KR20140031337A - 합금화 용융 아연 도금층 및 그것을 가진 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

합금화 용융 아연 도금층 및 그것을 가진 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

고강도 강판을 모재로서 사용한 합금화 용융 아연 도금 강판으로서 모재 강판에 대한 도금층의 밀착성을 확실하고 충분히 향상시킨 합금화 용융 아연 도금 강판, 및 그 제조 방법을 제공한다.
소정의 성분 조성의 고강도 강으로 이루어지는 모재 강판에, 합금화 용융 아연 도금층이 형성되고, 그 합금화 용융 아연 도금층에 있어서의 평균 Fe량이 8.0 내지 12.0%의 범위 내로 되며, 또한 그 도금층 내에 있어서의 모재 강판과의 계면 근방의 Fe량(내측 근방 Fe량)과 도금층 외표면 근방의 Fe량(외측 근방 Fe량)과의 차의 절대값 ΔFe가, 0.0 내지 3.0%의 범위 내에 있는 합금화 용융 아연 도금 강판. 또한, 그 제법으로서 용융 아연 도금 및 합금화 처리 종료 후, 도금층 내의 Fe 농도 구배를 평탄화하기 위한 도금층 내 확산 처리를 실시한다.

Description

합금화 용융 아연 도금층 및 그것을 가진 강판 및 그 제조 방법{ALLOYED HOT-DIP ZINC COAT LAYER, STEEL SHEET HAVING SAME, AND METHOD FOR PRODUCING SAME}
본 발명은 고강도 강판을 모재로 하여, 그 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 형성한 합금화 용융 아연 도금층 및 도금 강판에 관한 것으로, 특히 모재 강판에 대한 아연 도금층의 밀착성을 개선한 합금화 용융 아연 도금층 및 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 자동차의 외판(바디 시트), 또는 건설 기계, 기타 건축·토목 구조물 등의 각종 부품이나 구조물에 사용되는 강판에 대한 고강도화의 요구가 높아지고 있어서, 인장 최대 응력 900 MPa 이상의 고강도 강판도 사용되고 있다. 또한, 이러한 용도의 강판은 옥외에서 사용되는 경우가 많기 때문에, 우수한 내식성이 요구되는 것이 통상이다.
종래, 이와 같은 용도의 강판으로서는, 용융 아연 도금을 실시한 용융 아연 도금 강판이 널리 사용되고 있다. 또한, 용융 아연 도금 후에, 도금층을 Zn의 융점 이상의 온도로 가열하여 모재 강판 중으로부터 Fe를 도금층 중에 확산시켜, 도금층을 Zn－Fe 합금 주체의 층으로 하는 합금화 처리를 실시한 합금화 용융 아연 도금 강판도, 최근에는 폭 넓게 이용되게 되었다. 이러한 종류의 합금화 용융 아연 도금 강판은 합금화 처리를 실시하지 않은 용융 아연 도금 강판과 비교하여, 표면 외관이나 내식성이 우수한 것이 알려져 있다.
그런데, 자동차의 외판 등의 용도에 있어서는 프레스 가공에 의하여 판의 주변부에 가혹한 굽힘 가공(헤밍 가공)을 실시하는 것이 통상이며, 또한 자동차 외판 뿐만 아니라, 그 밖의 용도에 있어서도, 프레스 가공에 의하여 가혹한 굽힘 가공이나, 구멍확장 가공 등을 실시하여 사용하는 것이 많다. 그리고, 종래의 합금화 용융 아연 도금 강판에 가혹한 굽힘 가공이나 구멍확장 가공 등을 실시하였을 경우, 그 가공 부분에서, 도금층이 모재 강판으로부터 박리되어 버리는 경우가 있었다. 이와 같이 도금층이 박리되면, 그 부분의 내식성이 없어져서, 모재 강판에 조기에 부식, 녹이 발생하는 문제가 있다. 또한, 도금층의 박리에는 이르지 않더라도, 도금층과 모재 강판과의 밀착성이 없어져서, 그 부분에 약간이라도 공극이 생기면, 그 공극에 바깥 공기나 수분이 침수하여, 도금층에 의한 방식 기능이 없어지고, 상기와 같이 모재 강판에 조기에 부식, 녹이 발생하게 된다. 이에 이와 같은 가혹한 굽힘 가공 등을 실시하여 사용되는 용도로서는, 모재 강판에 대한 도금층의 밀착성이 우수한 합금화 용융 아연 도금층 및 도금 강판의 개발이 강하게 요망되고 있다.
합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서의 모재 강판에 대한 도금층의 밀착성을 향상시키는 방책으로서는, 이미 여러 가지 제안되어 있으며, 그 몇 가지 예를 특허 문헌 1 내지 8에 나타낸다.
특허 문헌 1: 일본 공개 특허 공보 2009－68061호 특허 문헌 2: 일본 공개 특허 공보 2008－26678호 특허 문헌 3: 일본 공개 특허 공보 2005－256041호 특허 문헌 4: 일본 공개 특허 공보 2002－173756호 특허 문헌 5: 일본 공개 특허 공보 평9－13147호 특허 문헌 6: 일본 공개 특허 공보 평6－235077호 특허 문헌 7: 일본 공개 특허 공보 2002－146503호 특허 문헌 8: 일본 공개 특허 공보 평5－311371호
전술한 바와 같이 굽힘 가공 등이 실시되어 사용되는 합금화 용융 아연 도금층 및 도금 강판으로서는, 모재 강판에 대한 도금층의 밀착성이 우수한 것이 바람직하지만, 특허 문헌 1 내지 8에 나타내는 바와 같은 종래의 밀착성 향상책으로는 아직 불충분하고, 특히 헤밍 굽힘 가공이나 구멍확장 가공과 같이, 극히 가혹한 가공을 하여 사용하는 경우에는 도금층의 박리를 확실하고 안정적으로 방지하는 것은 곤란하였다.
예를 들면, 특허 문헌 7은 용융 아연 도금을 하기 전에, 굽힘 가공 등을 함으로써, 도금 피막의 요철부가 해소될 수 있다고 기술하고 있다. 이것은 도금 전에 굽힘 가공 등을 함으로써, 모재 계면에서의 우선 핵 생성 사이트를 다수 생기게 하여, 합금화를 촉진하기 때문이라고 추측하고 있다. 다만, 도금 처리 공정의 후에, 굽힘 가공을 실시하여, 도금층 내의 Fe 농도를 관리하는 것에 대하여는 기재도 시사도 하고 있지 않다.
또한, 특허 문헌 8은 도금한 후에 가열 합금화할 때에 굽힘 가공을 함으로써, 합금화 속도를 향상시킬 수 있다고 기술하고 있다. 이것은 굽힘 가공에 의하여, Fe－Zn 합금화 속도를 저하시키는 Fe－Al－Zn에 크랙을 일으켜, Fe－Zn 합금화가 촉진되기 때문이다. 다만, 가열 합금화시의 온도에 대하여는 전혀 기재되어 있지 않고, 온도를 조정하여 도금층 내의 Fe 농도를 관리하는 것에 대한 기재도 시사도 되어 있지 않다.
본 발명은 이상의 사정을 배경으로 하여 이루어진 것으로, 고강도 강판을 모재로서 사용한 합금화 용융 아연 도금층 및 도금 강판으로서 모재 강판에 대한 도금층의 밀착성을 확실하고 충분히 향상시킨 합금화 용융 아연 도금층 및 도금 강판을 제공하는 동시에, 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 하고 있다.
본 발명자들은 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서의 도금층의 밀착성에 대하여 여러 가지 실험, 검토를 거듭한 결과, 합금화한 용융 아연 도금층 내에 있어서의, 그 도금층의 두께 방향의 Fe량의 농도 구배가 모재 강판에 대한 도금층의 밀착성에 큰 영향을 미치고 있는 것을 밝혀내었다. 즉, 용융 아연 도금층에 합금화 처리를 실시한 경우, 모재 강판 중으로부터 도금층 내로 Fe가 확산하여, 도금층이 Zn－Fe 합금 주체의 조직이 되지만, 이 때, Fe의 확산은 모재 강판측으로부터 진행되기 때문에, 합금화 처리 후의 도금층 중의 Fe 농도는 모재 강판에 가까운 쪽에서 크고, 도금층 외표면측에서 작아지는 것이 일반적이다. 한편, 합금화 아연 도금층을 구성하고 있는 Zn－Fe 합금은 Fe 농도가 낮을수록 연질이며, 반대로 Fe 농도가 높을수록 취화된다. 그 때문에 전술한 바와 같은 Fe의 농도 구배에 의하여 외표면 근방의 Fe 농도가 낮아지면, 그 외표면은 연질이 되기 때문에, 프레스 가공시에 있어서 금형에 응착하여, 프레이킹이라 불리는 박편상의 박리가 발생하기 쉬워진다. 반대로 전술한 Fe 농도 구배에 의하여, 모재 강판과의 계면 근방에서 Fe 농도가 높아져서, 그 부분이 취화되면, 가혹한 가공을 실시하였을 경우에 그 영역 내에서 도금층의 파괴가 일어나서, 파우더링이라 불리는 가루 형태의 박리가 발생하기 쉬워진다.
