KR20140054379A - 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 및, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents
내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 및, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 Download PDFInfo
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- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
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Abstract
모재 강판은, 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 있고, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 강판 조직의 잔류 오스테나이트상이 체적 분율로 5％ 이하이고, 베이나이트상과 베이니틱 페라이트상과 프레시 마르텐사이트상과 템퍼링 마르텐사이트상의 합계가 체적 분율로 40％ 이상이며, 평균 유효 결정립 직경이 5.0㎛ 이하이고, 최대 유효 결정립 직경이 20㎛ 이하이고, 표층부에 두께 0.01㎛ 내지 10.0㎛의 탈탄층이 형성되고, 상기 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 1.0×1012 내지 1.0×1016개/m2이며, 상기 산화물의 평균 입자 직경이 500nm 이하이다.
Description
본 발명은 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 및, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히, 저온에서의 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그것들의 제조 방법에 관한 것이다.
최근 들어, 자동차 등에 사용되는 고강도 도금 강판에서의 내충격 특성을 더욱 향상시키는 요구가 높아지고 있다. 내충격 특성이 우수한 고강도 도금 강판에 관한 기술로서, 예를 들어 특허문헌 1 내지 특허문헌 11에 기재된 기술이 제안되어 있다.
특허문헌 1에는, 질량％로, C: 0.08 내지 0.15％, Si: 0.3 내지 1.5％, Mn: 1.5 내지 2.5％, P: ≤0.01％, S: ≤0.01％, Al: 0.01 내지 0.05％, Ti: 0.03 내지 0.15％, N: ≤0.004％, B: 0.0003 내지 0.001％, O: ≤0.005％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, JISZ2242에 규정하는 샤르피 시험에서의 에너지 흡수량 Eab-L(길이 방향이 L방향인 시험편의 샤르피 시험(-40℃에서 실시)에서의 에너지 흡수량), Eab-C의 비(Eab-L/Eab-C(길이 방향이 C방향인 시험편의 샤르피 시험(-40℃에서 실시)에서의 에너지 흡수량))이 0.9 이상 1.3 이하인 굽힘 가공성 및 인성의 이방성이 우수한 고강도 열연 강판이 기재되어 있다.
또한, 특허문헌 2에는, C: 0.08 내지 0.20％, Si: 0.2％ 미만, Mn: 1.0％ 초과 3.0％ 이하, N: 0.01％ 이하, V: 0.1％초과 0.5％ 이하, Ti: 0.05％ 이상 0.25％ 미만, Nb: 0.005 내지 0.10％를 함유하는 강 조성을 갖고, 페라이트 면적률 60％ 이상, 마르텐사이트 면적률 5％ 이하의 강 조직을 갖고, 페라이트 평균 입경 5㎛ 이하, 청정도 d0.05％ 이하, 평균 입경 5㎛ 이상의 개재물 및 석출물의 합계의 수밀도가 300개/mm2 이하인, 인장 강도 980MPa 이상의 강도를 갖는 고강도 열연 강판을 제조하는 기술이 기재되어 있다.
또한, 특허문헌 3에는, 강판의 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께의 위치의 {110}면의 X선 랜덤 강도비가 1.2 내지 4.0, 또한 강판의 판 두께의 표면으로부터 1/2 두께의 위치의 {211}면의 X선 랜덤 강도비가 1.2 내지 4.0인, 저온 인성이 우수하고, 또한 강도 이방성이 작은 고장력 강재가 기재되어 있다.
특허문헌 4에는, 질량％로, C: 0.05％ 이상 0.20％ 미만, Mn: 0.5％ 이상 1.5％ 미만, sol.Al: 0.002％ 이상 0.05％ 미만이고, Si는 0.1％ 미만, Cr는 0.1％ 미만, Ti는 0.01％ 이하, Nb은 0.005％ 미만, V는 0.01％ 이하, N은 0.005％ 미만으로 각각 규제되어 있고, 잔량부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 강판 표면으로부터의 깊이가 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께인 위치에서의 조직이, 페라이트상을 주상으로 하여 체적 비율로 10 내지 30％의 마르텐사이트상을 함유하는 것이며, 상기 페라이트상의 평균 결정립 직경이 1.1 내지 3.0㎛, 상기 마르텐사이트상의 평균 입경이 3.0㎛ 이하인 고강도 열연 강판이 기재되어 있다.
또한, 특허문헌 5에는, C: 0.05 내지 0.30wt％, Si: 2.0wt％ 이하, Mn: 1.0 내지 2.5wt％, Al: 0.05wt％ 이하를 포함하고, 또한 Ti: 0.05 내지 0.3wt％, Nb: 0.10wt％ 이하 중 1종 또는 2종을 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 950 내지 1100℃의 온도로 가열한 후, 1회당의 압하량이 20％ 이상이 되는 압하를 적어도 2회 이상 가하고, 마무리 온도가 Ar3 변태점 이상이 되도록 열간 압연하고, Ar3 변태점 내지 750℃의 온도 범위를 20℃/sec 이상의 속도로 냉각하고, 계속하여 750℃ 미만 내지 600℃의 온도 범위에서 5 내지 20sec의 시간 체류시킨 후, 다시 20℃/sec 이상의 속도로 550℃ 이하의 온도까지 냉각하고, 550℃ 이하의 온도에서 코일에 권취하는 것을 특징으로 하는, 페라이트 체적률이 80％ 이상이고, 평균 페라이트 입경이 10㎛ 미만인 극미세 조직을 갖는 고장력 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다.
또한, 특허문헌 6에는, C=0.04 내지 0.15질량％, Si≥1.0질량％, Mn≥1.0질량％, Nb≥0.005질량％, Al=0.005 내지 0.10질량％, S≤0.01질량％ 및 Fe를 주성분으로 포함하고, 마이크로 조직으로서 주로 페라이트, 마르텐사이트로 구성되고, 페라이트 점적률(VF)>50％이면서 페라이트 평균 입경(dF)≤5㎛이면서 마르텐사이트 평균 입경(dM)≤5㎛이며, 특성으로서 인장 강도(TS)>590MPa, 항복비(YR)≤70％, 강도-연성 밸런스(인장 강도×전체 신장)≥18000(MPa·％), 구멍 확장비(d/d0)≥1.2, 피로 한도비≥0.40, 파면 천이 온도≤-40℃를 구비하는 가공성, 피로 특성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연 박강판이 기재되어 있다.
그러나, 특허문헌 1 내지 특허문헌 6에 기재된 기술은, 모두 열연 강판에 관한 기술이며, 냉연 공정 및 어닐링 공정을 구비하는 강판의 제조 방법에서 적용할 수 있는 것은 아니었다. 냉연 공정 및 어닐링 공정을 구비하는 내충격 특성이 우수한 강판의 제조 방법으로서, 특허문헌 7 내지 특허문헌 11에 기재된 기술이 제안되어 있다.
또한, 특허문헌 7에는, C: 0.05 내지 0.20질량％, Si: 0.3 내지 1.5질량％, Mn: 1.0 내지 2.5질량％, P: 0.1질량％ 이하를 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종을 합계로 25 내지 50체적％를 포함하고, 잔량부가 페라이트와 베이나이트로 이루어지는 마이크로 조직을 갖는 강판을 기재로 하고, 그 양면에 합금화 용융 아연 도금이 실시되어 있는 에너지 흡수 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 기재되어 있다.
또한, 특허문헌 8에는, 질량％로, C: 0.035 내지 0.150％, Si: 0.05 내지 0.60％, Mn: 2.0 내지 4.0％, P: 0.015％ 이하, S: 0.0015％ 미만, sol.Al: 0.8％ 이하, N: 0.0031 내지 0.015％, O: 0.0030％ 이하, Ti: 0.005 내지 0.130％ 및 Nb: 0 내지 0.130％를 함유하고, Ti와 Nb의 합계량이 0.055％ 이상이며, 잔량부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 가짐과 함께, 페라이트의 평균 결정립 직경이 5.0㎛ 이하이고 경질 제2상의 평균 입경이 5.0㎛ 이하인 금속 조직을 갖는 고장력 용융 아연 도금 강판이 기재되어 있다.
또한, 특허문헌 9에는, C: 0.08 내지 0.18질량％, Si: 1.00 내지 2.0질량％, Mn: 1.5 내지 3.0질량％, P: 0.03질량％ 이하, S: 0.005％ 질량％ 이하, T.Al: 0.01 내지 0.1질량％의 조성을 갖고, Mn 편석도(=(슬래브 중심부Mn 농도-베이스Mn 농도)/베이스Mn 농도)가 1.05 내지 1.10인 슬래브를 열간 압연하고, 또한 냉간 압연한 후, 연속 어닐링 라인에서 750 내지 870℃의 2상 영역 또는 단상 영역에서 유지 시간 60초 이상 가열하고, 그 후 720 내지 600℃의 온도 영역을 평균 냉각 속도 10℃/s 이하로 냉각한 후, 평균 냉각 속도 10℃/s 이상에서 350 내지 460℃까지 냉각하여 30초 내지 20분 유지한 후, 실온까지 냉각하여 폴리고날 페라이트+애쉬큘라 페라이트+베이나이트+잔류 오스테나이트+마르텐사이트의 5상 조직으로 하는 충격 특성과 형상 동결성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다.
