 %, 템퍼링 마르텐사이트를 10 ∼ 60 % 함유하고, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 제 2 상의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 이하인 마이크로 조직으로 함으로써, 우수한 신장 플랜지성뿐만 아니라, 높은 TS-El 밸런스와 우수한 내충격 특성을 달성할 수 있다.

iv) 이러한 마이크로 조직은, 소둔시에 500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역을 10 ℃/s 이상의 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 ∼ (Ac₃ 변태점 + 30 ℃) 의 온도역으로 가열하여 10 s 이상 유지하고 변태에 의해 미세한 오스테나이트를 생성시킨 후, (Ms 점 - 100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 온도역으로 강제 냉각시키고, 그 후 재가열하여, 다시 용융 아연 도금을 실시함으로써 얻어진다. 여기에서, Ms 점이란, 오스테나이트로부터 마르텐사이트 변태가 개시되는 온도로서, 냉각시의 강의 선팽창 계수의 변화로부터 구할 수 있다.

본 발명은, 이와 같은 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 질량% 로, C : 0.05 ∼ 0.3 %, Si : 0.01 ∼ 2.5 %, Mn : 0.5 ∼ 3.5 %, P : 0.003 ∼ 0.100 %, S : 0.02 % 이하, Al : 0.010 ∼ 1.5 %, 또한 Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 합계로 0.01 ∼ 0.2 % 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한, 면적률로, 페라이트를 20 ∼ 87 %, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 합계로 3 ∼ 10 %, 템퍼링 마르텐사이트를 10 ∼ 60 % 함유하고, 상기 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 제 2 상의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖는 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제공한다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에는, 추가로 필요에 따라 질량% 로, Cr : 0.005 ∼ 2.00 %, Mo : 0.005 ∼ 2.00 %, Ni : 0.005 ∼ 2.00 %, Cu : 0.005 ∼ 2.00 % 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 함유해도 된다. 또한, 필요에 따라 질량% 로, B : 0.0002 ∼ 0.005 % 나 Ca : 0.001 ∼ 0.005 %, REM : 0.001 ∼ 0.005 % 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 함유해도 된다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 예를 들어, 상기의 성분 조성을 갖는 슬래브를, 열간 압연, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고, 상기 냉연 강판에, 500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 ∼ (Ac₃ 변태점 + 30 ℃) 의 온도역으로 가열하여 10 s 이상 유지한 후, 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 - 100 ℃) ∼ (Ms 점 - 200 ℃) 의 온도역으로 냉각시키고, 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 재가열하여 1 ∼ 600 s 유지하는 조건에서 소둔을 실시한 후, 용융 아연 도금을 실시하는 제조 방법에 의해 제조할 수 있다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에서는, 용융 아연 도금한 후에, 아연 도금을 합금화 처리할 수도 있다.

본 발명에 의해, TS-El 밸런스가 높고, 신장 플랜지성이 우수하며, 또한 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있게 되었다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판을 자동차 차체에 적용함으로써, 자동차의 경량화나 내식성 향상뿐만 아니라, 충돌시의 안전성 향상을 도모할 수 있다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

이하에, 본 발명의 상세를 설명한다. 또한, 성분 원소의 함유량을 나타내는「%」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량%」를 의미한다.

1) 성분 조성

C : 0.05 ∼ 0.3 %

C 는, 오스테나이트를 안정화시키는 원소로서, 페라이트 이외의 마르텐사이트 등의 제 2 상을 생성시켜 TS 를 상승시킴과 함께, TS-El 밸런스를 향상시키기 위해서 필요한 원소이다. C 량이 0.05 % 미만에서는, 페라이트 이외의 제 2 상의 확보가 어려워져, TS-El 밸런스가 저하된다. 한편, C 량이 0.3 % 를 초과하면, 용접성이 열화된다. 따라서, C 량은 0.05 ∼ 0.3 %, 바람직하게는 0.08 ∼ 0.15 % 로 한다.

Si : 0.01 ∼ 2.5 %

Si 는, 강을 고용 강화하여, TS-El 밸런스를 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, Si 량을 0.01 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Si 량이 2.5 % 를 초과하면, El 의 저하나 표면 성상, 용접성의 열화를 초래한다. 따라서, Si 량은 0.01 ∼ 2.5 %, 바람직하게는 0.7 ∼ 2.0 % 로 한다.