이와 같은 지견에 기초하여, 추가로 실험, 검토를 진행한 결과, 용융 아연 도금층의 합금화 처리 후에, 모재 강판으로부터 도금층으로의 Fe의 확산이 가능한 한 생기지 않도록 하면서, 도금층 중에 있어서의 Fe를 그 층 내에서 확산시키는 처리를 실시함으로써, 도금층 중의 Fe 농도의 구배를 적게(Fe 농도의 경사를 평탄화)하여, 도금층 중의 Fe 농도가 그 두께 방향의 어느 부분에서도, 내박리성이 우수한 최적의 농도(10% 전후)가 되도록 평준화할 수 있고, 또한 그에 따라서, 모재 강판에 대한 합금화 용융 아연 도금층의 밀착성을 종래보다 현격히 향상시킬 수 있는 것을 밝혀내고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
본 발명은 이상과 같은 신규한 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 기본적으로는 고강도 강판을 모재로 하여 그 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 형성한 도금 강판으로서, 그 도금층 중의 Fe 농도 구배를 평탄화함으로써, 모재 강판에 대한 도금층의 밀착성을 개선한 합금화 용융 아연 도금층 및 도금 강판을 제공하는 것이다. 또한, 본 발명은 용융 아연 도금층 중의 Fe 농도 구배를 작게 하기 위한 처리 공정을 넣은 합금화 용융 아연 도금층의 제조 방법을 제공하는 것이다.
따라서 본 발명이 요지로 하는 것은 아래와 같다.
(1) 모재 강판의 표면에 형성되는 합금화 용융 아연 도금층으로서, 그 합금화 용융 아연 도금층에 있어서의 평균 Fe량이 8.0 내지 12.0%의 범위 내이고, 또한 그 합금화 용융 아연 도금층 내에 있어서의, 모재 강판과의 계면으로부터 도금층 외표면을 향하여 도금층 두께의 1/8의 위치의 Fe량(내측 근방 Fe량)과 도금층 두께의 7/8의 위치의 Fe량(외측 근방 Fe량)과의 차 ΔFe의 절대값이 0.0 내지 3.0%의 범위 내에 있는 합금화 용융 아연 도금층.
(2) 질량%로,
C: 0.050 내지 0.300%,
Si: 0.10 내지 2.50%,
Mn: 0.50 내지 3.50%,
P: 0.001 내지 0.030%,
S: 0.0001 내지 0.0100%,
Al: 0.005 내지 1.500%,
O: 0.0001 내지 0.0100%,
N: 0.0001 내지 0.0100%,
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 모재 강판의 표면에, (1)에 기재된 합금화 용융 아연 도금층을 형성한 합금화 용융 아연 도금 강판.
(3) 상기 모재 강판이, 질량%로, 또한
Cr: 0.01 내지 2.00%,
Ni: 0.01 내지 2.00%,
Cu: 0.01 내지 2.00%,
Ti: 0.005 내지 0.150%,
Nb: 0.005 내지 0.150%,
V: 0.005 내지 0.150%,
Mo: 0.01 내지 1.00%,
B: 0.0001 내지 0.0100%,
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 상기 (2)의 합금화 용융 아연 도금 강판.
(4) 상기 모재 강판이, 또한
Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을, 합계로 0.0001 내지 0.5000% 함유하는 상기 (2) 또는 (3)의 합금화 용융 아연 도금 강판.
(5) 상기 합금화 용융 아연 도금층의 표면에, P 산화물 및/또는 P를 함유하는 복합 산화물로 이루어지는 피막이 형성되어 있는 상기 (2) 내지 (4)의 어느 하나의 합금화 용융 아연 도금 강판.
(6) 질량%로, 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금을 실시하여, 용융 아연 도금 강판을 얻는 용융 아연 도금 공정과,
상기 용융 아연 도금 공정에 의하여 형성된 용융 아연 도금층을 470 내지 650℃의 범위 내의 온도로 가열하여, 합금화 용융 아연 도금층을 형성하고 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 합금화 처리 공정과,
합금화 처리 공정의 후에, 상기 합금화 용융 아연 도금 강판을, 250 내지 450℃의 범위 내의 온도에 체류시키고, 또한 그 온도 범위 내에 있어서, 1회 이상의 굽힘-굽힘 되돌림 가공을 실시하여, 합금화 용융 아연 도금층 내에서 Fe를 확산시키는 합금화 용융 아연 도금층 내 확산 처리 공정을 가진 합금화 용융 도금층의 제조 방법.
(7) 상기 합금화 용융 아연 도금층 내 확산 처리 공정 후의 합금화 용융 아연 도금층에 있어서의 평균 Fe량이 8.0 내지 12.0%의 범위 내에 있고, 또한 그 합금화 용융 아연 도금층 내에 있어서의, 모재 강판과의 계면으로부터 도금층 외표면을 향하여 도금층 두께의 1/8의 위치의 Fe량(내측 근방 Fe량)과, 도금층 두께의 7/8의 위치의 Fe량(외측 근방 Fe량)과의 차 ΔFe의 절대값이 0.0 내지 3.0%의 범위 내에 있는 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻는, 상기 (6)의 합금화 용융 아연 도금층의 제조 방법.
(8) 상기 합금화 용융 아연 도금층 내 확산 처리 공정에 있어서, 상기 굽힘 가공은 강판의 표면에 있어서의 최대 인장 변형량이 0.0007 내지 0.0910의 범위가 되도록 실시한 상기 (6) 또는 (7)의 합금화 용융 아연 도금층의 제조 방법.
(9) 상기 합금화 용융 아연 도금층 내 확산 처리 공정 후, 상기 합금화 용융 아연 도금층의 표면에, P 산화물 및/또는 P를 함유하는 복합 산화물로 이루어지는 피막을 형성하기 위한 인산계 피막 처리를 실시한 상기 (6) 내지 (8)의 어느 하나의 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(10) 상기 모재 강판으로서 질량%로,
C: 0.050 내지 0.300%,
Si: 0.10 내지 2.50%,
Mn: 0.50 내지 3.50%,
P: 0.001 내지 0.030%,
S: 0.0001 내지 0.0100%,
Al: 0.005 내지 1.500%,
O: 0.0001 내지 0.0100%,
N: 0.0001 내지 0.0100%,
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 모재 강판을 사용하는 것을 특징으로 하는 (6) 내지 (9) 중 어느 하나의 합금화 용융 아연 도금층의 제조 방법.
(11) 상기 모재 강판으로서, 질량%로, 또한
Cr: 0.01 내지 2.00%,
Ni: 0.01 내지 2.00%,
Cu: 0.01 내지 2.00%,
Ti: 0.005 내지 0.150%,
Nb: 0.005 내지 0.150%,
V: 0.005 내지 0.150%,
Mo: 0.01 내지 1.00%,
B: 0.0001 내지 0.0100%,
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 강판을 사용한 상기 (10)의 합금화 용융 아연 도금층의 제조 방법.
(12) 상기 모재 강판으로서 질량%로, 또한
Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을, 합계로 0.0001 내지 0.5000% 함유하는 강판을 사용한, 상기 (10) 또는 (11)의 합금화 용융 아연 도금층의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 강판, 특히 고강도 강판을 모재로서 사용한 합금화 용융 아연 도금층 및 도금 강판으로서 모재 강판에 대한 도금층의 밀착성을 확실하고 충분히 향상시킨 아연 도금층 및 도금 강판을 얻을 수 있고, 그 때문에 굽힘 가공이나 구멍확장 가공 등의 가혹한 가공이 실시되는 용도에 있어서도, 도금층이 파괴되어 박리되거나 하는 것을 유효하게 방지할 수 있다.
도 1은 도금층 중의 평균 Fe량 및 ΔFe량의 절대값과, 도금층 외관과의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 발명에 의한 합금화 아연 도금 강판에 있어서의 인장 강도와 연신과의 관계를 나타내는 그래프이다.
이하에, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.
본 발명의 합금화 용융 아연 도금층 및 도금 강판은 기본적으로는 소정의 성분 조성을 가진 고강도 강판을 모재로 하고, 그 모재 강판의 표면에, 합금화 용융 아연 도금층을 형성한 것이다. 또한, 특히 합금화 용융 아연 도금층에 있어서, 그 도금층 내에 있어서의 평균 Fe량을 규정할 뿐만 아니라, 그 도금층의 두께 방향의 Fe 농도 분포(Fe 농도 구배)를 규정한 것이다.
즉, 합금화 용융 아연 도금층은 용융 아연 도금에 의하여 모재 강판의 표면에 Zn 도금층을 형성한 후, Zn의 융점 이상의 온도로 재가열하고, 모재 강판 중의 Fe를 도금층 내에 확산시키는 합금화 처리를 실시함으로써 형성되는 합금층으로, Zn－Fe 합금을 주체로 하는 구성으로 되어 있다. 또한, 본 발명에서는, 합금화 용융 아연 도금층 중에 있어서의 평균 Fe량을, 질량%로 8.0 내지 12.0%의 범위 내로 하고, 또한 합금화 용융 아연 도금층 내에 있어서의 두께 방향의 Fe 농도 구배 조건으로서, 외측 근방 Fe량과 내측 근방 Fe량과의 차 ΔFe의 절대값을 0.0 내지 3.0%의 범위 내로 규정하고 있다. 이에 조건의 한정 이유에 대하여 설명한다.
〔도금층 내에 있어서의 평균 Fe량：8.0 내지 12.0%〕
합금화 용융 아연 도금층 내에 있어서의 평균 Fe량이 8.0% 미만이면 도금층이 연질이 되어, 프레스 가공의 금형에 응착하기 쉬워지고, 그 결과, 프레스 가공시에 있어서 프레이킹(박편상의 박리)이 발생하기 쉬워진다. 이에 도금층의 평균 Fe량은 내프레이킹성의 관점에서, 8.0% 이상으로 할 필요가 있다. 좋기로는, 9.0% 이상으로 한다. 한편, 합금화 용융 아연 도금층 내에 있어서의 평균 Fe량이 12.0%를 넘으면, 도금층이 취화되어 파괴되기 쉬워지고, 프레스 가공시에 파우더링(분말상의 박리)이 발생하기 쉬워진다. 이에 도금층의 평균 Fe량은 내파우더링성의 관점에서, 12.0% 이하로 할 필요가 있다. 좋기로는, 11.0% 이하로 한다. 이와 같이, 평균 Fe 농도를 8.0 내지 12.0%의 범위 내, 좋기로는, 9.0 내지 11.0%의 범위 내로 함으로써, 프레이킹 및 파우더링이 모두 발생하기 어려워져, 도금층의 밀착성이 양호해진다.