특허문헌 10에는, C, Si, Mn, Ni, Ti, Nb, Al, P, S, N을 함유하고, 페라이트상의 체적 분율이 75％ 이상이고, 또한 페라이트의 평균 결정립 직경이 3.5㎛ 이하이며, 또한 페라이트상 이외의 잔량부 조직이 실질적으로 템퍼링 마르텐사이트의 강 조직이 되는 초미세 입자 조직을 갖고 충격 흡수 특성이 우수한 냉연 강판이 기재되어 있다.
특허문헌 11에는, 질량 비율로 C: 0.06 내지 0.25％, Si: 2.5％ 이하, Mn: 0.5 내지 3.0％, P: 0.1％ 이하, S: 0.03％ 이하, Al: 0.1 내지 2.5％, Ti: 0.003 내지 0.08％, N: 0.01％ 이하를 포함함과 함께 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 Ti 함유량이 (48/14)N≤Ti≤(48/14)N+(48/32)S+0.01가 되는 관계를 만족하고 있고, 냉연-재결정 어닐링 후의 조직이 체적률로 5％ 이상인 잔류 오스테나이트를 포함한 조직인 표면성상 및 충격 흡수성이 우수한 고연성형 고장력 냉연 강판이 기재되어 있다.
그러나, 종래의 인장 강도 「TS」가 900MPa 이상인 고강도 아연 도금 강판에서는, 저온에서의 내충격 특성을 충분히 얻을 수 없으므로, 저온에서의 내충격 특성을 보다 한층 향상시키는 것이 요구되고 있었다.
이상과 같은 현 상황을 감안하여, 본 발명은 저온에서의 내충격 특성이 우수한 인장 강도 900MPa 이상의 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그것들의 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명자들은, 저온에서의 내충격 특성이 우수한 인장 강도 900MPa 이상의 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻기 위하여 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, 본 발명자들은, 표면에 용융 아연 도금층이 형성되는 모재 강판을 900MPa 이상의 인장 강도가 얻어지는 소정의 화학 성분을 갖는 것으로 하고, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 강판 조직의 잔류 오스테나이트상이 체적 분율로 5％ 이하고, 베이나이트상과 베이니틱 페라이트상과 프레시 마르텐사이트상과 템퍼링 마르텐사이트상의 합계가 체적 분율로 40％ 이상이며, 평균 유효 결정립 직경이 5.0㎛ 이하이고, 최대 유효 결정립 직경이 20㎛ 이하이고, 표층부에 두께 0.01㎛ 내지 10.0㎛의 탈탄층이 형성되고, 상기 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 1.0×1012 내지 1.0×1016개/m2이며, 상기 산화물의 평균 입자 직경이 500nm 이하인 고강도 아연 도금 강판으로 하면 되는 것을 발견하였다.
즉, 이러한 고강도 아연 도금 강판은, 파괴의 기점이 되는 모재 강판의 잔류 오스테나이트상이 체적 분율로 5％ 이하로 적다. 또한, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 모재 강판의 평균 유효 결정립 직경이 5.0㎛ 이하이고, 최대 유효 결정립 직경이 20㎛ 이하이며, 유효 결정립 직경의 평균도 최대 입경도 모두 작으므로, 저온 인성이 우수한 것이 되고, 저온에서의 내충격 특성이 우수한 것이 된다.
게다가, 이러한 고강도 아연 도금 강판은, 모재 강판의 표층부에 두께 0.01㎛ 내지 10.0㎛의 경질 조직이 적은 탈탄층이 형성되고, 상기 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 1.0×1012 내지 1.0×1016개/m2이며, 상기 산화물의 평균 입자 직경이 파괴의 기점이 되기 어려운 500nm 이하인 것이므로, 모재 강판의 탈탄층과 중심부의 항복 강도의 차가 작은 것으로 되어 있다. 이에 의해, 고강도 아연 도금 강판에서는, 모재 강판의 표층부에서 발생하는 파괴를 방지할 수 있음과 함께, 충격이 부여되었을 때에 발생하는 탈탄층과 그 하층의 계면에서의 응력의 집중이 억제되므로, 취성 파괴하기 어려워 내충격 특성이 우수한 것이 된다.
본 발명은 이러한 지식에 기초하여 완성시킨 것이며, 그 요지로 하는 바는 이하와 같다.
(1)질량％로,
C: 0.075 내지 0.400％,
Si: 0.01 내지 2.00％,
Mn: 0.80 내지 3.50％,
P: 0.0001 내지 0.100％,
S: 0.0001 내지 0.0100％,
Al: 0.001 내지 2.00％,
O: 0.0001 내지 0.0100％,
N: 0.0001 내지 0.0100％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 있고,
상기 모재 강판은, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 강판 조직의 잔류 오스테나이트상이 체적 분율로 5％ 이하이고, 베이나이트상과 베이니틱 페라이트상과 프레시 마르텐사이트상과 템퍼링 마르텐사이트상의 합계가 체적 분율로 40％ 이상이며,
판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 평균 유효 결정립 직경이 5.0㎛ 이하이고, 최대 유효 결정립 직경이 20㎛ 이하이고,
표층부에 두께 0.01㎛ 내지 10.0㎛의 탈탄층이 형성되고, 상기 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 1.0×1012 내지 1.0×1016개/m2이며, 상기 산화물의 평균 입자 직경이 500nm 이하인 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(2)상기 모재 강판이, 질량％로, 또한,
Ti: 0.001 내지 0.150％,
Nb: 0.001 내지 0.100％,
V: 0.001 내지 0.300％,
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, (1)에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(3)상기 모재 강판이, 또한,
Cr: 0.01 내지 2.00％,
Ni: 0.01 내지 2.00％,
Cu: 0.01 내지 2.00％,
Mo: 0.01 내지 2.00％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
W: 0.01 내지 2.00％,
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, (1) 또는 (2)에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(4)상기 모재 강판이, 또한, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을, 합계로 0.0001 내지 0.0100％ 함유하는 것을 특징으로 하는, (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(5)(1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 상기 용융 아연 도금층이 합금화되어 있는 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
(6)질량％로,
C: 0.075 내지 0.400％,
Si: 0.01 내지 2.00％,
Mn: 0.80 내지 3.50％,
P: 0.0001 내지 0.100％,
S: 0.0001 내지 0.0100％,
Al: 0.001 내지 2.00％,
O: 0.0001 내지 0.0100％,
N: 0.0001 내지 0.0100％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬래브를 1080℃ 이상으로 가열하고, 850℃ 내지 950℃의 온도에서 열간 압연을 완료하고, 1050℃ 내지 열간 압연 완료 온도까지의 온도 영역에서의 압하량이 이하에 나타내는 (식1)을 만족하는 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는 열연 공정과,
상기 열연 강판에 압하율 30％ 내지 75％의 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 얻는 냉연 공정과, 상기 냉연 강판을, 예열에 사용하는 공기와 연료 가스의 혼합 가스에 있어서, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적과 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위하여 이론상 필요해지는 공기의 체적의 비인 공기비가 0.7 내지 1.2인 혼합 가스를 사용하여 가열하는 예열대에 통과시켜서 표층부에 산화 피막을 생성시키고, H2O와 H2의 분압비(P(H2O)/P(H2))가 0.0001 내지 2.00의 분위기의 환원대에, Ac3점-50℃ 이상의 최고 가열 온도에서 통과시켜서 상기 산화 피막을 환원하여 탈탄층을 형성하고, 740℃ 내지 500℃의 온도 영역에서 1.0℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하면서, 3 내지 100MPa의 장력을 부하하면서 굽힘 반경 800mm 이하의 굽힘 가공을 1회 이상 행하는 어닐링을 실시하는 어닐링 공정을 행함으로써, 모재 강판을 얻는 공정과,
상기 모재 강판을 유효 Al량이 0.01 내지 0.18질량％인 도금욕에 침지시켜서 상기 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성하고, 용융 아연 도금 강판으로 하는 도금 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(식1)에 있어서, N은 열간 압연 개시부터 완료까지의 전체 패스수, i는 패스의 순서, Ti는 i회째의 패스에서의 압연 온도(℃), hi는 i회째의 패스에서의 가공 후 판 두께(mm), ti는 i회째의 패스부터 다음 패스까지의 경과 시간을 나타낸다. 또한, i=1일 때, h0=슬래브 두께이다. 또한, 최종 패스부터 다음 패스까지의 경과 시간은, 최종 패스부터 열간 압연 완료 후의 냉각 개시 시점까지의 경과 시간으로 한다.