Mn : 0.5 ∼ 3.5 %

Mn 은, 강의 강화에 유효하고, 마르텐사이트 등의 제 2 상의 생성을 촉진하는 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, Mn 량을 0.5 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn 량이 3.5 % 를 초과하면, 제 2 상의 과잉된 증가나 고용 강화에 의한 페라이트의 연성 열화가 현저해져, 가공성이 저하된다. 따라서, Mn 량은 0.5 ∼ 3.5 %, 바람직하게는 1.5 ∼ 3.0 % 로 한다.

P : 0.003 ∼ 0.100 %

P 는, 강의 강화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, P 량을 0.003 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, P 량이 0.100 % 를 초과하면, 입계 편석에 의해 강을 취화시켜,내충격 특성을 열화시킨다. 따라서, P 량은 0.003 ∼ 0.100 % 로 한다.

S : 0.02 % 이하

S 는, MnS 등의 개재물로서 존재하며, 내충격 특성이나 용접성을 열화시키기 때문에, 그 양은 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 그러나, 제조 비용의 면에서 S 량은 0.02 % 이하로 한다.

Al : 0.010 ∼ 1.5 %

Al 은, 페라이트를 생성시켜, TS-El 밸런스를 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, Al 량을 0.010 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Al 량이 1.5 % 를 초과하면, 연속 주조시의 슬래브 균열의 위험성이 높아진다. 따라서, Al 량은 0.010 ∼ 1.5 % 로 한다.

N : 0.007 % 이하

N 은, 강의 내시효성을 열화시키는 원소이다. N 량이 0.007 % 를 초과하면, 내시효성의 열화가 현저해진다. 따라서, N 량은 0.007 % 이하로 하지만, 적을수록 바람직하다.

Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 적어도 1 종 : 합계로 0.01 ∼ 0.2 %

Ti, Nb, V 는, 각각 TiC, NbC, VC 등으로서 석출하고, 강의 조직을 미세화하는 데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소의 함유량을 합계로 0.01 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소의 함유량이 합계로 0.2 % 를 초과하면, 석출물이 과잉이 되어, 연성의 저하를 초래한다. 따라서, Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소의 함유량은 합계로 0.01 ∼ 0.2 % 로 한다.

잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이지만, 이하의 이유로, 필요에 따라 Cr : 0.005 ∼ 2.00 %, Mo : 0.005 ∼ 2.00 %, V : 0.005 ∼ 2.00 %, Ni : 0.005 ∼ 2.00 %, Cu : 0.005 ∼ 2.00 %, Ti : 0.01 ∼ 0.20 %, Nb : 0.01 ∼ 0.20 %, B : 0.0002 ∼ 0.005 %, Ca : 0.001 ∼ 0.005 %, REM : 0.001 ∼ 0.005 % 가 함유되어도 된다.

Cr, Mo, V, Ni, Cu : 각각 0.005 ∼ 2.00 %

Cr, Mo, V, Ni, Cu 는, 소둔시에 있어서의 가열 온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제하고, 마르텐사이트 등의 생성을 촉진하여 강을 강화시키는 데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, Cr, Mo, V, Ni, Cu 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소의 함유량을 0.005 % 로 할 필요가 있다. 한편, Cr, Mo, V, Ni, Cu 각각의 원소의 함유량이 2.00 % 를 초과하면, 그 효과가 포화되어 비용 상승을 초래한다. 따라서, Cr, Mo, V, Ni, Cu 의 함유량은 각각 0.005 ∼ 2.00 % 로 한다.

Ti, Nb : 각각 0.01 ∼ 0.20 %

Ti, Nb 는, 탄질화물을 형성하고, 강을 석출 강화에 의해 고강도화하는 데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, Ti, Nb 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소의 함유량을 0.01 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti, Nb 각각의 원소의 함유량이 0.20 % 를 초과하면, 과도하게 고강도화되어 연성이 저하된다. 따라서, Ti, Nb 함유량은 각각 0.01 ∼ 0.20 % 로 한다.

B : 0.0002 ∼ 0.005 %

B 는, 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 생성을 억제하고, 마르텐사이트 등의 제 2 상을 생성시켜 고강도화를 도모하는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, B 량을 0.0002 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, B 량이 0.005 % 를 초과하면, 그 효과가 포화되어, 비용 상승을 초래한다. 따라서, B 량은 0.0002 ∼ 0.005 % 로 한다.