〔도금층 내의 Fe 농도 구배 조건: ΔFe의 절대값　0.0 내지 3.0%〕
이미 설명한 바와 같이, 합금화 처리 후의 용융 아연 도금층에는 그 두께 방향에 큰 Fe 농도 구배가 존재하는 것이 일반적이다. 그 Fe 농도 구배는 일반적으로는 모재 강판과의 계면 부근에서 Fe 농도가 높고, 도금층의 외표면 부근에서 Fe 농도가 낮아지는 경향을 나타낸다. 또한, Fe 농도가 낮은 표면 근방 영역에서는 도금층이 연질이 되고, 프레스 가공시에 금형과 응착하여, 프레이킹 박리가 발생하기 쉬워진다. 한편, Fe 농도가 낮은 모재 강판과의 계면 근방에서는 도금층이 취화되어, 파우더링 박리가 발생하기 쉬워진다. 따라서 어느 경우에도, 가혹한 가공을 하였을 경우에 도금층의 박리가 발생하기 쉬워진다. 이에, 본 발명에서는 도금층 내에 있어서의 Fe 농도 구배를 작게 하여, 그 두께 방향의 어느 부분에서도, 프레이킹 또는 파우더링이 발생하기 어려운 최적의 Fe 농도(8.0 내지 12.0%, 좋기로는, 9.0 내지 11.0%)가 되도록 Fe 농도 구배 조건을 규정하였다. 즉, 모재 강판과의 계면 근방의 Fe량(내측 근방 Fe량)과, 도금층 외표면 근방의 Fe량(외측 근방 Fe량)과의 차 ΔFe의 절대값을, 0.0 내지 3.0%의 범위 내로 규정하였다. 이 때, 내측 근방 Fe량이란, 모재 강판과의 계면으로부터 도금층의 외표면을 향하여, 도금층의 전체 두께의 1/8의 위치에서의 Fe량을 의미하고, 또한, 외측 근방 Fe량이란, 모재 강판과의 계면으로부터 도금층의 외표면을 향하여, 도금층의 전체 두께의 7/8의 위치(즉, 도금층 외표면으로부터는 모재 강판과의 계면을 향하여 도금층의 전체 두께의 1/8의 위치)에서의 Fe량을 의미한다.
이 때, ΔFe의 절대값이 3.0%를 넘으면, 도금층의 밀착성을 개선하는 효과를 충분히 얻을 수 없다. 이에 ΔFe의 절대값을 0.0 내지 3.0%의 범위 내로 규정하였다. ΔFe의 절대값이 3.0% 이하이면, 가혹한 가공을 하더라도, 도금층에 프레이킹 또는 파우더링에 의한 박리가 발생할 우려가 적어지고, 도금층의 밀착성이 개선된다. 또한, 더 확실하게 밀착성 개선 효과를 얻으려면 ΔFe의 절대값을 2.0% 이하로 하는 것이 좋고, 또한, 1.5% 이하로 하는 것이 더 좋다.
또한, 합금화 용융 아연 도금층의 부착량은 특별히 한정하지 않지만, 내식성의 관점에서, 20 g/㎡ 이상, 경제성의 관점에서 150 g/㎡ 이하인 것이 좋다.
또한, 합금화 용융 아연 도금층은 Zn를 주체로서 Fe가 합금화된 것이지만, Zn, Fe 외에, 소량의 Al, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, REM의 1종 또는 2종 이상을 함유하고 있어도, 본 발명의 효과는 저해되지 않고, 그 양에 따라서는 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다.
다음으로 본 발명의 합금화 아연 도금 강판의 모재로서 사용되는 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 기재에 대하여, 「%」는 모두 질량%를 나타내는 것으로 한다.
〔C：0.050 내지 0.300%〕
C는 고강도 강판의 강도를 높이기 위하여 함유된다. 그러나, C의 함유량이 0.300%를 넘으면, 용접성이 불충분하게 된다. 용접성의 관점에서는 C의 함유량은 0.250% 이하인 것이 좋고, 0.220% 이하인 것이 더 좋다. 한편, C의 함유량이 0.050% 미만이면 강도가 저하하고, 900 MPa 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 강도를 한층 더 높이려면 C의 함유량은 0.075% 이상인 것이 좋고, 0.100% 이상인 것이 더 좋다.
〔Si：0.10 내지 2.50%〕
Si는 강판에 있어서의 철계 탄화물의 생성을 억제하고, 강도와 성형성을 높이는 원소이다. 그러나, Si의 함유량이 2.50%를 넘으면, 강판이 취화하여 연성이 열화(劣化)된다. 연성의 관점에서는 Si의 함유량은 2.20% 이하인 것이 좋고, 2.00% 이하인 것이 더 좋다. 한편, Si의 함유량이 0.10% 미만에서는 도금층의 합금화 처리 중에 조대한 철계 탄화물이 다량으로 생성되고, 강도 및 성형성이 열화된다. 그 관점에서는 Si의 하한 값은 0.30% 이상인 것이 좋고, 0.45% 이상이 더 좋다.
〔Mn：0.50 내지 3.50%〕
Mn는 강판의 강도를 높이기 위하여 첨가된다. 그러나, Mn의 함유량이 3.50%를 넘으면, 강판의 판 두께 중앙부에 조대한 Mn 농화부가 생기고, 취화가 일어나기 쉬워져서, 주조한 슬라브가 갈라지는 등의 문제가 발생하기 쉽다. 또한, Mn의 함유량이 3.50%를 넘으면, 용접성도 열화된다. 따라서 Mn의 함유량은 3.50% 이하로 할 필요가 있다. 용접성의 관점에서는 Mn의 함유량은 3.20% 이하인 것이 좋고, 3.00% 이하인 것이 더 좋다. 한편, Mn의 함유량이 0.50% 미만이면, 소둔 후의 냉각 중에 연질의 조직이 다량으로 형성되기 때문에, 900 MPa 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어려워지므로, Mn의 함유량은 0.50% 이상으로 할 필요가 있다. 강도를 더 높이려면 Mn의 함유량은 1.50% 이상인 것이 좋고, 1.70% 이상인 것이 더 좋다.
〔P：0.001 내지 0.030%〕
P는 강판의 판 두께 중앙부에 편석하는 경향이 있고, 용접부를 취화시킨다. P의 함유량이 0.030%를 넘으면, 용접부가 큰 폭으로 취화하기 때문에, P의 함유량의 상한은 0.030%로 하였다. 한편 P의 함유량을 0.001% 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하기 때문에, 0.001%를 하한 값으로 하였다.
〔S：0.0001 내지 0.0100%〕
S는 용접성 및 주조시 및 열연시의 생산성에 악영향을 미친다. 이 때문에 S의 함유량의 상한 값을 0.0100% 이하로 하였다. 또한, S는 Mn와 결합되어 조대한 MnS를 형성하여, 연성이나 연신 플랜지성을 저하시키기 때문에, 0.0050% 이하로 하는 것이 좋고, 0.0025% 이하로 하는 것이 더 좋다. 한편 S의 함유량을 0.0001% 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하기 때문에, 0.0001%를 하한 값으로 하였다.
〔Al：0.005 내지 1.500%〕
Al는 철계 탄화물의 생성을 억제하여 강판의 강도 및 성형성을 높인다. 그러나, Al의 함유량이 1.500%를 넘으면, 용접성이 악화되기 때문에, Al의 함유량의 상한을 1.500%로 하였다. 또한, 이 관점에서, Al의 함유량은 1.200% 이하로 하는 것이 좋고, 0.900% 이하로 하는 것이 더 좋다. 또한, Al는 탈산재로서도 유효한 원소이지만, Al의 함유량이 0.005% 미만이면 탈산재로서의 효과를 충분히 얻을 수 없기 때문에, Al의 함유량의 하한은 0.005%로 하였다. 탈산의 효과를, 더 충분히 얻으려면 Al량은 0.010% 이상으로 하는 것이 좋다.
〔N: 0.0001 내지 0.0100%〕
N는 조대한 질화물을 형성하고, 연성 및 연신 플랜지성을 열화시키기 때문에, 그 첨가량을 억제할 필요가 있다. N의 함유량이 0.0100%를 넘으면, 그 경향이 현저해지기 때문에, N 함유량의 상한을 0.0100%로 하였다. 또한, N은 용접시의 블로우 홀 발생의 원인이 되기 때문에, 그 함유량이 적은 것이 좋다. N의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, N의 함유량을 0.0001% 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하므로 0.0001% 이상으로 하였다.
〔O：0.0001 내지 0.0100%〕
O는 산화물을 형성하고, 연성 및 연신 플랜지성을 열화시키기 때문에, 함유량을 억제할 필요가 있다. O의 함유량이 0.0100%를 넘으면, 연신 플랜지성의 열화가 현저하게 되므로, O 함유량의 상한을 0.0100%로 하였다. 또한, O의 함유량은 0.0080% 이하인 것이 좋고, 0.0060% 이하인 것이 더 좋다. O의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, O의 함유량을 0.0001% 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하기 때문에, 0.0001%를 하한으로 하였다.
그 외, 본 발명의 합금화 용융 아연 도금 강판의 모재 강판에는, 필요에 따라서 이하의 원소가 첨가되어 있어도 좋다.
〔Cr: 0.01 내지 2.00%〕
Cr는 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신하여 첨가하여도 좋다. Cr의 함유량이 2.00%를 넘으면, 열간에서의 가공성이 저해되어, 생산성이 저하하므로, Cr의 함유량은 2.00% 이하로 하였다. Cr의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cr 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻으려면, Cr의 함유량은 0.01% 이상인 것이 좋다.