(7)상기 슬래브가, 질량％로, 또한,
Ti: 0.001 내지 0.150％,
Nb: 0.001 내지 0.100％,
V: 0.001 내지 0.300％,
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, (6)에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(8)상기 슬래브가, 또한,
Cr: 0.01 내지 2.00％,
Ni: 0.01 내지 2.00％,
Cu: 0.01 내지 2.00％,
Mo: 0.01 내지 2.00％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
W: 0.01 내지 2.00％,
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, (6) 또는 (7)에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(9)상기 슬래브가, 또한, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을, 합계로 0.0001 내지 0.0100％ 함유하는 것을 특징으로 하는, (6) 내지 (8) 중 어느 한 항에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(10)상기 도금 공정은, 450 내지 470℃의 도금욕에, 430 내지 490℃의 상기 모재 강판을 진입시켜서 침지시키는 공정인 것을 특징으로 하는, (6) 내지 (9) 중 어느 한 항에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(11)상기 도금욕에 상기 모재 강판을 침지하기 전 및/또는 침지한 후에, 300 내지 470℃의 온도 범위에서 10 내지 1000초간 정류시키는 베이나이트 변태 처리를 행하는 것을 특징으로 하는, (6) 내지 (10) 중 어느 한 항에 기재된 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(12)(6) 내지 (11) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판을, 470 내지 620℃의 온도 범위에서 2초 내지 200초간 정류하는 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 저온에서의 내충격특성이 우수하고, 900MPa 이상의 인장 강도를 얻을 수 있는 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그것들의 제조 방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 아연 도금 강판은, 질량％로, C: 0.075 내지 0.400％, Si: 0.01 내지 2.00％, Mn: 0.80 내지 3.50％, P: 0.0001 내지 0.100％, S: 0.0001 내지 0.0100％, Al: 0.001 내지 2.00％, O: 0.0001 내지 0.0100％, N: 0.0001 내지 0.0100％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 이루어지는 것이다.
또한, 모재 강판의 판 두께는 0.6mm 이상, 5.0mm 미만인 것이 적절하다. 모재 강판의 판 두께가 0.6mm 미만이면, 모재 강판의 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란해져서 적당하지 않다. 또한, 모재 강판의 판 두께가 5.0mm 이상이면, 냉각의 제어가 곤란해진다. 또한, 판 두께가 5.0mm 이상이면, 굽힘 가공에 수반하는 변형이 충분하지 않아서 베이나이트의 미세 분산화가 곤란해지고, 소정의 마이크로 조직을 만드는 것이 곤란해진다.
우선, 본 발명의 실시 형태의 실시 형태에 관한 고강도 아연 도금 강판을 구성하는 모재 강판의 화학 성분(조성)에 대하여 설명한다. 또한, 본 발명에서의 [％]는, 특별히 언급이 없는 한 [질량％ ]이다.
〔C: 0.075 내지 0.400％〕
C은, 고강도 강판의 강도를 높이기 위하여 함유된다. 그러나, C의 함유량이 0.400％를 초과하면, 인성 및 용접성이 불충분해진다. 인성 및 용접성의 관점에서, C의 함유량은 0.300％ 이하인 것이 바람직하고, 0.250％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, C의 함유량이 0.075％ 미만이면, 강도가 저하되어 충분한 인장 최대 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 강도를 보다 한층 높이기 위해서는, C의 함유량은 0.085％ 이상인 것이 바람직하고, 0.100％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
〔Si: 0.01 내지 2.00％〕
Si는, 강판에서의 철계 탄화물의 생성을 억제하여 강도와 성형성을 높이는 원소이다. 그러나, Si의 함유량이 2.00％를 초과하면, 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 너무 높아져서 탈탄층이 파괴되기 쉬워지고, 내충격 특성이 저하된다. 또한, Si의 함유량이 2.00％를 초과하면, 강판이 취화되어 연성이 열화되고, 냉간 압연이 곤란해진다. 내충격 특성의 관점에서, Si의 함유량은 1.80％ 이하인 것이 바람직하고, 1.50％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Si의 함유량이 0.01％ 미만이면, 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 불충분해지고, 탈탄층의 강도가 불충분해져서 내충격 특성이 저하된다. 또한, Si의 함유량이 0.01％ 미만에서는, 고강도 용융 아연 도금 강판을 합금화할 경우, 합금화에 의해 조대한 철계 탄화물이 다량으로 생성되어 강도 및 성형성이 열화된다. 내충격 특성의 관점에서는, Si의 하한값은 0.20％ 이상인 것이 바람직하고, 0.50％ 이상이 보다 바람직하다.
〔Mn: 0.80 내지 3.50％〕
Mn은, 강판의 강도를 높이기 위하여 첨가된다. 그러나, Mn의 함유량이 3.50％를 초과하면, 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 너무 높아져서 탈탄층이 파괴되기 쉬워지고, 내충격 특성이 저하된다. 또한, Mn의 함유량이 3.50％를 초과하면, 강판의 판 두께 중앙부에 조대한 Mn 농화부가 생겨서 취화가 일어나기 쉬워지고, 주조한 슬래브가 깨지는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 또한, Mn의 함유량이 3.50％를 초과하면, 용접성도 열화된다. 이러한 점에서, Mn의 함유량은 3.50％ 이하로 할 필요가 있다. 내충격 특성의 관점에서, Mn의 함유량은 3.00％ 이하인 것이 바람직하고, 2.70％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
한편, Mn의 함유량이 0.80％ 미만이면, 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 불충분해지고, 탈탄층의 강도가 불충분해져서 내충격 특성이 저하된다. 또한, Mn의 함유량이 0.80％ 미만이면, 어닐링 후의 냉각중에 연질의 조직이 다량으로 형성되므로, 충분히 높은 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, Mn의 함유량은 0.80％ 이상으로 할 필요가 있다. 강도를 보다 높이기 위해서는, Mn의 함유량은 1.00％ 이상인 것이 바람직하고, 1.30％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
〔P: 0.0001 내지 0.100％〕
P은, 강판의 판 두께 중앙부에 편석하는 경향이 있어 용접부를 취화시킨다. P의 함유량이 0.100％를 초과하면, 용접부가 대폭 취화되므로, P의 함유량의 상한은 0.100％로 하였다. 한편, P의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하는 점에서, 0.0001％를 하한값으로 하고, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
〔S: 0.0001 내지 0.0100％〕
S는, 용접성 및 주조 시 및 열간 압연 시의 제조성에 악영향을 미친다. 이 점에서, S의 함유량의 상한값을 0.0100％ 이하로 하였다. 또한 S는, Mn과 결부되어 조대한 MnS를 형성하고, 연성이나 신장 플랜지성을 저하시키므로, 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0030％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, S의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하므로, 0.0001％를 하한값으로 하고, 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
〔Al: 0.001 내지 2.00％〕
Al은, 철계 탄화물의 생성을 억제하여 강판의 강도 및 성형성을 높인다. 그러나, Al의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 악화되므로, Al의 함유량의 상한을 2.00％로 하였다. 또한, 이 관점에서, Al의 함유량은 1.50％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 1.20％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, Al의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않더라도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Al은 원료 내에 미량으로 존재하는 불가피 불순물이며, 그 함유량을 0.001％ 미만으로 하기 위해서는 제조 비용의 대폭적인 증가가 수반되므로, 0.001％ 이상으로 하였다. 또한, Al은 탈산 재로서도 유효한 원소이지만, 탈산의 효과를 보다 충분히 얻기 위해서는, Al의 함유량은 0.010％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
〔N: 0.0001 내지 0.0100％〕
N은, 조대한 질화물을 형성하여 연성 및 신장 플랜지성을 열화시키는 점에서, 그 첨가량을 억제할 필요가 있다. N의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 그 경향이 현저해지는 점에서, N 함유량의 상한을 0.0100％로 하였다. 또한 N은, 용접 시의 블로우 홀 발생의 원인이 되는 점에서, 함유량이 적은 편이 좋다. N 함유량은 0.0070％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0050％ 이하인 것이 보다 바람직하다. N의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, N의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 점에서, N 함유량의 하한을 0.0001％ 이상으로 하였다. N 함유량은 0.0003％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
〔O: 0.0001 내지 0.0100％〕
O는, 산화물을 형성하여 연성 및 신장 플랜지성을 열화시키는 점에서, 함유량을 억제할 필요가 있다. O의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 신장 플랜지성의 열화가 현저해지는 점에서, O 함유량의 상한을 0.0100％로 하였다. 또한, O의 함유량은 0.0070％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0050％ 이하인 것이 보다 바람직하다. O의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, O의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하므로, 0.0001％를 하한으로 하였다. O 함유량은 0.0003％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
그 밖에, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 모재 강판에는, 필요에 따라서 이하의 원소가 첨가되어 있어도 된다.