Ca, REM : 각각 0.001 ∼ 0.005 %

Ca, REM 은, 모두 황화물의 형태 제어에 의해 가공성을 개선시키는 데 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻으려면, Ca, REM 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소의 함유량을 0.001 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ca, REM 각각의 원소의 함유량이 0.005 % 를 초과하면, 강의 청정도에 악영향을 미칠 우려가 있다. 따라서, Ca, REM 의 함유량은 각각 0.001 ∼ 0.005 % 로 한다.

2) 마이크로 조직

페라이트의 면적률 : 20 ∼ 87 %

페라이트는, TS-El 밸런스를 향상시킨다. TS×El

19000 MPa·% 로 하려면, 페라이트의 면적률을 20 % 이상, 바람직하게는 50 % 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 이하의 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률이 합계로 3 % 이상 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 10 % 이상으로부터, 페라이트의 면적률의 상한은87 % 이다.

마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률 : 합계로 3 ∼ 10 %

마르텐사이트나 잔류 오스테나이트는, 강의 강화에 기여할 뿐만 아니라, TS-El 밸런스를 향상시킨다. 또, YR 을 저하시킨다. 이와 같은 효과를 얻으려면, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률을 합계로 3 % 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률이 합계로 10 % 를 초과하면, 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률은 합계로 3 ∼ 10 % 로 한다.

템퍼링 마르텐사이트의 면적률 : 10 ∼ 60 %

템퍼링 마르텐사이트는, 템퍼링전의 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트에 비하여 신장 플랜지성에 대한 악영향이 적기 때문에, λ

50 % 의 우수한 신장 플랜지성을 유지하면서 고강도화를 도모하는 데 유효한 제 2 상이다. 이와 같은 효과를 얻으려면, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 10 % 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 60 % 를 초과하면, TS×El

19000 MPa·% 가 얻어지지 않는다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 10 ∼ 60 % 로 한다.

마르텐사이트와 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 제 2 상의 평균 결정 입경 : 3 ㎛ 이하 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 제 2 상의 존재는, 내충격 특성 향상에 유효하게 작용한다. 특히, 이 제 2 상의 평균 결정 입경을 3 ㎛ 이하로 하면, AE/TS

0.063 을 달성할 수 있다. 따라서, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 제 2 상의 평균 결정 입경은 3 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트 이외의 제 2 상으로서 펄라이트나 베이나이트도 포함할 수 있지만, 상기의 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이나 제 2 상의 평균 결정 입경이 만족되면, 본 발명의 목적을 달성할 수 있다. 또, 신장 플랜지성의 관점에서, 펄라이트의 면적률은 3 % 이하인 것이 바람직하다.

여기에서, 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이란, 관찰 면적에서 차지하는 각 상 (相) 의 면적의 비율에 관한 것으로, 강판의 판 두께 단면을 연마 후, 3 % 나이탈로 부식시키고, 판 두께 1/4 의 위치를 SEM (주사 전자현미경) 으로 1000 ∼ 3000 배의 배율로 관찰하고, 시판되는 화상 처리 소프트를 사용하여 구하였다. 또, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 제 2 상의 총면적을 제 2 상의 총개수로 나누고, 제 2 상 1 개당의 평균 면적을 구하고, 그 제곱근을 제 2 상의 평균 결정 입경으로 하였다.

3) 제조 조건 1

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 예를 들어, 상기의 성분 조성을 갖는 슬래브를, 열간 압연, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고, 상기 냉연 강판에, 750 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 가열하여 10 s 이상 유지한 후, 750 ℃ 로부터 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 -100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 온도역으로 냉각시키고, 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 재가열하여 1 ∼ 600 s 유지하는 조건에서 소둔을 실시한 후, 용융 아연 도금을 실시함으로써 제조할 수 있다.

소둔시의 가열 조건 : 750 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 10 s 이상 유지

소둔시의 가열 온도가 750 ℃ 미만, 혹은 유지 시간이 10 s 미만에서는, 오스테나이트의 생성이 불충분해져, 그 후의 냉각으로 충분한 양의 마르텐사이트 등의 제 2 상을 확보할 수 없게 된다. 또, 가열 온도가 950 ℃ 를 상회하면 오스테나이트가 조대화되고, 냉각시의 페라이트의 생성이 억제되어, 면적률로 20 % 이상의 페라이트를 얻을 수 없게 된다. 따라서, 소둔시의 가열은, 750 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 10 s 이상으로 유지한다. 유지 시간의 상한은, 특별히 규정되지 않지만, 600 s 이상의 유지를 실시해도, 그 효과가 포화되어 비용 상승을 초래하므로, 유지 시간은 600 s 미만으로 하는 것이 바람직하다.