〔Ni: 0.01 내지 2.00%〕
Ni는 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신하여 첨가하여도 좋다. Ni의 함유량이 2.00%를 넘으면, 용접성이 저해되므로, Ni의 함유량은 2.00% 이하로 하였다. Ni의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Ni 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻으려면, Ni의 함유량은 0.01% 이상인 것이 좋다.
〔Cu: 0.01 내지 2.00%〕
Cu는 미세한 입자로서 강 중에 존재하는 것에 의하여 강도를 높이는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신하여 첨가할 수 있다. Cu의 함유량이 2.00%를 넘으면, 용접성이 저해되기 때문에, Cu의 함유량은 2.00% 이하로 하였다. Cu의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cu 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻으려면, Cu의 함유량은 0.01% 이상인 것이 좋다.
〔Ti：0.005 내지 0.150%〕
Ti는 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의하여, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Ti의 함유량이 0.150%를 넘으면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화하기 때문에, Ti의 함유량은 0.150% 이하로 하였다. 성형성의 관점에서는 Ti의 함유량은 0.100% 이하인 것이 더 좋고, 0.070% 이하인 것이 더 좋다. Ti의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Ti 첨가에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻으려면, Ti의 함유량은 0.005% 이상인 것이 좋다. 강판을 더 고강도화하려면 Ti의 함유량은 0.010% 이상인 것이 더 좋고, 0.015% 이상인 것이 더 좋다.
〔Nb: 0.005 내지 0.150%〕
Nb는 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의하여, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Nb의 함유량이 0.150%를 넘으면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화하기 때문에, Nb의 함유량은 0.150% 이하로 하였다. 성형성의 관점에서는 Nb의 함유량은 0.100% 이하인 것이 더 좋고, 0.060% 이하인 것이 더 좋다. Nb의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Nb 첨가에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻으려면, Nb의 함유량은 0.005% 이상인 것이 좋다. 강판을 더 고강도화하려면 Nb의 함유량은 0.010% 이상인 것이 더 좋고, 0.015% 이상인 것이 더 좋다.
〔V: 0.005 내지 0.150%〕
V는 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의하여, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, V의 함유량이 0.150%를 넘으면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화하기 때문에, V의 함유량은 0.150% 이하로 하였다. V의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, V의 첨가에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻으려면 V의 함유량은 0.005% 이상인 것이 좋다.
〔Mo: 0.01 내지 1.00%〕
Mo는 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신하여 첨가하여도 좋다. Mo의 함유량이 1.00%를 넘으면, 열간에서의 가공성이 저해되어 생산성이 저하하므로, Mo의 함유량은 1.00% 이하로 하였다. Mo의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Mo 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻으려면 Mo의 함유량은 0.01% 이상인 것이 좋다.
〔W: 0.01 내지 1.00%〕
W는 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신하여 첨가하여도 좋다. W의 함유량이 1.00%를 넘으면, 열간에서의 가공성이 저해되어 생산성이 저하하므로, W의 함유량은 1.00% 이하가 좋다. W의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, W에 의한 고강도화를 충분히 얻으려면 W의 함유량은 0.01% 이상인 것이 좋다.
〔B：0.0001 내지 0.0100%〕
B는 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신하여 첨가하여도 좋다. B의 함유량이 0.0100%를 넘으면, 열간에서의 가공성이 저해되어 생산성이 저하하므로, B의 함유량은 0.0100% 이하로 하였다. 생산성의 관점에서는 B의 함유량은 0.0050% 이하인 것이 더 좋고, 0.0030% 이하인 것이 더 좋다. B의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, B의 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻으려면, B의 함유량을 0.0001% 이상으로 하는 것이 좋다. 더 고강도화하려면, B의 함유량이 0.0003% 이상인 것이 더 좋고, 0.0005% 이상인 것이 더 좋다.
또한, 본 발명의 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서의 모재 강판으로서는, 그 밖의 원소로서 Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.5000% 첨가하여도 좋다. 원소의 첨가 이유는 다음과 같다.
Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM는 성형성의 개선에 유효한 원소이며, 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다. 그러나, Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, 및 REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.5000%를 넘으면, 오히려 연성을 해칠 우려가 있기 때문에, 각 원소의 함유량의 합계가 0.5000% 이하인 것이 좋다. Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, 및 REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 강판의 성형성을 개선하는 효과를 충분히 얻으려면, 각 원소의 함유량의 합계가 0.0001% 이상인 것이 좋다. 성형성의 관점에서는 Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, 및 REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.0005% 이상인 것이 더 좋고, 0.0010% 이상인 것이 더 좋다. 또한, REM이란, Rare　Earth　Metal의 약어이며, 란타노이드 계열에 속하는 원소를 말한다. 본 발명에 있어서, REM나 Ce는 미슈메탈로 첨가되는 경우가 많고, La나 Ce 외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. 불가피한 불순물로서 La나 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 포함하고 있더라도 본 발명의 효과는 발휘된다. 또한, 금속 La나 Ce를 첨가하더라도 본 발명의 효과는 발휘된다.
이상의 각 원소의 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 하면 좋다. 또한, 전술한 Cr, Ni, Cu, Ti, Nb, V, Mo, W, B에 대하여는 모두 상기 하한 값 미만의 미량을 불순물로서 함유하고 있는 것은 허용된다. 또한, Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM에 대하여도, 그 합계량의 하한값 미만의 극미량을 불순물로서 함유하고 있는 것은 허용된다.
다음으로 본 발명의 합금화 용융 아연 도금 강판의 모재로서 이용되는 고강도 강판의 조직에 대하여 설명한다.
본 발명의 합금화 아연 도금 강판의 모재로서 사용되는 고강도 강판은 그 미세 조직으로서 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 체적분율로, 페라이트：10 내지 75%, 베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트：10 내지 50%, 템퍼 마르텐사이트：10 내지 50%, 프레쉬 마르텐사이트：15% 이하, 잔류 오스테나이트：20% 이하를 가진 것이 좋다. 모재의 고강도 강판이 이와 같은 조직을 가진 것인 경우, 더 우수한 성형성을 가진 합금화 아연 도금 강판이 된다. 이에 다음에 이 각 조직의 바람직한 조건에 대하여 설명한다.
〔페라이트：10 내지 75%〕
페라이트는 연성의 향상에 유효한 조직이며, 강판 조직에 체적분율로 10 내지 75% 포함되어 있는 것이 좋다. 페라이트의 체적분율이 10% 미만인 경우, 충분한 연성을 얻을 수 없는 우려가 있다. 강판 조직에 포함되는 페라이트의 체적분율은 연성의 관점에서 15% 이상 포함되는 것이 더 좋고, 20% 이상 포함되는 것이 더 좋다.
한편, 페라이트는 연질의 조직이기 때문에, 체적분율이 75%를 넘으면 충분한 강도를 얻을 수 없는 경우가 있다. 강판의 인장 강도를 충분히 높이려면, 강판 조직에 포함되는 페라이트의 체적분율을 65% 이하로 하는 것이 좋고, 50% 이하로 하는 것이 더 좋다.
〔베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트：10 내지 50%〕
베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트는 강도와 연성의 균형이 우수한 조직으로, 강판 조직에 체적분율로 10 내지 50% 포함되어 있는 것이 좋다. 또한, 베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트는 연질의 페라이트와 경질의 마르텐사이트, 템퍼 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 중간의 강도를 가진 미세 조직으로, 굽힘성 및 연신 플랜지성의 관점에서 15% 이상 포함되는 것이 더 좋고, 20% 이상 포함되는 것이 더 좋다. 한편, 베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트의 체적분율이 50%를 넘으면, 항복 강도가 과도하게 높아져, 형상 동결성이 열화하기 때문에 바람직하지 않다.
〔템퍼 마르텐사이트：10 내지 50%〕
템퍼 마르텐사이트는 인장 강도를 크게 향상시키는 조직으로, 강판 조직에 체적분율로 50% 이하 포함되어 있어도 좋다. 인장 강도의 관점에서, 템퍼 마르텐사이트의 체적분율은 10% 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, 강판 조직에 포함되는 템퍼 마르텐사이트의 체적분율이 50%를 넘으면, 항복 강도가 과도하게 높아져서, 형상 동결성이 열화하기 때문에 바람직하지 않다.
〔프레쉬 마르텐사이트：15% 이하〕
프레쉬 마르텐사이트는 인장 강도를 크게 향상시키지만, 한편으로 파괴의 기점이 되어 굽힘성을 크게 열화시키기 때문에, 강판 조직에 체적분율로 15% 이하로 제한하는 것이 좋다. 굽힘성 및 연신 플랜지성을 높이려면 프레쉬 마르텐사이트의 체적분율을 10% 이하로 하는 것이 더 좋고, 5% 이하로 하는 것이 더 좋다.
〔잔류 오스테나이트：20% 이하〕
잔류 오스테나이트는 강도 및 연성을 크게 향상시키기 때문에, 20%를 상한으로 하여 강판 중에 포함되어도 좋다. 한편, 잔류 오스테나이트는 파괴의 기점이 되어 연신 플랜지성을 크게 열화시키기 때문에, 체적분율을 17% 이하로 하는 것이 좋고, 15% 이하로 하는 것이 더 좋다.
〔그 밖의 조직〕
본 발명에서 모재로 하는 고강도 강판의 강판 조직에는 펄라이트 및/또는 조대한 세멘타이트 등의, 상기 이외의 조직이 포함되어 있어도 좋다. 그러나, 고강도 강판의 강판 조직 중에 펄라이트 및/또는 조대한 세멘타이트가 많아지면, 굽힘성이 열화된다. 이 때문에, 강판 조직에 포함되는 펄라이트 및/또는 조대한 세멘타이트의 체적분율은 합계로 10% 이하인 것이 좋고, 5% 이하인 것이 더 좋다.