〔Ti: 0.001 내지 0.150％〕
Ti는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Ti의 함유량이 0.150％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화되므로, Ti의 함유량은 0.150％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 성형성의 관점에서, Ti의 함유량은 0.080％ 이하인 것이 보다 바람직하다. Ti의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Ti 첨가에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ti의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 강판의 보다 한층의 고강도화를 위해서는, Ti의 함유량은 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
〔Nb: 0.001 내지 0.100％〕
Nb은, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Nb의 함유량이 0.100％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화되므로, Nb의 함유량은 0.100％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 성형성의 관점에서, Nb의 함유량은 0.050％ 이하인 것이 보다 바람직하다. Nb의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Nb 첨가에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Nb의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 강판의 가일층의 고강도화를 위해서는, Nb의 함유량은 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
〔V: 0.001 내지 0.300％〕
V는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, V의 함유량이 0.300％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화되므로, V의 함유량은 0.300％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.200％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. V의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, V의 첨가에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, V의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
〔Cr: 0.01 내지 2.00％〕
Cr는, 고온에서의 상변태를 억제하여 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Cr의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되는 점에서, Cr의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.40％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Cr의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cr 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
〔Ni: 0.01 내지 2.00％〕
Ni는, 고온에서의 상변태를 억제하여 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Ni의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상되는 점에서, Ni의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.40％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Ni의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Ni 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
〔Cu: 0.01 내지 2.00％〕
Cu는, 미세한 입자로서 강 내에 존재함으로써 강도를 높이는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가할 수 있다. Cu의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상되는 점에서, Cu의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.40％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Cu의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cu 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cu의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
〔Mo: 0.01 내지 2.00％〕
Mo는, 고온에서의 상변태를 억제하여 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Mo의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되는 점에서, Mo의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.40％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Mo의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Mo 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mo의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
〔B: 0.0001 내지 0.0100％〕
B은, 고온에서의 상변태를 억제하여 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. B의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되는 점에서, B의 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 생산성의 관점에서는, B의 함유량은 0.0060％ 이하인 것이 보다 바람직하다. B의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, B의 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 새로운 고강도화를 위해서는, B의 함유량이 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
〔W: 0.01 내지 2.00％〕
W는, 고온에서의 상변태를 억제하여 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. W의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되는 점에서, W의 함유량은 2.00％ 이하가 바람직하고, 1.40％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. W의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, W에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, W의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
또한, 본 발명의 실시 형태의 용융 아연 도금 강판에서의 모재 강판에는, 그 밖의 원소로서, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상이 합계로 0.0001 내지 0.0100％ 함유되어 있어도 된다. 이들의 원소의 첨가 이유는 다음과 같다.
또한, REM이란, Rare Earth Metal의 약어이며, 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리킨다. 본 발명의 실시 형태에 있어서, REM이나 Ce는 미슈 메탈로 첨가 되는 경우가 많고, La나 Ce의 이외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. 불가피 불순물로서, 이들 La나 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 포함했다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다. 또한, 금속 La나 Ce를 첨가했다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다.
Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM은 성형성의 개선에 유효한 원소이며, 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다. 그러나, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.0100％를 초과하면, 연성을 손상시킬 우려가 있으므로, 각 원소의 함유량의 합계는 0.0100％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0070％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 강판의 성형성을 개선하는 효과를 충분히 얻기 위해서는, 각 원소의 함유량의 합계는 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. 성형성의 관점에서는, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.0010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
이상의 각 원소의 잔량부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 상술한 Ti, Nb, V, Cr, Ni, Cu, Mo, B, W에 대해서는, 모두 상기 하한값 미만의 미량을 불순물로서 함유하고 있는 것은 허용된다. 또한, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM에 대해서도, 그 합계량의 하한값 미만의 극미량을 불순물로서 함유하고 있는 것은 허용된다.
본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 아연 도금 강판의 모재 강판의 조직을 규정한 이유는 이하와 같다.
(마이크로 조직)
본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 아연 도금 강판의 모재 강판은, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 강판 조직의 잔류 오스테나이트상(이하, 잔류 오스테나이트라고 함)이 체적 분율로 5％ 이하이고, 베이나이트상(이하, 베이나이트라고 함)과 베이니틱 페라이트상(이하, 베이니틱 페라이트라고 함)과 프레시 마르텐사이트상(이하, 플래시 마르텐사이트라고 함)과 템퍼링 마르텐사이트상(이하, 템퍼링 마르텐사이트라고 함)의 합계가 체적 분율로 40％ 이상인 것이다.
「잔류 오스테나이트」
잔류 오스테나이트는 강도-연성 밸런스를 높이고, 또한 실온에서의 충격 흡수 에너지를 높이는 조직이다. 한편, 실온보다도 저온에서의 충격 시험에 있어서, 잔류 오스테나이트는, 충격에 의해 용이하게 마르텐사이트로 변태한다. 마르텐사이트는 매우 단단하여 취성 파괴의 기점으로 강하게 작용하는 점에서, 잔류 오스테나이트는 저온에서의 인성을 현저하게 열화시킨다. 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 5％를 초과하면, -40℃에서도 취성 파괴를 일으킬 가능성이 있다. 이 점에서, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 5％ 이하로 한다. 인성을 보다 높이기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 3％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 2％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 작을수록 바람직하고, 0％이어도 상관없다.
「페라이트」
페라이트는 우수한 연성을 갖는 조직이다. 그러나, 페라이트는 저강도이므로, 페라이트의 체적 분율을 과도하게 높일 경우, 강도를 담보하기 위하여 다른 경질 조직의 강도를 대폭 높일 필요가 있다. 이 경우, 경질 조직과 페라이트의 계면이, 저온에서의 충격 시험 시에 파괴의 기점이 되기 쉬워지므로, 저온 인성이 열화된다. 이상의 관점에서, 페라이트의 체적 분율은 50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 인성을 보다 높이기 위해서는 페라이트의 체적 분율을 45％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 40％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 페라이트의 체적 분율의 하한은 특별히 정하지 않고 0％이라도 상관없지만, 연성의 관점에서는 페라이트의 체적 분율을 5％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
「베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트」
베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트는 강도, 연성, 인성이 우수한 조직이며, 강판 조직에 체적 분율로 10 내지 50％ 포함되어 있는 것이 바람직하다. 또한, 베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트는, 연질의 페라이트와 경질의 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 중간의 강도를 갖는 마이크로 조직이며, 신장 플랜지성의 관점에서 15％ 이상 포함되는 것이 보다 바람직하고, 20％ 이상 포함되는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트의 체적 분율이 50％를 초과하면, 항복 응력이 과도하게 높아져서 형상 동결성이 열화되는 점이 걱정되므로 바람직하지 않다.
「템퍼링 마르텐사이트」
템퍼링 마르텐사이트는 인장 강도를 크게 향상시키는 조직이며, 강판 조직에 체적 분율로 50％ 이하 포함되어 있어도 된다. 인장 강도의 관점에서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은 10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 강판 조직에 포함되는 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 50％를 초과하면, 항복 응력이 과도하게 높아져서 형상 동결성이 열화되는 것이 걱정되므로 바람직하지 않다.
「프레시 마르텐사이트」
프레시 마르텐사이트는 인장 강도를 크게 향상시키지만, 한편으로 파괴의 기점이 되어 저온 인성을 열화시키므로, 강판 조직에 체적 분율로 20％ 이하 포함되어 있는 것이 바람직하다. 저온 인성을 높이기 위해서는 프레시 마르텐사이트의 체적 분율을 15％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 10％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직한다.
「그 밖의 마이크로 조직」
본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 아연 도금 강판의 강판 조직에는, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트 등 상기 이외의 조직이 포함되어 있어도 된다. 그러나, 고강도 강판의 강판 조직 내에 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트가 많아지면, 연성이 열화된다. 이 점에서, 강판 조직에 포함되는 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트의 체적 분율은 합계로 10％ 이하인 것이 바람직하고, 5％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 아연 도금 강판의 모재 강판에 포함되는 각 조직의 체적 분율은, 예를 들어 이하에 나타내는 방법에 의해 측정할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 모재 강판의 판면에 평행하고, 또한 1/4 두께의 면을 관찰면으로 하여 X선 회절을 행하여 면적 분율을 산출하고, 그것을 갖고 체적 분율로 간주할 수 있다.
본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 아연 도금 강판의 모재 강판의 조직에 포함되는 페라이트, 펄라이트, 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은, 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마, 나이탈 에칭하고, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위를 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰하여 면적 분율을 측정하고, 그것을 갖고 체적 분율로 간주할 수 있다.
본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 아연 도금 강판은, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 모재 강판의 평균 유효 결정립 직경이 5.0㎛ 이하이고, 최대 유효 결정립 직경이 20㎛ 이하인 것이다.