소둔시의 냉각 조건 : 750 ℃ 로부터 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 -100℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 온도역으로 냉각 가열 후에는, 750 ℃ 로부터 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있는데, 이것은, 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만이면, 펄라이트가 다량으로 생성되어, 필요한 양의 템퍼링 마르텐사이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않기 때문이다. 냉각 속도의 상한은, 특별히 규정되지 않지만, 강판 형상이 악화되거나 (Ms 점 -100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 냉각 정지 온도역으로 냉각을 제어하는 것이 곤란해지기 때문에, 200 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 냉각 정지 온도는, 그 후의 재가열, 용융 아연 도금, 도금상의 합금화 처리시에 생성되는 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트의 양을 제어하는 본 발명에서 가장 중요한 조건의 하나이다. 즉, 냉각 정지시에 마르텐사이트와 미변태 오스테나이트의 양이 정해지고, 그 후의 열처리로, 마르텐사이트가 템퍼링 마르텐사이트가 되고, 미변태 오스테나이트가 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 되어, 강의 강도, TS-El 밸런스, 신장 플랜지성, YR 을 좌우한다. 냉각 정지 온도가 (Ms 점 -100 ℃) 를 초과하면, 마르텐사이트 변태가 불충분해지고, 미변태 오스테나이트의 양이 많아져, 최종적으로 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률이 합계로 10 % 를 초과하여 신장 플랜지성이 저하된다. 한편, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 -200 ℃) 미만에서는, 오스테나이트의 대부분이 마르텐사이트 변태하고, 미변태 오스테나이트의 양이 적어져, 최종적으로 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률이 합계로 3 % 미만이 되어, TS-El 밸런스가 열화되거나 YR 이 증가된다. 따라서, 소둔시의 냉각은 750 ℃ 로부터 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 -100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 온도역으로 냉각의 조건으로 실시할 필요가 있다.

소둔시의 재가열 조건 : 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 1 ∼ 600 s 유지 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 -100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 온도역으로 냉각 후에는, 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 1 s 이상 유지의 재가열을 실시함으로써, 냉각시 생성된 마르텐사이트가 템퍼링되고, 면적률로 10 ∼ 60 % 의 템퍼링 마르텐사이트가 생성되어, 우수한 신장 플랜지성을 유지하면서 고강도화를 달성할 수 있다. 재가열 온도가 350 ℃ 미만 혹은 유지 시간이 1 s 미만에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 10 % 미만이 되어 신장 플랜지성이 열화된다. 또, 재가열 온도가 600 ℃ 를 초과하거나 혹은 유지 시간이 600 s 를 초과하면, 냉각시 생성된 미변태 오스테나이트가 펄라이트나 베이나이트로 변태하고, 최종적으로 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률이 합계로 3 % 미만이 되어, TS-El 밸런스가 열화 되거나 YR 이 증가된다. 따라서, 소둔시의 재가열은, 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 1 ∼ 600 s 유지 조건으로 실시할 필요가 있다.

그 밖의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정되지 않지만, 이하의 조건으로 실시하는 것이 바람직하다.

슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법 (造塊法), 박슬래브 주조법에 의해 제조할 수도 있다. 슬래브를 열간 압연하려면, 슬래브를 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재가열하여 열간 압연을 실시해도 되고, 슬래브를 실온까지 냉각시키지 않고 가열로에 장입 (裝入) 하여 열간 압연을 실시할 수도 있다. 혹은 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 열간 압연하는 에너지 절약 프로세스도 적용할 수 있다. 슬래브를 가열하는 경우에는, 탄화물을 용해시키거나 압연 하중의 증대를 방지하기 위해, 1100 ℃ 이상으로 가열하는 것이 바람직하다. 또, 스케일 손실의 증대를 방지하기 위해, 슬래브의 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

슬래브를 열간 압연할 때에는, 압연 온도의 확보 관점에서, 조압연 후의 조 (粗) 바를 가열할 수도 있다. 또, 조 바끼리를 접합하여, 마무리 압연을 연속적으로 실시하는, 이른바 연속 압연 프로세스를 적용할 수 있다. 마무리 압연은, 냉간 압연·소둔 후의 가공성을 저하시키거나 이방성을 증대시키는 원인이 되는 밴드 조직의 형성을 방지하기 위해, Ar₃ 변태점 이상의 마무리 온도에서 실시한다. 또, 압연 하중의 저감이나 형상·재질의 균일화를 위해서, 마무리 압연의 전체 패스 혹은 일부의 패스로 마찰 계수가 0.10 ∼ 0.25 가 되는 윤활 압연을 실시하는 것이 바람직하다.