본 발명에 있어서 모재로서 사용하는 고강도 강판의 강판 조직에 포함되는 각 조직의 체적분율은, 예를 들면 이하에 나타내는 방법에 의하여 측정할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 체적분율은 강판의 판면에 평행 그리고 1/4 두께의 면을 관찰면으로 하여 X선 해석을 실시하여, 면적분율을 산출하고, 그것을 가지고 체적분율로 간주할 수 있다.
이 때, 각 조직, 즉, 페라이트, 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼 마르텐사이트 및 프레쉬 마르텐사이트의 체적분율은 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마, 나이탈 에칭하고, 판 두께의 1/4를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위를 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE－SEM：Field　Emission　Scanning　Electron　Microscope)으로 관찰하여 면적분율을 측정하고, 그것을 가지고 체적분율로 간주할 수 있다.
다음으로 본 발명의 합금화 용융 아연 도금층 및 도금 강판을 제조하기 위한 방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 제조 방법에 있어서는 모재 강판을 얻을 때까지의 공정은 특별히 한정되는 것이 아니며, 따라서, 여기에서는 소정의 판 두께로 이루어진 모재 강판에 합금화 용융 아연 도금층을 형성하기 위한 각 공정에 대하여 먼저 설명한다. 다만, 합금화 용융 아연 도금층을 형성하는 각 공정은 모재 강판의 제조 과정에 있어서의 냉간 압연 후의 소둔 공정, 특히 그 냉각 과정에 넣을 수도 있는데, 그러한 점에 대하여는 뒤에서 다시 모재 강판의 제조 방법에 대한 설명과 함께 설명한다.
본 발명의 합금화 용융 아연 도금층 및 도금 강판의 제조 방법에 있어서, 모재 강판 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 형성하는 프로세스는 기본적으로는 용융 아연 도금 공정과, 합금화 처리 공정과, 도금층 내 확산 처리 공정으로 이루어진다. 또한, 경우에 따라서는 도금층 내 확산 처리 공정의 후에, 인산계 피막 형성 처리를 실시하기도 한다. 이하에 공정 조건에 대하여 설명한다.
〔용융 아연 도금 공정〕
용융 아연 도금은 공지의 수법과 마찬가지로 하여, 용융 아연 도금 욕 중에 모재 강판을 연속적 또는 비연속으로 침지시킴으로써 실시하면 좋다. 이 때의 용융 아연 도금 욕의 온도는 기본적으로는 Zn의 융점(약 420℃) 이상이면 좋지만, 융점에 가까운 경우에는 욕 온도 변동에 의하여 국소적으로 Zn가 응고되어, 조업이 불안정하게 될 우려가 있으므로, 통상은 440℃ 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, 욕 온도가 480℃를 넘으면, 합금화를 저해하는 Fe－Al－Zn상이 생성될 우려가 있으므로, 통상은 480℃ 이하로 하는 것이 좋다. 또한, 용융 아연 도금 욕에는 Zn 이외에, 소량의 Al, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, REM의 1종 또는 2종 이상이 함유 또는 혼입되어 있어도 특별히 문제는 없으며, 그 양에 따라서는 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있는 것은 이미 설명한 바와 같다.
또한, 합금화 용융 아연 도금에 있어서의 도금 금속의 부착량은 내식성의 관점에서, 20 g/㎡ 이상, 경제성의 관점에서 150 g/㎡ 이하가 좋고, 이와 같은 부착량이 되도록 침지 시간(통판 속도)이나 욕 온도 등을 적절히 조정하면 좋다.
〔합금화 처리 공정〕
합금화 처리 공정은 전(前) 공정에서 모재 강판 표면에 형성된 용융 아연 도금층 중에 모재 강판으로부터 Fe를 확산시키기 위한 공정으로, 470 내지 650℃의 범위 내의 온도로 가열하여 그 범위 내의 온도로 유지하거나, 또는 470 내지 650℃의 범위 내의 온도로 가열하여 Zn의 응고 온도(약 420℃)까지 서랭하면 좋다. 이 때, 합금화 처리를 위한 가열 온도가 470℃ 미만이면, 모재 강판 중의 Fe를 도금층 내에 충분히 확산시키는 것이 곤란하게 되거나, 또는 충분한 양의 Fe의 확산을 위하여 장시간을 필요로 하게 되어, 생산성을 저해하게 된다. 한편, 합금화 처리를 위한 가열 온도가 650℃를 넘으면, 강판 내부에 조대한 철계 탄화물이 생성되는 문제가 발생한다. 이에, 합금화 처리를 위한 가열 온도는 470 내지 650℃의 범위 내로 규정하였다. 또한, 합금화 처리를, 470 내지 650℃의 범위 내의 온도로 가열 유지하는 것에 의하여 실시하는 경우, 그 유지 시간은 10 내지 120초의 범위 내로 하는 것이 좋다. 또한, 470 내지 650℃의 범위 내의 온도로 가열하여 Zn의 응고 온도(약 420℃)까지 서랭하는 경우의 서랭 시간은 15 내지 200초로 하는 것이 좋다.
〔도금층 내 확산 처리 공정〕
전 공정에서 합금화 처리가 실시된 용융 아연 도금층에는, 그 도금층 중에 Fe를 확산시켜, 도금층 중의 Fe량의 농도 구배를 작게 하기 위한 확산 처리, 즉, 모재 강판과의 계면 근방의 Fe량(내측 근방 Fe량)과 도금층 외표면 근방의 Fe량(외측 근방 Fe량)과의 차 ΔFe의 절대값을, 0.0 내지 3.0%의 범위 내로 하기 위한 처리를 실시한다. 이 도금층 내 확산 처리는 합금화 처리 후의 용융 아연 도금 강판을, 250 내지 450℃의 범위 내의 온도에 체류시키고, 또한 그 온도 범위 내에 있어서 1회 이상의 굽힘-굽힘 되돌림 가공을 하는 것이다. 이와 같이, 250 내지 450℃의 범위 내의 온도에서 1회 이상의 굽힘-굽힘 되돌림 가공을 함으로써, 모재 강판으로부터 도금층 내에의 Fe의 확산을 억제하면서, 도금층의 내부에서 Fe를 용이하게 확산시키고, 이에 의하여 도금층 중의 Fe의 농도 구배를 작게 할 수 있다. 이 때, 상기의 범위 내의 온도에서의 굽힘-굽힘 되돌림 가공에 있어서, 모재 강판으로부터의 Fe의 확산을 억제하면서, 도금층 내의 Fe를 용이하게 확산시킬 수 있는 이유는 다음과 같이 생각된다. 즉, 굽힘-굽힘 되돌림 가공을 함으로써, 주로 도금층 내에 원자 공동 및/또는 전위 등의 결함이 도입되고, 도금층 내에 있어서의 Fe 원자의 확산이 활성화되며, 한편, 모재 강판 중의 Fe 원자의 확산은 온도가 충분히 낮기 때문에 일어나지 않고, 그 때문에 모재 강판으로부터 도금층 내로의 Fe의 확산도 한정적으로 일어날 수밖에 없기 때문이다.
이 도금층 내 확산 처리에 있어서의 온도가 250℃ 미만이면, 도금층 내에 있어서의 Fe의 확산이 충분히 진행하지 않고, 한편 450℃를 넘으면, 도금층의 용융이 개시되어, 모재 강판으로부터 도금층 내에 Fe가 급속히 확산되어 버려서, Fe 농도 구배를 반대로 크게 해버릴 우려가 있고, 또 동시에 도금층의 용융에 의하여 굽힘-굽힘 되돌림 가공을 위한 롤에 용융 도금 금속이 부착되어, 굽힘-굽힘 되돌림 가공이 실제로 불가능하게 된다. 이에 도금층 내 확산 처리의 온도는 250 내지 450℃의 범위 내로 하였다.
1도의 굽힘 가공은 강판의 표면에 있어서의 최대 인장 변형량이 0.0007 내지 0.0910의 범위가 되도록 실시하는 것이 좋다. 0.0007 미만에서는 충분한 합금화 촉진화 효과를 얻을 수 없다. 합금화를 충분히 촉진하려면 최대 인장 변형량을 0.0010 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, 최대 인장 변형량이 0.0910을 넘으면, 강판의 형상이 유지되지 못하고, 평탄도가 열화된다. 강판의 형상을 양호하게 유지하려면, 최대 인장 변형량을 0.0500 이하로 하는 것이 좋고, 0.0250 이하로 하는 것이 더욱 좋다.
본 발명의 강판의 판 두께는 0.6 mm 내지 10.0 mm이다. 0.6 mm를 밑돌면 판의 형상을 충분히 평탄하게 유지하지 못하고, 10.0 mm를 넘으면 온도 제어가 곤란해져서 소정의 특성을 얻을 수 없기 때문이다.
롤 지름은 강판에 따라 굽힘 가공시의 변형량이 적당한 값이 되도록 선택할 수 있으나, 정비에 드는 비용도 감안하여, 50 mm 내지 800 mm의 범위로 하는 것이 좋다. 또한, 강판 표면에 도입되는 최대 인장 변형량은 판의 두께(t)를 롤 지름(D)과 판의 두께(t)의 합, (D＋t)로 나눈 값이다.
이와 같은 합금화 처리를 종료한 합금화 용융 아연 도금 강판은 이것을 그대로 제품판으로 하여, 자동차 외판용 등의 도장이나 프레스 가공에 제공할 수 있으나, 경우에 따라서는 또한 다음과 같은 인산 피막 처리를 실시하여도 좋다.