저온 인성을 높여서 저온에서의 내충격 특성을 높이기 위해서는 모재 강판의 유효 결정립을 미세화하는 것이 중요하다. 충분한 저온 인성을 얻기 위해서는, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위, 즉 탈탄층이 아닌 범위에서의 모재 강판의 평균 유효 결정립 직경을 5.0㎛ 이하로 할 필요가 있다. 저온 인성을 더욱 높이기 위해서는, 모재 강판의 평균 유효 결정립 직경을 4.0㎛ 이하로 하는 것이 바람직하고, 3.0㎛ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 국소적으로 조대한 유효 결정립이 존재하면, 저온 인성이 열화되는 점에서, 최대 유효 결정립 직경을 20㎛ 이하로 한다. 저온 인성을 더욱 높여서 저온에서의 내충격 특성을 높이기 위해서는, 최대 유효 결정립 직경을 15㎛ 이하로 하는 것이 바람직하고, 12㎛ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
유효 결정립은, FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscopy)을 사용하여 EBSD(Electron Bach-Scattering Diffraction)법에 의한 고분해능 결정 방위 해석을 행하고, 평가한다. 또한, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 경면으로 마무리하고, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 측정 스텝을 0.5㎛ 이하로 하고, 합계로 50000㎛2의 영역에서BCC(체심 입방 구조)의 철의 결정 방위를 측정하고, 인접하는 측정점간에 있어서, (100)면의 방위차가 최소라도 10° 이상이 되는 경계를 유효 결정립계로서 정의한다. 또한, 결정 구조가 BCC인 조직이란, 페라이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 베이니틱 페라이트, 펄라이트 및 이들의 2종 이상으로 이루어지는 복합 조직이다.
평균 유효 결정립 직경은, 이하에 나타내는 절단법에 의해 구해진다. 즉, 유효 결정립계를 사용하여 입계 맵을 작성하고, 이 입계 맵 상에 압연 방향에 평행한 선을 합계로 300㎛ 이상 기입하고, 선의 길이의 합계를 선과 유효 결정립계의 교점의 수로 나눈 값을 평균 유효 결정립 직경으로 한다. 또한, 인접하는 교점간의 거리가 가장 이격된 개소에서의 입경을 최대 유효 결정립 직경으로 한다.
본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 아연 도금 강판은, 모재 강판의 표층부에 두께 0.01㎛ 내지 10.0㎛의 탈탄층이 형성되고, 상기 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 1.0×1012 내지 1.0×1016개/m2이며, 상기 산화물의 평균 입자 직경이 500nm 이하인 것이다.
본 발명의 실시 형태에 있어서는, 저온에서의 충돌 시험에 있어서, 강판의 표층으로부터 발생하는 파괴를 방지하기 위해서, 표층부가 경질 조직이 적은 탈탄층으로 되어 있다. 또한, 탈탄층이란, 모재 강판의 최표면부터 연속하는 영역이며, 경질 조직의 체적 분율이 1/4 두께에서의 경질 조직의 체적 분율의 절반 이하인 영역을 가리키는 것으로 한다. 또한, 경질 조직이란, 베이나이트와 베이니틱 페라이트와 프레시 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트를 의미한다.
모재 강판의 탈탄층의 두께는, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 경면으로 마무리하고, FE-SEM을 사용하여 관찰함으로써 측정할 수 있다. 본 발명의 실시 형태에 있어서는, 1개의 강판에 대해서, 탈탄층의 두께를 3군데 이상 측정하고, 그 평균값을 갖고 탈탄층의 두께로 한다.
탈탄층의 두께가 0.01㎛ 미만에서는 표층부에서의 파괴를 충분히 억제할 수 없는 점에서, 탈탄층의 두께를 0.01㎛ 이상으로 한다. 저온 인성을 더욱 향상시키기 위해서는, 탈탄층의 두께는 0.10㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.30㎛ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 과도하게 두꺼운 탈탄층은, 고강도 아연 도금 강판의 인장 강도나 피로 강도를 저하시킨다. 이 관점에서, 탈탄층의 두께는 10.0㎛ 이하로 한다. 피로 강도의 관점에서, 탈탄층의 두께는 9.0㎛ 이하인 것이 바람직하고, 8.0㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.
탈탄층은 저강도이므로, 모재 강판의 표층부에서 탈탄층을 기점으로 한 파괴는 일어나기 어렵다. 그러나, 모재 강판의 정상부(중심부)와 탈탄층은 강도차가 크므로, 그 계면은 새로운 파괴의 기점이 될 수 있다. 이것을 피하기 위해서는, Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물을, 탈탄층의 결정립 내 및/또는 결정립계에 분산시키고, 탈탄층의 강도를 높여서 모재 강판의 중심부와 탈탄층의 강도차를 작게 하는 것이 유효하다. 본 발명의 실시 형태에서는, 평균 유효 결정립 직경으로 5㎛ 이하, 최대 유효 결정립 직경으로 20㎛ 이하로 하는 것과 함께, 표면에 탈탄층을 생성시킴으로써 저온에서의 내충격성을 향상시킴과 함께, 탈탄층 내에 산화물이 1.0×1012 내지 1.0×1016개/m2 석출시킴으로써, 강판의 모재의 저온 인성의 향상, 표층에서의 저온 인성 및 탈탄층과 강판의 모재의 정상부의 강도차를 작게 함으로써 저온에서의 내충격성을 향상시킨다.
충분한 강도를 갖는 탈탄층을 얻기 위해서는, 탈탄층에 분산된 Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물의 밀도를 1.0×1012개/m2 이상으로 한다. 저온 인성을 보다 향상시키기 위해서는, 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도는 3.0×1012개/m2 이상으로 하는 것이 바람직하고, 5.0×1012개/m2 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 1.0×1016개/m2를 초과하면, 산화물간의 거리가 과도하게 가까워져서 경도의 가공으로 표층부가 파괴되어, 오히려 탈탄층의 강도를 저하시키므로, 저온 인성이 열화된다. 또한, 표층부가 경도의 가공으로 파괴되고, 그 위의 용융 아연 도금층을 손상시킨다. 이 점에서, 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도를 1.0×1016개/m2 이하로 한다. 강판 표층이 충분한 성형성을 갖기 위해서는, 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도는 5.0×1015개/m2 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.0×1015개/m2 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
탈탄층에 분산된 산화물의 크기가 크면, 그 산화물 자체가 파괴의 기점으로서 작용하는 점에서, 산화물이 미세할수록 저온 인성이 향상된다. 이로 인해, 산화물의 평균 입자 직경을 500nm 이하로 한다. 저온 인성을 더욱 높이기 위해서는, 산화물의 평균 입자 직경을 300nm 이하로 하는 것이 바람직하고, 100nm 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 산화물의 평균 입자 직경의 하한은 특별히 정하지 않지만, 30nm 미만으로 하기 위해서는 후술하는 어닐링 공정에서 분위기 및 온도를 엄격하게 제어할 필요가 있고, 실용상 곤란하므로, 산화물의 평균 입자 직경을 30nm 이상으로 하는 것이 바람직하다.
탈탄층에 분산된 산화물은, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 경면으로 마무리하고, FE-SEM을 사용하여 관찰할 수 있다. 산화물의 밀도는, FE-SEM을 사용하여 탈탄층을 7㎛2분 관찰하여 산화물의 개수를 세거나, 또는 산화물을 1000개 셀 때까지 필요로 한 관찰 면적을 사용하여 구할 수 있다. 또한, 산화물의 평균 입자 직경은, 랜덤하게 선택한 100 내지 1000개의 원 상당 직경을 평균함으로써 산출한다. 또한, 원 상당 직경은, 입자의 단축 길이와 장축 길이의 곱의 평방근을 사용한다.
본 발명의 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 이루어지는 것이다.
용융 아연 도금층은, 합금화 되어 있는 것이어도 된다.
본 발명의 실시 형태에 있어서는, 용융 아연 도금층 또는 합금화 되어 있는 용융 아연 도금층은, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, REM의 1종 또는 2종 이상을 함유, 또는 혼입하는 것이어도 된다. 용융 아연 도금층 또는 합금화 되어 있는 용융 아연 도금층이, 상기의 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유, 또는 혼입하는 것이어도, 본 발명의 효과는 손상되지 않고, 그 함유량에 따라서는 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다.
용융 아연 도금층 또는 합금화 되어 있는 용융 아연 도금층의 부착량에 대해서는 특별히 제약은 두지 않지만, 내식성의 관점에서 20g/m2 이상, 경제성의 관점에서 150g/m2 이하인 것이 바람직하다.
「고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법」
이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 아연 도금 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세하게 설명한다.
본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법은, 모재 강판의 판 두께가 0.6mm 이상, 5.0mm 미만의 강판의 제조에 적용된다. 모재 강판의 판 두께가 0.6mm 미만이면, 모재 강판의 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란해져서 적당하지 않다. 또한, 모재 강판의 판 두께가 5.0mm 이상이면, 냉각의 제어가 곤란해진다. 또한, 판 두께가 5.0mm 이상이면, 굽힘 가공에 수반되는 변형이 충분하지 않아서 베이나이트의 미세 분산화가 곤란해지고, 소정의 마이크로 조직을 만드는 것이 곤란해진다.