열간 압연 후의 강판은, 온도 제어나 탈탄 방지의 관점에서, 450 ∼ 700 ℃의 권취 온도로 권취하는 것이 바람직하다.

권취 후의 강판은, 스케일을 산세 등에 의해 제거한 후, 바람직하게는 압하율 40 % 이상으로 냉간 압연되고, 상기의 조건으로 소둔되어 용융 아연 도금이 실시된다.

용융 아연 도금은, 아연 도금을 합금화하지 않는 경우에는 Al 량을 0.12 ∼ 0.22 % 함유하거나, 혹은 아연 도금을 합금화하는 경우에는 Al 량을 0.08 ∼ 0.18 % 함유하는 440 ∼ 500 ℃ 의 도금욕 중에 강판을 침지 후, 가스 와이핑 등에 의해 도금 부착량을 조정하여 실시한다. 아연 도금을 합금화하는 경우에는, 그 후, 다시 450 ∼ 600 ℃ 에서 1 ∼ 30 초간의 합금화 처리를 실시한다.

용융 아연 도금을 실시한 후의 강판, 혹은 추가로 아연 도금의 합금화 처리를 실시한 후의 강판에는, 형상 교정이나 표면 조도의 조정 등을 목적으로 조질 (調質) 압연을 실시할 수 있다. 또, 수지나 유지 코팅 등의 각종 도장 처리를 실시할 수도 있다.

4) 제조 조건 2

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 예를 들어, 상기의 성분 조성을 갖는 슬래브를, 열간 압연, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고, 상기 냉연 강판에, 500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 ∼ (Ac₃ 변태점 + 30 ℃) 의 온도역으로 가열하여 10 s 이상 유지한 후, 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 -100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 온도역으로 냉각시키고, 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 재가열하여 1 ∼ 600 s 유지하는 조건에서 소둔을 실시한 후, 용융 아연 도금을 실시함으로써 제조할 수 있다.

소둔시의 승온 조건 : 500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 승온 속도로 승온

소둔시의 승온 속도는, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 제 2 상의 평균 결정 입경을 미세하게 하기 위한 중요한 조건이다. 본 발명의 성분 조성을 갖는 강에서는, Ti, Nb, V 의 미세 탄화물에 의해 재결정이 억제되는데, 500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 승온 속도로 승온하면, 거의 재결정이 일어나지 않고 그 후의 Ac₁ 변태점 이상의 온도역으로 가열된다. 그 때문에, 가열시에는 미재결정 페라이트의 오스테나이트 변태가 일어나 미세한 오스테나이트가 생성되므로, 냉각, 재가열 후의 제 2 상의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 이하가 되어, AE/TS

0.063 의 우수한 내충격 특성이 얻어진다. 한편, 500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역의 평균 승온 속도가 10 ℃/s 미만에서는, 승온 중의 500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역에서 재결정이 일어나, 재결정 페라이트가 어느 정도 입성장하고 나서 오스테나이트 변태하기 때문에, 오스테나이트의 미세화가 도모되지 않아, 제 2 상의 평균 결정 입경을 3 ㎛ 이하로 할 수 없게 된다. 따라서, 500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역을 10 ℃/s 이상, 바람직하게는 20 ℃/s 이상의 평균 승온 속도로 승온할 필요가 있다.