〔인산계 피막 형성 공정〕
이 인산계 피막 형성 공정은 도금층 내 확산 처리를 실시한 합금화 용융 아연 도금층의 표면에, P 산화물 및/또는 P를 함유하는 복합 산화물로 이루어지는 피막을 형성하기 위한 공정이다. 즉, 합금화 용융 아연 도금 강판의 프레스 성형성이나 딥 드로잉성을 높이기 위하여, 인산 또는 P 함유 산화물을 함유하는 처리액에 의하여 강판의 도금면을 처리함으로써, P를 함유하는 산화물층(인산계 피막)을 형성하고, 이에 의하여 강판의 금형에 대한 윤활성 및 응착 방지성을 부여하는 것이 종래부터 일부에서 실시되고 있는데, 본 발명의 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서도, 이러한 피막을 형성하는 처리를 실시하여도 좋으며, 그 경우에도 본 발명의 효과가 저해되는 것은 아니다. 인산계 피막 처리 공정의 구체적 조건은 특별히 한정되는 것이 아니며, 종래와 동일한 조건으로 실시하면 좋다.
다음으로, 본 발명의 합금화 용융 아연 도금 강판의 모재가 되는 고강도 강판의 제조 방법의 바람직한 형태에 대하여 설명한다. 또한, 이미 설명한 바와 같이, 모재 강판의 제조 공정 중에, 특히 냉간 압연 후의 소둔 공정의 냉각 과정에 있어서, 강판 표면에의 용융 아연 도금, 합금화 처리, 그리고 도금층 내 확산 처리를 넣을 수 있으며, 그 경우의 도금 관계의 공정에 대하여도 함께 설명한다. 또한, 이하의 모재 강판의 제조 방법의 설명에서 기재하고 있는 여러 조건은 어디까지나 바람직한 조건으로서 기재한 것이며, 모재 강판의 제조 방법이 그러한 조건에 의하여 한정되는 것은 아니다.
모재 강판으로서의 고강도 강판을 제조하려면, 먼저, 전술한 화학 성분(조성)을 가진 슬라브를 주조하고, 그 슬라브를 열간 압연한다.
열간 압연에 제공하는 슬라브는 연속 주조 슬라브나 박 슬라브 캐스터 등으로 제조한 것을 사용할 수 있다. 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법은 주조 후에 즉시 열간 압연을 실시하는 연속 주조-직접 압연(CC－DR)과 같은 프로세스에 적합하다.
열간 압연 공정에 있어서는 슬라브 가열 온도를, 1050℃ 이상으로 한다. 슬라브 가열 온도가 과도하게 낮으면, 마무리 압연 온도가 Ar3 변태점을 밑돌게 되어 페라이트 및 오스테나이트의 2상역 압연이 되고, 열연판 조직이 불균질한 혼립 조직이 되어, 냉연 및 소둔 공정을 거치더라도 불균질한 조직은 해소되지 않고, 연성이나 굽힘성이 떨어진다. 또한, 마무리 압연 온도의 저하는 과도한 압연 하중의 증가를 초래하여, 압연이 곤란해지거나 압연 후의 강판의 형상 불량을 초래할 염려가 있기 때문에, 슬라브 가열 온도는 1050℃ 이상으로 하는 것이 좋다. 슬라브 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않아도, 본 발명의 효과는 발휘되지만, 가열 온도를 과도하게 고온으로 하는 것은 경제적으로 바람직하지 않기 때문에, 슬라브 가열 온도의 상한은 1350℃ 이하로 하는 것이 좋다.
또한, 상기의 Ar3 변태점 온도는 다음의 식에 의하여 계산한다.
Ar3=901－325×C＋33×Si－92×(Mn＋Ni/2＋Cr/2＋Cu/2＋Mo/2)＋52×Al
상기 식에 있어서, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, Al는 각 원소의 함유량［질량%］를 나타낸다.
열간 압연의 마무리 압연 온도는 800℃ 또는 Ar3점의 높은 것을 하한으로 하고, 1000℃를 상한으로 한다. 마무리 압연 온도가 800℃ 미만이면, 마무리 압연시의 압연 하중이 높아져서 열간 압연이 곤란해지거나, 열간 압연 후에 얻어지는 열연 강판의 형상 불량을 초래하거나 할 염려가 있다. 또한, 마무리 압연 온도가, Ar3점 미만이면, 열간 압연이 페라이트 및 오스테나이트의 2상역 압연이 되어, 열연 강판의 조직이 불균질한 혼립 조직이 되는 경우가 있다.
한편, 마무리 압연 온도의 상한은 특별히 정하지 않아도, 본 발명의 효과는 발휘되지만, 마무리 압연 온도를 과도하게 고온으로 하였을 경우, 그 온도를 확보하기 위하여 슬라브 가열 온도를 과도하게 고온으로 하지 않으면 안 된다. 이것으로부터, 마무리 압연 온도의 상한 온도는 1000℃ 이하로 하는 것이 좋다.
마무리 압연된 강판(열연 강판)은 즉시 코일 형태로 권취하는 것이 일반적이다. 이 때, 800℃를 넘는 온도에서 권취하면, 강판 표면에 형성되는 산화물의 두께가 과도하게 증대하여, 산세성이 열화하기 때문에, 권취 온도는 750℃ 이하로 한다. 산세성을 높이려면, 권취 온도는 720℃ 이하인 것이 좋고, 700℃ 이하인 것이 더 좋다. 한편, 권취 온도가 500℃ 미만이 되면, 열연 강판의 강도가 과도하게 높아져서, 냉간 압연이 곤란해지기 때문에, 권취 온도는 500℃ 이상으로 한다. 냉간 압연의 부하를 경감하려면, 권취 온도는 550℃ 이상으로 하는 것이 좋고, 600℃ 이상으로 하는 것이 더 좋다.
이와 같이 하여 제조한 열연 강판에 대하여는 산세를 실시한다. 산세는 강판 표면의 산화물의 제거가 가능하기 때문에, 합금화 용융 아연 도금 강판의 모재로서의 강판의 용융 도금성을 향상시키는데 있어서 중요하다. 또한, 산세는 1회이어도 좋고, 복수회로 나누어서 실시하여도 좋다.
산세 후의 강판은 그대로 소둔 공정에 제공하여도 무방하지만, 압하율 35 내지 75%로 냉간 압연을 실시함으로써, 판 두께 정밀도가 높고 우수한 형상을 가진 강판을 얻을 수 있다. 압하율이 35% 미만이면 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란하고, 최종 제품의 연성이 열악하게 되기 때문에, 압하율은 35% 이상으로 한다. 한편, 압하율이 75%를 초과하는 냉연에서는 냉연 하중이 너무 커지게 되어 냉연이 곤란해진다. 이것으로부터, 압하율은 75% 이하를 상한으로 한다.
또한, 압연 패스의 횟수, 각 패스 마다의 압하율에 대하여는 특별히 한정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘된다.
다음으로, 얻은 냉연 강판에 소둔 처리를 실시한다. 이 소둔 공정 중의 냉각 과정에는 강판 표면에 대한 용융 아연 도금 처리, 합금화 처리, 그리고 도금층 내 확산 처리를 넣는 것이 좋다. 이에 이러한 도금 관계의 공정을 넣은 모재 강판의 소둔 처리에 대하여 설명한다.
소둔 처리는 최고 가열 온도가 740 내지 870℃의 범위 내가 되도록 강판을 가열하고, 계속해서 680℃까지의 평균 냉각 속도가 1.0 내지 10.0℃/초, 680℃ 내지 500℃의 범위 내에서의 평균 냉각 속도가 5.0 내지 200.0℃/초가 되도록 냉각하는 것이 좋다. 이 때, 최고 가열 온도가 870℃를 넘으면, 도금성이 현저하게 열화된다. 좋기로는, 최고 가열 온도는 850℃ 이하로 한다. 또한, 최고 가열 온도가 740℃ 미만이면 조대한 철계 탄화물이 다량으로 녹아서 남게 되어, 굽힘성이 열화된다. 좋기로는, 최고 가열 온도는 760℃ 이상으로 한다. 또한 최고 가열 온도로 가열한 후의 냉각 속도 조건이 상기의 범위를 벗어나는 경우에는 이미 설명한 바와 같은 모재 강판의 바람직한 미세 조직 조건을 만족하는 강판을 얻을 수 없게 될 우려가 있다.
위에서 설명한 바와 같이 하여, 680℃ 내지 500℃의 범위 내에서의 평균 냉각 속도가, 5.0 내지 200.0℃／초가 되도록 냉각한 후에는, 일단 350 내지 450℃까지 냉각하고, 그 후 재가열하거나, 또는 그대로 용융 아연 도금조에 강판을 침지하여, 용융 아연 도금 처리를 실시한다. 이 용융 도금 처리는 전술한〔용융 아연 도금 공정〕의 항에 기재한 조건으로 실시하면 좋다.
용융 아연 도금 처리 후에는 Zn의 응고 온도보다 낮은 온도까지 냉각하여, 강판 표면에 부착한 Zn를 응고시킨 후, 용융 아연 도금층에 대한 합금화 처리를 실시한다. 즉, 470 내지 650℃까지 재가열하고, 420℃까지 15 내지 200초 걸쳐서 서랭하여, 도금층의 합금화를 진행시킨다. 또는, 470 내지 650℃의 범위 내의 온도로 재가열하고, 그 범위 내의 온도에서 10 내지 120초 유지함으로써 도금층의 합금화를 진행시키는 것도 허용된다. 합금화 처리에 대한 조건은 전술한〔합금화 처리 공정〕의 항에 기재한 바와 같다.