본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해서는, 최초에 모재 강판이 되는 강판을 제조한다. 강판을 제조하기 위해서는, 우선, 상술한 화학 성분(조성)을 갖는 슬래브를 주조한다. 열간 압연에 제공하는 슬래브는, 연속 주조 슬래브나 박슬래브 캐스터 등으로 제조한 것을 사용할 수 있다. 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법은, 주조 후에 즉시 열간 압연을 행하는 연속 주조-직접 압연(CC-DR)과 같은 프로세스에 적합하다.
「열연 공정」
열연 공정에 있어서, 주조에 기인하는 결정 방위의 이방성을 억제하기 위해서, 슬래브의 가열 온도를 1080℃ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는, 1180℃ 이상으로 한다. 슬래브의 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 1300℃를 초과하여 가열하기 위해서는 다량의 에너지를 투입할 필요가 있는 점에서, 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
슬래브를 가열한 후, 열간 압연을 행한다. 본 발명의 실시 형태에 있어서는, 열간 압연의 완료 온도를 850℃ 내지 950℃로 하고, 1050℃ 내지 열간 압연 완료 온도까지의 온도 영역의 압하량을 이하에 나타내는 (식1)을 만족하는 범위 내로 하는 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는다.
(식1)에 있어서, N은 열간 압연 개시부터 완료까지의 전체 패스수, i는 패스의 순서, Ti는 i회째의 패스에서의 압연 온도(℃), hi는 i회째의 패스에서의 가공 후 판 두께(mm), ti는 i회째의 패스부터 다음 패스까지의 경과 시간을 나타낸다. 또한, i=1일 때, h0=슬래브 두께이다. 또한, 최종 패스부터 다음 패스까지의 경과 시간은, 최종 패스부터 열간 압연 완료 후의 냉각 개시 시점까지의 경과 시간으로 한다.
상기 (식1)의 값이 1.00을 초과하면, 열연 강판의 결정립 직경이 조대해지고, 냉간 압연 및 어닐링 후의 결정립 직경이 조대해져서 고강도 아연 도금 강판의 유효 결정립 직경을 조대화시킨다. 이로 인해, (식1)의 값을 1.00 이하로 한다. 고강도 아연 도금 강판의 유효 결정립 직경을 미세화하여 저온 인성을 향상시키기 위해서, (식1)의 값은 0.90 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.80 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
한편, (식1)의 값이 0.10을 하회하면, 열연 공정에서 강판 내의 오스테나이트의 재결정이 충분히 진행되지 않아서 압연 방향으로 신장된 조직이 되고, 냉간 압연 및 어닐링 후의 마이크로 조직에 이어져 모재 강판의 압연 방향으로의 유효 결정립 직경이 조대화된다. 이로 인해, (식1)의 값은 0.10 이상으로 한다. 고강도 아연 도금 강판의 유효 결정립 직경을 미세화하여 저온 인성을 더욱 향상시키기 위해서는, (식1)의 값은 0.20 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.30 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 이에 의해, 저온에서의 내충격성을 향상시키는 요인의 하나인 저온 인성을 향상시킬 수 있다.
열간 압연한 후의 열연 강판을 코일로서 권취할 때까지의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이것은, 보다 저온에서 변태를 진행시킴으로써, 열연 강판의 입경을 미세하게 하여 냉연 및 어닐링 후의 모재 강판의 유효 결정립 직경을 미세하게 하기 위해서이다.
열연 강판의 권취 온도는 500℃ 이상 650℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이것은, 열연 강판의 마이크로 조직에 펄라이트 및/또는 긴 직경이 1㎛ 이상인 시멘타이트를 분산시키고, 냉간 압연에 의해 도입되는 변형을 국재화시키고, 어닐링 공정에서 다양한 결정 방위의 오스테나이트에 역변태 시킴으로써, 어닐링 후의 모재 강판의 유효 결정립을 미세화하기 때문이다. 권취 온도가 500℃ 미만이면, 펄라이트 및/또는 시멘타이트가 생성되지 않는 경우가 있어 바람직하지 않다. 한편, 권취 온도가 650℃를 초과하면, 펄라이트와 페라이트가 각각 압연 방향에 긴 띠 형상으로 생성하고, 페라이트 부분으로부터 냉간 압연 및 어닐링 후에 생성되는 모재 강판의 유효 결정립이 압연 방향으로 신장된 조대한 것이 될 경향이 있어 바람직하지 않다.
이어서, 이와 같이 하여 제조한 열연 강판의 산 세정을 행하는 것이 바람직하다. 산 세정은, 열연 강판의 표면의 산화물을 제거하는 것인 점에서, 모재 강판의 도금성 향상을 위하여 중요하다. 산 세정은, 1회이어도 되고, 복수회로 나누어서 행해도 된다.
「냉연 공정」
이어서, 산 세정 후의 열연 강판에 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 얻는다. 냉간 압연에서는, 합계의 압하율이 30％ 이상 75％ 이하가 되도록 행한다. 냉간 압연의 압하율이 30％를 하회하면, 강판에 충분한 변형이 축적되지 않고, 그 후의 어닐링 공정에서 재결정이 충분히 진행되지 않아서 가공인채로의 조직이 남고, 압연 방향으로 신장된 조대한 유효 결정립이 발생하는 경우가 있다. 냉간 압연에 의해 충분히 변형을 축적하기 위해서는 압하율의 합계를 33％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 36％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 압하율의 합계가 75％를 초과하면, 냉간 압연중에 강판이 파단될 위험성이 높아지므로, 압하율의 합계를 75％ 이하로 한다. 이 관점에서, 압하율의 합계는 70％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 65％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 냉간 압연은 복수의 패스에서 행하는 것이 바람직하지만, 냉간 압연의 패스수나 각 패스에의 압하율의 배분은 따지지 않는다.
「어닐링 공정」
본 발명의 실시 형태에 있어서는, 냉연 강판에 어닐링을 실시한다. 본 발명의 실시 형태에 있어서는, 예열대와 환원대와 도금대를 갖는 연속 어닐링 도금 라인을 사용하여 어닐링 공정을 행하면서 예열대와 환원대를 통과시키고, 도금대에 도착할 때까지 어닐링 공정을 종료하여 도금대에서 도금 공정을 행하는 것이 바람직하다.
어닐링 공정에 있어서는, 냉연 강판을, 예열 버너에 사용하는 공기와 연료 가스의 혼합 가스에 있어서, 「단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적」과 「단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위하여 이론상 필요해지는 공기의 체적」의 비인 공기비가 0.7 내지 1.2인 혼합 가스를 사용하여 가열하는 예열대에 통과시켜서 표층부에 산화 피막을 생성시키고, H2O와 H2의 분압비(P(H2O)/P(H2))가 0.0001 내지 2.00의 분위기의 환원대에, Ac3점-50℃ 이상의 최고 가열 온도에서 통과시켜서 상기 산화 피막을 환원하여 탈탄층을 형성하고, 740℃ 내지 500℃의 온도 영역에서 1.0℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하면서, 3 내지 100MPa의 장력을 부하하면서 굽힘 반경 800mm 이하의 굽힘 가공을 1회 이상 행하는 어닐링을 실시한다.
예열대의 분위기는, 예열 버너에 사용하는 공기와 연료 가스의 혼합 가스에 있어서, 「단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적」과 「단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위하여 이론상 필요해지는 공기의 체적」의 비인 공기비가 0.7 내지 1.2이면 되고, 산화 분위기, 무산화 분위기, 직하 환원 분위기 중 어느 것이라도 상관없다.
냉연 강판을 예열대에 통과시킬 때, 냉연 강판의 표층부에 소정의 두께의 Fe 산화 피막이 형성된다. 예열 버너에 사용하는 공기와 연료 가스의 혼합 가스에 있어서, 「단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적」과 「단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위하여 이론상 필요해지는 공기의 체적」의 비인 공기비를 0.7 내지 1.2로 함으로써, 냉연 강판의 표층에 0.01 내지 20㎛의 Fe 산화 피막이 형성된다. Fe 산화 피막은, 환원대에서 환원되어 Si 및/또는 Mn 산화물을 생성하는 산소 공급원으로서 기능하는 것이다.
예열대의 가열에 사용하는 혼합 가스에서의 공기와 연료 가스의 체적비가 1.2를 초과하면, 냉연 강판의 표층부에 Fe 산화 피막이 과도하게 성장하여 어닐링 후에 얻어지는 모재 강판의 탈탄층의 두께가 과잉으로 두꺼워진다. 또한, 공기와 연료 가스의 체적비가 1.2를 초과하면, 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 과잉해질 경우가 있다. 또한, 공기와 연료 가스의 체적비가 1.2를 초과하면, 과도하게 성장한 Fe 산화 피막이 환원대에서 환원되지 않고 산화 피막인채로 두꺼운 막 두께로 잔류하여 모재 강판의 도금성에 지장을 초래할 경우가 있다.