소둔시의 가열 조건 : Ac₁ 변태점 ∼ (Ac₃ 변태점 + 30 ℃) 의 온도역으로 10 s 이상 유지

소둔시의 가열 온도가 Ac₁ 변태점 미만, 혹은 유지 시간이 10 s 미만에서는, 오스테나이트의 생성이 일어나지 않거나, 혹은 불충분해지고, 그 후의 냉각으로 충분한 양의 마르텐사이트 등의 제 2 상을 확보할 수 없게 된다. 한편, 가열 온도가 (Ac₃ 변태점 + 30 ℃) 를 초과하면, 오스테나이트의 입성장이 현저하고, 오스테나이트의 미세화가 도모되지 않는다. 또, 오스테나이트 입자의 입성장에 의해, 냉각시의 페라이트의 생성이 억제되고, 면적률로 20 % 이상의 페라이트를 얻을 수 없게 된다. 따라서, 소둔시의 가열은, Ac₁ 변태점 ∼ (Ac₃ 변태점 + 30 ℃) 의 온도역으로 10 s 이상 유지 조건으로 실시할 필요가 있다. 또한, 유지 시간은, 오스테나이트의 조대화 억제나 에너지 비용의 관점에서, 300 s 이하로 하는 것이 바람직하다.

소둔시의 냉각 조건 : 가열 온도로부터 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 -100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 온도역으로 냉각 가열 후에는, 가열 온도로부터 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있는데, 이것은, 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만이면, 펄라이트가 다량으로 생성되어, 필요한 양의 템퍼링 마르텐사이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않기 때문이다. 냉각 속도의 상한은, 특별히 규정되지 않지만, 강판 형상이 악화되거나 (Ms 점 -100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 냉각 정지 온도역으로 냉각을 제어하는 것이 곤란해지기 때문에, 200 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

냉각 정지 온도는, 그 후의 재가열, 용융 아연 도금, 도금상의 합금화 처리시에 생성되는 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트의 양을 제어하는 본 발명에서 가장 중요한 조건의 하나이다. 즉, 냉각 정지시에 마르텐사이트와 미변태 오스테나이트의 양이 정해지고, 그 후의 열처리로, 마르텐사이트가 템퍼링 마르텐사이트가 되고, 미변태 오스테나이트가 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 되어, 강의 강도, TS-El 밸런스, 신장 플랜지성을 좌우한다. 냉각 정지 온도가 (Ms 점 -100 ℃) 를 초과하면, 마르텐사이트 변태가 불충분지고, 미변태 오스테나이트의 양이 많아져, 최종적으로 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률이 합계로 10 % 를 초과하여 신장 플랜지성이 저하된다. 한편, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 -200 ℃) 미만에서는, 오스테나이트의 대부분이 마르텐사이트 변태하고, 미변태 오스테나이트의 양이 적어져, 최종적으로 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률이 합계로 3 % 미만이 되어, TS-El 밸런스가 열화된다. 따라서, 소둔시의 냉각은, 가열 온도로부터 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 -100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 온도역으로 냉각의 조건으로 실시할 필요가 있다.

소둔시의 재가열 조건 : 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 1 ∼ 600 s 유지

10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 -100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 온도역으로 냉각 후에는, 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 1 s 이상 유지의 재가열을 실시함으로써, 냉각시에 생성된 마르텐사이트가 템퍼링되고, 면적률로 10 ∼ 60 % 의 템퍼링 마르텐사이트가 생성되어, 우수한 신장 플랜지성을 유지하면서 고강도화를 달성할 수 있다. 재가열 온도가 350 ℃ 미만 혹은 유지 시간이 1 s 미만에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 10 % 미만이 되어, 신장 플랜지성이 열화된다. 또, 재가열 온도가 600 ℃ 를 초과하거나 혹은 유지 시간이 600 s 를 초과하면, 냉각시 생성된 미변태 오스테나이트가 펄라이트나 베이나이트로 변태하고, 최종적으로 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률이 합계로 3 % 미만이 되어, TS-El 밸런스가 열화된다. 따라서, 소둔시의 재가열은, 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 1 ∼ 600 s 유지 조건으로 실시할 필요가 있다.

슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박슬래브 주조법에 의해 제조할 수도 있다. 슬래브를 열간 압연하려면, 슬래브를 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재가열하여 열간 압연을 실시해도 되고, 슬래브를 실온까지 냉각시키지 않고 가열로에 장입하여 열간 압연을 실시할 수도 있다. 혹은 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 열간 압연하는 에너지 절약 프로세스도 적용할 수 있다. 슬래브를 가열하는 경우에는, 탄화물을 용해시키거나 압연 하중의 증대를 방지하기 위해, 1100 ℃ 이상으로 가열하는 것이 바람직하다. 또, 스케일 손실의 증대를 방지하기 위해, 슬래브의 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