이어서, 도금층 내에 있어서의 Fe의 농도 구배 평탄화를 위한 확산 처리를 실시한다. 즉, 합금화 처리 후, 그 냉각 과정에 있어서의 250 내지 420℃의 범위 내의 온도에 60 내지 1000초간 체류시키거나, 또는 합금화 처리 종료 후에 일단 실온 또는 실온 근처까지 냉각하고 나서 250 내지 420℃의 범위 내의 온도로 재가열하고, 그 범위 내의 온도에 60 내지 1000초간 체류시킨다. 또한, 그 온도역 내에 있어서, 1회 이상의 반복 굽힘-굽힘 되돌림 변형을 실시한다. 이 확산 처리에 있어서의 반복 굽힘-굽힘 되돌림 변형에는 전술한 바와 같이, 반경이 50 내지 800 mm의 범위 내의 롤, 예를 들면 반경 800 mm의 롤을 사용하는 것이 좋다.
전술한 소둔 공정에 있어서는 노내의 분위기를 제어하여, 산화대, 환원대를 형성하고, 강판의 표층에 있어서 Fe 및 합금 원소의 산화 환원 반응을 일으키게 하여 표면의 개질 및 도금성의 개선을 도모하여도 좋다. 구체적으로는, 산화대에서 연소 공기비를 0.9 이상 1.2 이하로 하고, 주로 Fe로 이루어지는 외부 산화층을 형성하고, 또한 그 내부에서 Si를 참가시켜 강 중에 고정하고, 이어서 환원대에 있어서 수분압과 수소 분압의 대수 log(PH2O/PH2)를 -3.0 이상 0.0 이하로 한 분위기에서 환원을 실시하여, 표층의 철산화물만을 환원함으로써, 도금성을 저해하는 Si를 강중에 고정한 채로, 도금 처리를 실시할 수 있다.
또한, 도금 처리를 위한 각 공정을 겸한 소둔 처리의 종료 후에는 실온까지 냉각하고, 그 후, 다시 형상 교정을 위하여 0.05 내지 3.00%의 냉간 압연을 실시하여도 좋다.
또한, 이미 설명한 바와 같은 인산계 피막 형성 처리를 실시하여, P 산화물 및/또는 P를 함유하는 복합 산화물로 이루어지는 피막을 형성할 수도 있다.
이하, 본 발명에 대하여 실시예에 의하여 구체적으로 설명한다. 또한, 이하의 실시예는 본 발명에 의한 구체적인 효과를 나타내기 위한 것으로, 실시예에 기재된 조건이 본 발명의 기술적 범위를 한정하는 것이 아닌 것은 물론이다.
실시예
표 1, 표 2에 나타내는 A 내지 BD의 화학 성분(조성)을 가진 슬라브(주: 각 화학 성분을 나타내는 표 1, 표 2에 대하여는, 표 1의 우단에 표 2의 좌단이 계속되는 것으로 한다)를 주조하고, 주조 후 즉시 표 3 내지 표 5에 나타내는 조건으로 열간 압연, 냉각, 권취, 산세를 실시하였다. 그 후, 실험예 3, 9, 27, 32, 35, 44는 그대로, 다른 실험예는 표 3 내지 표 5 중에 기재한 압하율로 냉간 압연을 실시한 후, 표 6 내지 표 8에 나타내는 조건으로 소둔을 실시하여 실험예 1 내지 83, 101 내지 116의 강판으로 하였다.
냉간 압연 후의 판 두께는 실험예 1 내지 29 및 81 내지 83에서 1.0 mm, 실험예 30 내지 48에서 2.4 mm, 실험예 49 내지 66에서 0.8 mm, 실험예 67 내지 80에서 1.6 mm이다. 실험예 101 내지 116의 판 두께는 표 8에 나타내는 바와 같다.
냉간 압연 후의 소둔 공정에 있어서는, 표 6 내지 표 8 중에 기재한 최고 가열 온도까지 가열하고, 그 후의 냉각 과정에 있어서 최고 가열 온도로부터 680℃까지를 표 6 내지 표 8 중의 「냉각 속도 1」로 냉각하고, 680℃에서 500℃까지를 「냉각 속도 2」로 냉각하며, 또한「냉각 정지 온도」까지 냉각하였다. 이 때, 냉각 정지 온도가 430℃ 미만인 경우에는 430℃ 이상까지 재가열을 실시하였다. 또한, 아연 도금욕에 침지하여, 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 그 후, 합금화 처리 공정으로서 표 6 내지 표 8 중에 기재된 합금화 온도까지 가열하여, 표 6 내지 표 8 중에 기재된 처리 시간을 들여서, 420℃까지 서랭하였다.
그 후, 도금층 내 확산 처리 공정으로서, 250 내지 420℃의 범위 내의 표 6 내지 표 8 중에 기재된 평균 온도에 있어서, 표 6 내지 표 8에 기재된 시간만큼 체류시키고, 그 사이에, 표 6 내지 표 8에 기재된 반경의 롤에 의한 굽힘-굽힘 되돌림 가공을, 표 6 내지 표 8에 기재된 변형량 및 가공 횟수로 실시한 후, 실온까지 냉각하였다.
실온까지 냉각한 후, 조건 7 내지 24에서는 0.15%의 냉간 압연을 실시하고, 조건 25 내지 44에서는 0.60%의 냉간 압연을 실시하며, 조건 45 내지 83에서는 0.25%의 냉간 압연을 실시하였다.
또한, 조건 26, 31에서는 도금층의 표면에 P계 복합 산화물로 이루어지는 피막을 부여한 예이며, 양호한 특성이 얻어지고 있다.
표 9 내지 표 11은 실험예 1 내지 83, 101 내지 116의 강판에 있어서의 미세 조직의 해석 결과이다. 미세 조직 분율 중에서, 잔류 오스테나이트(잔류 γ) 량은 판면에 평행한 1/4 두께의 면에 있어서 X선 회절을 실시하고 측정하였다. 그 밖에는 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 미세 조직의 분율을 측정한 결과이며, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 잘라, 경면으로 연마한 단면을 나이탈 에칭하고, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE－SEM：field emission scanning electron microscope)을 사용하여 관찰하여 구하였다.
표 12 내지 표 14는 실험예 1 내지 83, 101 내지 116의 강판의 도금층 및 특성의 평가 결과이다. 도금층의 Fe%는 EDX를 사용하여, 지철/도금층 계면을 기점으로 하여 (1/8×도금층 두께) 내지 (7/8×도금층 두께)의 범위에 있어서의 Fe%를 측정하여, 평균 Fe량을 구하는 동시에, (1/8×도금층 두께)의 위치에서의 Fe량과 (7/8×도금층 두께)의 위치에서의 Fe량과의 차 ΔFe의 절대값, 즉, │ΔFe%│의 값을 구하였다. 또한, 각 실험예에 있어서의 평균 Fe량의 값 및 │ΔFe%│의 값과 도금층 외관과의 관계를, 도 1에 나타낸다.
실험예 1 내지 83, 101 내지 116의 강판으로부터 JIS　Z　2201에 준거한 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험을 JIS　Z　2241에 준거하여 실시하여, 항복 강도, 인장 강도, 전체 연신을 측정하였다.
또한, 90도 V 굽힘 시험을 실시하였다. 실험예 1 내지 83, 101 내지 116의 강판으로부터 35 mm×100 mm의 시험편을 잘라내어, 전단 절단면을 기계 연삭하고, 굽힘 반경을 판 두께의 2배로 하여, 균열 및/또는 넥킹이 전혀 발생하지 않은 시험편을 합격 (○), 어느 하나가 관찰되는 것을 불합격 (×)으로 하였다.
또한, 인장 강도 TS에 대하여는, TS≥900 MPa의 경우에 합격이라고 평가할 수 있고, 또한 연성에 관하여는, TS×EL≥15000MPa·%의 경우에 합격이라고 평가할 수 있다.
또한, 도금층의 외관 평가의 시험으로서 시험편의 굽힘 되돌림을 실시하고, 시험편에 밀착 테이프(셀로판 테이프)를 붙인 후, 벗겨내어, 밀착 테이프에 부착된 도금의 박리의 정도를 육안으로 관찰하였다. 도금층이 박리되지 않는 것을 합격 (○), 도금이 상당한 정도로 박리된 것을 불합격 (×)으로 하였다.
이 때, 실험예 1 내지 83, 101 내지 116 중에서, 실험예 1 내지 3, 5 내지 9, 11 내지 14, 19, 20, 23, 25 내지 64, 67, 68, 73 내지 80, 101 내지 102, 104 내지 105, 107 내지 108, 110 내지 111, 113 내지 116이 본 발명예이다. 이 발명예들에서는 모두 기계적 성능이 우수할 뿐만 아니라, 가공성, 특히 굽힘성이 양호하고, 또한 도금층의 내박리성이 양호하다는 것이 확인되었다.
한편, 비교예에 상당하는 각 실험예에서는 다음에 기재하는 바와 같이, 몇 가지 성능이 떨어졌다.
즉, 실험예 16은 열간 압연의 완료 온도가 낮은 비교예로서, 미세 조직이 한 방향으로 신장된 불균질한 것이 되기 때문에, 굽힘성이 떨어졌다.
실험예 15는 열간 압연 후의 권취 온도가 높은 비교예로서, 산세성이 저하하고, 그에 따라서 도금층의 내박리성이 떨어졌다.
실험예 4, 69는 냉간 압연 후의 소둔에 있어서의 최고 가열 온도가 높은 조건의 비교예로서, 도금층의 내박리성이 떨어졌다.
실험예 5는 냉간 압연 후의 소둔에 있어서의 최고 가열 온도가 낮은 조건의 비교예로서, 조대한 철계 탄화물이 존재하고, 파괴의 기점이 되는 조대한 철계 탄화물을 다수 포함하기 때문에, 강판의 굽힘성이 떨어졌다. 다만, 도금층은 박리가 없고 양호한 외관을 얻을 수 있었다.
실험예 11은 소둔에서의 냉각 과정에 있어서의 냉각 속도 1이 낮은 비교예로서, 조대한 철계 탄화물이 생성되고, 강판의 굽힘성이 떨어졌다. 다만, 도금층은 박리가 없고 양호한 외관을 얻을 수 있었다.