또한, 예열대의 예열 버너에 사용하는 공기와 연료 가스의 혼합 가스에 있어서, 「단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적」과 「단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위하여 이론상 필요해지는 공기의 체적」의 비인 공기비가 0.7 미만이면, 냉연 강판의 표층부에서의 Fe 산화 피막의 성장이 불충분해져서 모재 강판에 충분한 두께의 탈탄층이 형성되지 않게 될 우려가 있다. 또한, 이 공기비가 0.7 미만이면, 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 불충분해질 경우가 있다.
어닐링 공정에서의 가열 속도는, 강판 내에서의 재결정 거동에 영향을 미친다. 재결정을 충분히 진행시킴으로써, 역변태 오스테나이트의 결정립 직경을 미세하게 할 수 있어 어닐링 후에 얻어지는 모재 강판의 유효 결정립 직경이 미세해진다. 또한, 재결정을 진행시킴으로써, 역변태 하지 않고 남는 페라이트의 결정립 직경을 미세화할 수 있다. 재결정을 진행시키기 위해서는, 특히 600℃ 내지 750℃에서의 가열 속도가 중요하고, 이 온도 영역에서의 평균 가열 속도를 20℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
환원대에서는, 예열대에서 생성한 Fe 산화 피막을 환원하여 탈탄층을 형성함과 함께, 탈탄층에 적당한 평균 입자 직경의 Si 및/또는 Mn 산화물을 적당한 밀도로 분산시킨다. 이로 인해, 환원대의 분위기에 있어서, 수증기 분압 P(H2O)과 수소 분압 P(H2)의 비 P(H2O)/P(H2)을 0.0001 내지 2.00으로 한다. P(H2O)/P(H2)은 0.001 내지 1.50이 범위로 하는 것이 바람직하고, 0.002 내지 1.20이 범위로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 환원대의 분위기 P(H2O)/P(H2)이 0.0001 미만이면, 강판의 표면에 산화물이 생성되어 탈탄층의 내부에 소정의 산화물을 분산하는 것이 곤란해질 경우가 있다. 또한, P(H2O)/P(H2)이 2.00을 초과하면, 탈탄이 과도하게 진행하여 탈탄층의 두께를 소정의 범위로 제어할 수 없을 경우가 있다.
어닐링 공정에서의 최고 가열 온도에는, 환원대에 있어서 도달한다. 최고 가열 온도가 낮으면, 오스테나이트에의 역변태가 충분히 진행되지 않아서 페라이트의 체적 분율이 과도하게 커진다. 잔류 오스테나이트의 양을 저감시켜서 충분한 경질 조직의 체적 분율을 확보하기 위해서, 최고 가열 온도는 (Ac3점-50℃)℃ 이상으로 하고, (Ac3점-35)℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 최고 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 1000℃를 초과하여 가열하는 것은, 표면의 품위를 현저하게 손상시키고, 모재 강판의 도금의 습윤성을 열화시키는 점에서, 최고 가열 온도는 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 950℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
그 후, 어닐링 후에 얻어지는 모재 강판의 유효 결정립 직경을 미세하게 하기 위해서, 페라이트 변태를 억제하고, 또한, 변태 온도를 가능한 한 저온으로 하기 위해서, 740℃부터 500℃의 온도 영역에서 1.0℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 충분히 페라이트 변태를 억제하기 위해서는, 740℃부터 500℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 2.5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 4.0℃/초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 740℃부터 500℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 과도하게 큰 평균 냉각 속도를 얻기 위해서는, 특수한 냉각 설비나 도금 공정에 간섭하지 않는 냉매가 필요해지므로 바람직하지 않다. 이 관점에서, 상기 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는 150℃/초 이하로 하는 것이 바람직하고, 100℃/초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 740℃ 내지 500℃의 온도 영역에 있어서는, 3 내지 100MPa의 장력을 부하하면서 굽힘 반경 800mm 이하의 굽힘 가공을 1회 이상 행한다. 이에 의해, 모재 강판이 되는 냉연 강판에 결정 방위가 상이한 결정립의 핵 생성이 촉진되므로, 어닐링 후에 얻어지는 모재 강판의 유효 결정립 직경이 더욱 미세해진다.
굽힘 가공을 행할 때에는, 압연 방향을 인장축으로 하는 3MPa 이상 100MPa 이하의 장력(인장 응력)을 부하한다. 장력이 3MPa 미만에서는 핵 생성의 촉진 효과가 인정되지 않으므로, 이것을 하한으로 한다. 핵 생성을 더욱 촉진시켜서 유효 결정립 직경을 미세하게 하기 위해서, 장력을 5MPa 이상으로 하는 것이 바람직하고, 7MPa 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 장력이 100MPa를 초과하면, 굽힘 가공을 행함으로써 강판이 크게 변형될 경우가 있는 점에서, 장력은 100MPa 이하로 한다. 강판의 변형을 더욱 작게 하기 위해서, 장력은 70MPa 이하로 하는 것이 바람직하고, 50MPa 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 이 굽힘 가공에 의해, 결정립의 가일층의 미세화, 즉, 평균 유효 결정립 직경으로 5㎛ 이하, 최대 유효 결정립 직경으로 20㎛ 이하가 가능함과 함께, 탈탄층 내에 산화물이 1.0×1012 내지 1.0×1016개/m2 석출하여 탈탄층의 강도와 강판의 모재의 정상부의 강도차를 작게 할 수 있다.
굽힘 가공에 있어서는, 예를 들어 반경 800mm 이하의 롤을 사용하여 굽힘 반경 800mm 이하의 가공을 행한다. 가공도가 클수록 핵 생성은 촉진되는 점에서, 굽힘 반경은 650mm 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 굽힘 반경의 하한은 특별히 설정하지 않지만, 과도하게 작은 반경으로 강판 전역을 균질하게 구부리는 것은 곤란하므로, 굽힘 반경을 50mm 이상으로 하는 것이 바람직하고, 100mm 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
굽힘 가공의 횟수는 1회 이상으로 하고, 가공도가 클수록 핵 생성은 촉진되는 점에서 2회 이상으로 하는 것이 바람직하다. 굽힘 가공의 횟수의 상한은 특별히 정하지 않지만, 당해 온도 영역에서의 정류 시간 내에 20회 이상의 굽힘 가공을 실시하는 것은 곤란하므로, 20회 이하로 하는 것이 바람직하다.
「도금 공정」
이어서, 이와 같이 하여 얻어진 모재 강판을 도금욕에 침지한다. 도금욕은, 아연을 주체로 하고, 도금욕 내의 전체 Al량에서 전체 Fe량을 뺀 값인 유효 Al량이 0.01 내지 0.18질량％인 조성을 갖는 것이다. 특히, 도금 공정 후에 합금화 처리를 실시할 경우에는, 용융 아연 도금층의 합금화의 진행을 제어하기 위해서, 도금욕 내의 유효 Al량을 0.07 내지 0.12질량％로 하는 것이 바람직하다.
또한, 도금층을 합금화하지 않을 경우에는, 욕 내의 유효 Al량은 0.18 내지 0.30질량％의 범위이어도 문제 없다.
도금욕은, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, REM의 1종 또는 2종 이상의 원소가 혼입되어 있는 것이어도 되고, 각 원소의 함유량에 따라서는, 용융 아연 도금층의 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다.
또한, 도금욕의 온도는 450℃ 내지 470℃로 하는 것이 바람직하다. 도금욕 온도가 450℃ 미만에서는, 도금욕의 점도가 과대하게 높아져서 도금층의 두께를 제어하는 것이 곤란해져 강판의 외관을 손상시킨다. 한편, 도금욕 온도가 470℃를 초과하면, 다량의 흄이 발생하여 안전하게 제조하는 것이 곤란해지므로, 도금욕 온도는 470℃ 이하인 것이 바람직하다.
또한, 강판이 도금욕에 진입할 때의 강판 온도가 430℃를 하회하면, 도금욕 온도를 450℃ 이상으로 안정시키기 위하여 도금욕에 다량의 열량을 부여할 필요가 발생하므로, 실용상 부적합하다. 한편, 강판이 도금욕에 진입할 때의 강판 온도가 490℃를 상회하면, 도금욕 온도를 470℃ 이하로 안정시키기 위하여 도금욕으로부터 다량의 열량을 발열(열 제거)하는 설비를 도입할 필요가 있어 제조 비용의 점에서 부적합하다. 따라서, 도금욕의 욕 온도를 안정시키기 위해서, 모재 강판의 도금욕 진입 시의 온도를 430℃ 내지 490℃로 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 실시 형태에 있어서는, 도금욕에 모재 강판을 침지하기 전 및/또는 침지한 후에, 베이나이트 변태를 진행시키는 것을 목적으로 하여, 300℃ 내지 470℃의 온도 범위에서 10 내지 1000초간 정류시키는 베이나이트 변태 처리를 행하는 것이 바람직하다. 도금 공정 후에 합금화 처리를 행할 경우, 베이나이트 변태 처리는 합금화 처리 전이어도 나중이어도 상관없다.