슬래브를 열간 압연할 때에는, 압연 온도의 확보의 관점에서, 조압연 후의 조 바를 가열할 수도 있다. 또, 조 바끼리를 접합하여, 마무리 압연을 연속적으로 실시하는, 이른바 연속 압연 프로세스를 적용할 수 있다. 마무리 압연은, 냉간 압연·소둔 후의 가공성을 저하시키거나 이방성을 증대시키는 원인이 되는 밴드 조직의 형성을 방지하기 위해, Ar₃ 변태점 이상의 마무리 온도로 실시한다. 또, 압연 하중의 저감이나 형상·재질의 균일화를 위해서, 마무리 압연의 전체 패스 혹은 일부의 패스로 마찰 계수가 0.10 ∼ 0.25 가 되는 윤활 압연을 실시하는 것이 바람직하다.

용융 아연 도금을 실시한 후의 강판, 혹은 도금의 합금화 처리를 실시한 후의 강판에는, 형상 교정이나 표면 조도의 조정 등을 목적으로 조질 압연을 실시할 수 있다. 또, 수지나 유지 코팅 등의 각종 도장 처리를 실시할 수도 있다.

실시예

실시예 1

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강 A ∼ S 를 전로 (轉爐) 에 의해 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 한 후, 마무리 온도 900 ℃ 에서 판 두께 3.0 mm 로 열간 압연을 실시하여, 압연 후 10 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각시키고, 600 ℃ 의 권취 온도로 권취하였다. 이어서, 산세 후, 판 두께 1.2 mm 로 냉간 압연하고, 연속 용융 아연 도금 라인에 의해, 표 2, 3 에 나타내는 소둔 조건으로 소둔 후, 460 ℃ 의 도금욕 중에 침지하고, 부착량 35 ∼ 45 g/㎡ 의 도금을 형성하고, 520 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하여 냉각 속도 10 ℃/초로 냉각시키고, 도금 강판 1 ∼ 44 를 제작하였다. 또한, 표 2, 3 에 나타내는 바와 같이, 일부의 도금 강판에서는 합금화 처리를 실시하지 않았다. 그리고, 얻어진 도금 강판에 대해, 상기의 방법으로 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 측정하였다. 또, 압연 방향과 직각 방향으로 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여, JIS Z 2241 에 준거하여 인장 시험을 실시하였다. 또한, 150 mm×150 mm 의 시험편을 채취하여, JFST 1001 (철련 규격) 에 준거하여 구멍 확대 시험을 3 회 실시하여 평균의 구멍 확대율 λ (%) 을 구하여 신장 플랜지성을 평가하였다.

결과를 표 4, 5 에 나타낸다. 본 발명예인 도금 강판은, 모두 TS×El

19000 MPa·% 로 TS-El 밸런스가 높고, 구멍 확대율 λ

70 % 로 신장 플랜지성이 우수하고, YR < 75 % 로 YR 이 낮은 것을 알 수 있다.

실시예 2

표 6 에 나타내는 성분 조성의 강 AA∼ AL 를 전로에 의해 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 한 후, 마무리 온도 900 ℃ 에서 판 두께 3.0 mm 로 열간 압연을 실시하여, 압연 후 10 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각시키고, 600 ℃ 의 권취 온도로 권취하였다. 이어서, 산세 후, 판 두께 1.2 mm 로 냉간 압연하고, 연속 용융 아연 도금 라인에 의해, 표 7 에 나타내는 소둔 조건으로 소둔 후, 460 ℃ 의 도금욕 중에 침지하고, 부착량 35 ∼ 45 g/㎡ 의 도금층을 형성하고, 520 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하여 냉각 속도 10 ℃/초로 냉각시키고, 도금 강판 101 ∼ 130 을 제작하였다. 또한, 표 7 에 나타내는 바와 같이, 일부의 도금 강판에서는 합금화 처리를 실시하지 않았다. 그리고, 얻어진 도금 강판에 대해, 상기의 방법으로 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률 및 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 제 2 상의 평균 결정 입경을 측정하였다. 또, 압연 방향과 직각 방향으로 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여, JIS Z 2241 에 준거하여 인장 시험을 실시하여 TS×El 을 구하였다. 또한 150 mm×150 mm 의 시험편을 채취하여, JFST 1001 (철련 규격) 에 준거하여 구멍 확대 시험을 3 회 실시하여 평균의 구멍 확대율 λ(%) 을 구하여 신장 플랜지성을 평가하였다. 또한, 비특허문헌 1 에 기재된 방법에 따라, 압연 방향과 직각 방향으로 평행부의 폭 5 mm, 길이 7 mm 의 시험편을 채취하여, 변형 속도 2000/s 로 인장 시험을 실시하여, 측정된 응력-진변형 곡선을 변형량 0 ∼ 10 % 의 범위에서 적분하여 흡수 에너지 AE 를 산출하고, AE/TS 를 구하여 내충격 특성을 평가하였다.