실험예 12는 소둔에서의 냉각 과정에 있어서의 냉각 속도 1이 높은 비교예로서, 연질 조직이 충분히 생성되지 않고, 강판의 연성 및 연신 플랜지성이 떨어졌다. 다만, 도금층은 박리가 없고 양호한 외관을 얻을 수 있었다.
실험예 6은 소둔에서의 냉각 과정에 있어서의 냉각 속도 2가 낮은 비교예로서, 조대한 철계 탄화물이 생성되고, 강판의 연신 플랜지성이 떨어지며, 거기에 따라 굽힘성이 떨어졌다. 다만, 도금층은 박리가 없고 양호한 외관을 얻을 수 있었다.
실험예 10은 용융 아연 도금층에 대한 합금화 처리 온도가 높은 비교예로서, 도금층이 과잉으로 합금화되어, 도금층의 Fe량이 과잉이 되며, 또한 강판 내부에 조대한 철계 탄화물이 발생하고, 굽힘성이 떨어지며, 또한 도금층의 내박리성도 떨어졌다.
실험예 70은 합금화 처리 온도가 낮은 비교예로서, 도금층의 합금화가 진행되지 않고, 도금층의 내박리성이 떨어졌다.
실험예 17은 합금화 처리 시간이 짧은 비교예로서, 도금층의 합금화가 진행되지 않고, 도금층의 내박리성이 떨어졌다.
실험예 18은 합금화 처리 온도가 긴 비교예로서, 도금층이 과합금이 되고, 또한, 강판 내부에 조대한 철계 탄화물이 발생하고, 굽힘성이 떨어지며, 또한 도금층의 내박리성이 떨어졌다.
실험예 21, 65는 도금층 내 확산 처리 공정에서의 체류 온도가 낮은 비교예로서, 도금층 중의 Fe%의 평준화가 진행되지 않고, 도금층의 내박리성이 떨어졌다.
실험예 22, 72는 도금층 내 확산 처리 공정에서의 체류 시간이 짧은 비교예로서, 도금층 중의 Fe%의 평준화가 진행되지 않고, 도금층의 내박리성이 떨어졌다.
실험예 23은 도금층 내 확산 처리 공정에서의 체류 시간이 너무 긴 비교예로서, 강판 내부에 조대한 철계 탄화물이 발생하고, 강판의 굽힘성이 떨어졌다. 다만, 도금층은 박리가 없고 양호한 외관을 얻을 수 있었다.
실험예 24, 66, 71은 도금층 내 확산 처리 공정에서의 가공 횟수가 부족한 비교예로서, 도금층 중의 Fe%의 평준화가 진행되지 않고, 도금층의 내박리성이 떨어졌다.
실험예 81 내지 83은 화학 성분이 소정의 범위를 일탈한 예이며, 모두 충분한 특성을 얻지 못하였다.
실험예 103 및 112는 도금층 내 확산 처리 공정에서 실시하는 가공의 변형량이 큰 비교예로서, 강판의 형상이 평탄하게 되지 않고, 인장 시험, 굽힘 시험 및 굽힘 되돌림 시험을 실시하지 못하여 제품으로서 부적격이었다.
실험예 106 및 109는 도금층 내 확산 처리 공정에서 실시하는 가공의 변형량이 작은 비교예로서, 도금층 중의 Fe%의 평준화가 진행되지 않고, 도금층의 내박리성이 떨어졌다.
따라서, 이상의 실험 결과로부터, 본 발명이 모재 강판에 대한 합금화 용융 아연 도금층의 밀착성의 개선에 유효한 것은 분명하다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005
Figure pct00006
Figure pct00007
Figure pct00008
Figure pct00009
Figure pct00010
Figure pct00011
Figure pct00012
Figure pct00013
Figure pct00014
본 발명은 자동차·건설 기계 등의 구조 부재나 보강 부재와 같은 강도가 필요하게 되는 부품 중에서, 용융 아연 도금이 실시되고 또한 굽힘 가공 등의 가공이 실시되는 용도의 부품에 매우 적합하게 적용할 수 있고, 특히 도금층의 밀착성이 우수한 것이 요구되는 부품에 적용할 수 있다.

Claims (12)

  1. 모재 강판의 표면에 형성되는 합금화 용융 아연 도금층으로서, 그 합금화 용융 아연 도금층에 있어서의 평균 Fe량이 8.0 내지 12.0%의 범위 내이고, 또한, 그 합금화 용융 아연 도금층 내에 있어서의, 모재 강판과의 계면으로부터 합금화 용융 아연 도금층 외표면을 향하여 합금화 용융 아연 도금층 두께의 1/8의 위치의 Fe량과 합금화 용융 아연 도금층 두께의 7/8의 위치의 Fe량과의 차 ΔFe의 절대값이 0.0 내지 3.0%의 범위 내에 있는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금층.
  2. 질량%로,
    C: 0.050 내지 0.300%,
    Si: 0.10 내지 2.50%,
    Mn: 0.50 내지 3.50%,
    P: 0.001 내지 0.030%,
    S: 0.0001 내지 0.0100%,
    Al: 0.005 내지 1.500%,
    O: 0.0001 내지 0.0100%,
    N: 0.0001 내지 0.0100%
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 모재 강판의 표면에, 제1항에 기재된 합금화 용융 아연 도금층을 형성한 합금화 용융 아연 도금 강판.
  3. 제2항에 있어서, 상기 모재 강판이, 질량%로, 또한
    Cr: 0.01 내지 2.00%,
    Ni: 0.01 내지 2.00%,
    Cu: 0.01 내지 2.00%,
    Ti: 0.005 내지 0.150%,
    Nb: 0.005 내지 0.150%,
    V: 0.005 내지 0.150%,
    Mo: 0.01 내지 1.00%,
    B: 0.0001 내지 0.0100%
    중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금 강판.
  4. 제2항 또는 제3항에 있어서, 상기 모재 강판이, 또한 Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.5000% 함유하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금 강판.
  5. 제2항 내지 제4항 중 어느 하나의 항에 있어서, 상기 합금화 용융 아연 도금층의 표면에, P 산화물 및/또는 P를 함유하는 복합 산화물로 이루어지는 피막이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금 강판.
  6. 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금을 실시하는 용융 아연 도금 공정과,
    상기 용융 아연 도금 공정에 의하여 형성된 용융 아연 도금층을, 470 내지 650℃의 범위 내의 온도로 가열하고, 합금화 용융 아연 도금층을 형성하여 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 합금화 처리 공정과,
    합금화 처리 공정 후에, 상기 합금화 용융 아연 도금 강판을, 250 내지 450℃의 범위 내의 온도에 체류시키고, 또한 그 온도 범위 내에서 1회 이상의 굽힘-굽힘 되돌림 가공을 실시하여, 상기 합금화 용융 아연 도금층 내에서 Fe를 확산시키는 합금화 용융 아연 도금층 내 확산 처리 공정을 가진 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금층의 제조 방법.
  7. 제6항에 있어서, 상기 합금화 용융 아연 도금층 내 확산 처리 공정 후의 합금화 용융 아연 도금층에 있어서의 평균 Fe량이 8.0 내지 12.0%의 범위 내에 있고, 또한 합금화 용융 아연 도금층 내에 있어서의 모재 강판과의 계면으로부터 합금화 용융 아연 도금층 외표면을 향하여 합금화 용융 아연 도금층 두께의 1/8의 위치의 Fe량과, 합금화 용융 아연 도금층 두께의 7/8의 위치의 Fe량과의 차 ΔFe의 절대값이 0.0 내지 3.0%의 범위 내에 있는 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금층의 제조 방법.
  8. 제6항 또는 제7항에 있어서, 상기 합금화 용융 아연 도금층 내 확산 처리 공정에 있어서, 상기 굽힘 가공은 강판의 표면에 있어서의 최대 인장 변형량이 0.0007 내지 0.0910의 범위가 되도록 실시하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금층의 제조 방법.
  9. 제6항 내지 제8항 중 어느 하나의 항에 있어서, 상기 합금화 용융 아연 도금층 내 확산 처리 공정 후, 상기 합금화 용융 아연 도금층의 표면에, P 산화물 및/또는 P를 함유하는 복합 산화물로 이루어지는 피막을 형성하기 위한 인산계 피막 형성 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금층의 제조 방법.
  10. 제6항 내지 제9항 중 어느 하나의 항에 있어서, 상기 모재 강판으로서, 질량%로,
    C: 0.050 내지 0.300%,
    Si: 0.10 내지 2.50%,
    Mn: 0.50 내지 3.50%,
    P: 0.001 내지 0.030%,
    S: 0.0001 내지 0.0100%,
    Al: 0.005 내지 1.500%,
    O: 0.0001 내지 0.0100%,
    N: 0.0001 내지 0.0100%
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 모재 강판을 사용하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금층의 제조 방법.
  11. 제10항에 있어서, 상기 모재 강판으로서 질량%로, 또한
    Cr: 0.01 내지 2.00%,
    Ni: 0.01 내지 2.00%,
    Cu: 0.01 내지 2.00%,
    Ti: 0.005 내지 0.150%,
    Nb: 0.005 내지 0.150%,
    V: 0.005 내지 0.150%,
    Mo: 0.01 내지 1.00%,
    B: 0.0001 내지 0.0100%,
    중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 강판을 사용하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금층의 제조 방법.
  12. 제10항 또는 제11항에 있어서, 상기 모재 강판으로서 질량%로, 또한 Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을, 합계로, 0.0001 내지 0.5000% 함유하는 강판을 사용하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금층의 제조 방법.
KR1020137034515A 2011-07-29 2012-07-27 합금화 용융 아연 도금층 및 그것을 가진 강판 및 그 제조 방법 KR101587968B1 (ko)

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