결과를 표 8, 표 9 에 나타낸다. 본 발명예인 도금 강판은, 모두 TS×El

19000 MP a·% 로 TS-El 밸런스가 높고, 구멍 확대율 λ

50 % 로 신장 플랜지성이 우수하고, AE/TS

0.063 로 내충격 특성도 우수한 것을 알 수 있다.

Claims

질량% 로, C : 0.05 ∼ 0.3 %, Si : 0.01 ∼ 2.5 %, Mn : 0.5 ∼ 3.5 %, P : 0.003 ∼ 0.100 %, S : 0.02 % 이하, Al : 0.010 ∼ 1.5 %, N : 0.007 % 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한, 면적률로, 페라이트를 20 ∼ 87 %, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 합계로 3 ∼ 10 %, 템퍼링 마르텐사이트를 10 ∼ 60 % 함유하는 마이크로 조직을 갖는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로 질량% 로, Cr : 0.005 ∼ 2.00 %, Mo : 0.005 ∼ 2.00 %, V : 0.005 ∼ 2.00 %, Ni : 0.005 ∼ 2.00 %, Cu : 0.005 ∼ 2.00 % 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로 질량% 로, Ti : 0.01 ∼ 0.20 %, Nb : 0.01 ∼ 0.20 % 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로 질량% 로, B : 0.0002 ∼ 0.005 % 를 함유하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로 질량% 로, Ca : 0.001 ∼ 0.005 %, REM : 0.001 ∼ 0.005 % 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
아연 도금이 합금화 아연 도금인 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브에, 열간 압연, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고, 상기 냉연 강판에, 750 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 가열하여 10 s 이상 유지한 후, 750 ℃ 로부터 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 -100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 온도역으로 냉각시키고, 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 재가열하여 1 ∼ 600 s 유지하는 조건에서 소둔을 실시한 후, 용융 아연 도금을 실시하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 7 항에 있어서,
용융 아연 도금을 실시한 후, 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
질량% 로, C : 0.05 ∼ 0.3 %, Si : 0.01 ∼ 2.5 %, Mn : 0.5 ∼ 3.5 %, P : 0.003 ∼ 0.100 %, S : 0.02 % 이하, Al : 0.010 ∼ 1.5 %, 또한 Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 합계로 0.01 ∼ 0.2 % 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한, 면적률로, 페라이트를 20 ∼ 87 %, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 합계로 3 ∼ 10 %, 템퍼링 마르텐사이트를 10 ∼ 60 % 함유하고, 상기 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 제 2 상의 평균 결정 입경이 3 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖는 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 9 항에 있어서,
추가로 질량% 로, Cr : 0.005 ∼ 2.00 %, Mo : 0.005 ∼ 2.00 %, Ni : 0.005 ∼ 2.00 %, Cu : 0.005 ∼ 2.00 % 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 9 항 또는 제 10 항에 있어서,
추가로 질량% 로, B : 0.0002 ∼ 0.005 % 를 함유하는 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 9 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로 질량% 로, Ca : 0.001 ∼ 0.005 %, REM : 0.001 ∼ 0.005 % 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 9 항 내지 제 12 항 중 어느 한 항에 있어서,
아연 도금이 합금화 아연 도금인 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 9 항 내지 제 12 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브에, 열간 압연, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고, 상기 냉연 강판에, 500 ℃ ∼ Ac₁ 변태점의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac₁ 변태점 ∼ (Ac₃ 변태점 + 30 ℃) 의 온도역으로 가열하여 10 s 이상 유지한 후, 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Ms 점 -100 ℃) ∼ (Ms 점 -200 ℃) 의 온도역으로 냉각시키고, 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 재가열하여 1 ∼ 600 s 유지하는 조건에서 소둔을 실시한 후, 용융 아연 도금을 실시하는 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 14 항에 있어서,
용융 아연 도금을 실시한 후, 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.