단, 베이나이트 변태 처리의 온도가 430℃ 이하이면, 베이나이트 변태의 진행에 따라 미변태의 오스테나이트에 다량의 탄소가 농화되고, 실온까지 냉각했을 때에 강판에 남는 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 커질 경우가 있다. 오스테나이트 내의 고용 탄소량은, 베이나이트 변태를 일으킨 온도보다 고온에서 재가열함으로써 감소한다. 이로 인해, 베이나이트 변태 처리의 온도가 430℃ 이하인 경우, 베이나이트 변태 처리를 도금욕에의 모재 강판의 침지 전으로 한정하고, 도금욕의 온도까지 모재 강판이 재가열되는 것을 이용하여 미변태의 오스테나이트에서의 고용 탄소량을 저감하고, 실온까지 냉각했을 때에 강판에 남는 잔류 오스테나이트의 양을 저감하는 것이 바람직하다.
도금욕에의 침지 후, 용융 아연 도금층의 합금화 처리를 행해도 상관없다. 합금화 처리 온도는, 470℃ 미만에서는 합금화가 충분히 진행되지 않으므로, 470℃ 이상으로 한다. 또한, 합금화 처리 온도가 620℃를 초과하면, 조대한 시멘타이트가 생성되어 강도가 현저하게 저하되는 점에서, 620℃ 이하로 한다. 합금화 처리 온도는 480℃ 내지 600℃로 하는 것이 바람직하고, 490℃ 내지 580℃로 하는 것이 보다 바람직하다.
합금화 처리 시간은, 용융 아연 도금층의 합금화를 충분히 진행시키기 위해서, 2초 이상으로 하고, 5초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 합금화 처리 시간이 200초를 초과하면, 도금층이 과합금을 일으켜서 특성이 열화될 우려가 있다. 이 점에서, 합금화 처리 시간은 200초 이하로 하고, 100초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 합금화 처리는 도금욕에 모재 강판을 침지한 후에 바로 행하는 것이 바람직하지만, 모재 강판을 도금욕에 침지한 후, 얻어진 용융 아연 도금 강판의 온도가 150℃ 이하까지 하강하고나서 합금화 처리 온도까지 재가열하여 합금화 처리를 행해도 상관없다.
또한, 도금 공정 후 또는 합금화 처리 후, 얻어진 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판의 온도가 150℃ 이하가 될 때까지의 평균 냉각 속도를 0.5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 냉각 속도가 0.5℃/초 미만이면, 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판에 미변태의 오스테나이트가 남아있는 경우, 미변태의 오스테나이트에서 베이나이트 변태가 진행하여 오스테나이트중으로의 탄소의 농화가 진행되기 때문에, 실온까지 냉각한 후에 얻어지는 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 5％를 초과하는 경우가 있기 때문이다. 이 관점에서, 상기의 평균 냉각 속도를 1.0℃/초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 도금 공정 후 또는 합금화 처리 후에 얻어진 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판의 냉각 도중 또는 냉각 후에, 마르텐사이트를 템퍼링하는 것을 목적으로 재가열 처리를 행해도 상관없다. 재가열 처리를 행할 때의 가열 온도가 200℃ 미만이면, 충분히 템퍼링이 진행되지 않으므로, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 재가열 처리의 온도가 620℃를 초과하면, 강도가 현저하게 열화되므로, 620℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 550℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 본 발명은 상기의 실시 형태에 한정되지 않는다.
예를 들어, 본 발명의 실시 형태에 있어서는, 상술한 방법에 의해 얻어진 아연 도금 강판의 아연 도금층의 표면에, P산화물 및/또는 P를 포함하는 복합 산화물로 이루어지는 피막을 부여해도 상관없다.
인산화물 및/또는 인을 포함하는 복합 산화물로 이루어지는 피막은, 강판을 가공할 때에 윤활제로서 기능시킬 수 있어 모재 강판의 표면에 형성된 아연 도금층을 보호할 수 있다.
또한, 본 실시 형태에 있어서는, 실온까지 냉각된 고강도 아연 도금 강판에 대하여 형상 교정을 위하여 압하율 3.00％ 이하로 냉간 압연을 실시해도 상관없다.
(실시예)
본 발명의 실시예에 대하여 설명한다.
표 1 내지 표 3에 나타내는 A 내지 AC의 화학 성분(조성)을 갖는 슬래브를 주조하고, 표 4 내지 표 8에 나타내는 조건(슬래브 가열 온도, 열연 완료 온도, 1050℃ 내지 열간 압연 완료 온도까지의 온도 영역에서의 압하량)에서 열간 압연하고, 표 4 내지 표 8에 나타내는 온도에서 권취하여 열연 강판을 얻었다.
그 후, 열연 강판에 산 세정을 실시하여 표 4 내지 표 8에 나타내는 조건(압하율)의 냉간 압연을 실시하고, 냉연 강판을 얻었다.
계속해서, 표 9 내지 표 13에 나타내는 조건(예열대의 가열에 사용하는 혼합 가스에서의 공기와 연료 가스의 체적비(공기 체적/연료 가스 체적), 600℃ 내지 750℃에서의 가열 속도, 환원대 분위기 속의 H2O와 H2의 분압비(P(H2O)/P(H2)), 최고 가열 온도, 740℃ 내지 500℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도와, 굽힘 가공 조건(장력(부하 응력), 굽힘 반경, 굽힘 가공 횟수))에서 어닐링을 실시하여 실험예 1 내지 133의 모재 강판을 얻었다(단, 일부의 실험예에서는 실험을 중단한 것도 있음).
실험예 124는 Si의 함유량이 커서, 냉간 압연 공정에서 강판이 파단되어 시험을 중단한 예이다.
실험예 126은 Mn의 함유량이 커서, 열간 압연 공정에 제공할 때까지 슬래브가 파단되어 시험을 중단한 예이다.
실험예 1004는 Al의 함유량이 커서, 어닐링 공정에서 전후의 강판과 용접한 부위가 파단되어 시험을 중단한 예이다.
이어서, 실험예 1 내지 133의 모재 강판 중 일부의 모재 강판을 표 14 내지 표 18에 나타내는 온도 범위로 가열하여 표 14 내지 표 18에 나타내는 시간 정류시키는 베이나이트 변태 처리를 행하였다.
이어서, 표 14 내지 표 18에 나타내는 진입 온도의 모재 강판을, 표 14 내지 표 18에 나타내는 유효 Al량 및 온도의 도금욕에 진입시키고 침지시켜서 실험예 1 내지 133의 용융 아연 도금 강판을 얻었다.
또한, 실험예 1 내지 133의 용융 아연 도금 강판 중 일부의 용융 아연 도금 강판에, 표 14 내지 표 18에 나타내는 온도 범위로 가열하여 표 14 내지 표 18에 나타내는 체류 시간에서 정류시키는 합금화 처리를 행하여 실험예 1 내지 133의 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)을 얻었다. 그 이외의 강판은 합금화 처리를 행하지 않거나, 처리 온도를 470℃ 미만으로 하여 도금층이 합금화 되어 있지 않은 용융 아연 도금 강판(GI)으로 하였다.
도금 공정 후의 실험예 1 내지 133의 용융 아연 도금 강판(또는 합금화 처리 후의 합금화 용융 아연 도금 강판)의 온도가 150℃ 이하가 될 때까지, 표 14 내지 표 18에 나타내는 평균 냉각 속도로 냉각하였다.
또한, 실험예 1 내지 133의 도금 공정 후의 용융 아연 도금 강판(또는 합금화 처리 후의 합금화 용융 아연 도금 강판)의 일부에 대해서, 표 14 내지 표 18에 나타내는 평균 냉각 속도로 150℃ 이하가 될 때까지 냉각하고 있는 도중에, 표 14 내지 표 18에 나타내는 재가열 온도로 재가열 처리를 행하였다.
또한, 실온까지 냉각한 실험예 1 내지 133의 용융 아연 도금 강판(또는 합금화 용융 아연 도금 강판)의 일부에 대해서, 표 14 내지 표 18에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 실시하였다.
이와 같이 하여 얻어진 실험예 1 내지 133의 용융 아연 도금 강판(또는 합금화 용융 아연 도금 강판)에 있어서, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께로부터 3/8 두께의 범위에서의 마이크로 조직을 관찰하여 체적 분율을 측정하였다. 그 결과를 표 19 내지 표 23에 나타내었다
마이크로 조직의 체적 분율 중, 잔류 오스테나이트량은 X선 회절에 의해 측정하고, 그 밖에는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 잘라내어 경면으로 연마한 단면을 나이탈 에칭하고, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)을 사용하여 관찰하여 구하였다.
또한, EDX를 사용하여 합금화 아연 도금층의 1/2 두께에서의 철의 함유량을 측정하였다. 그 결과를 표 19 내지 표 23에 나타내었다.
또한, 이하에 나타내는 방법에 의해, 실험예 1 내지 133의 평균 유효 결정립 직경, 최대 유효 결정립 직경, 탈탄층(두께, 산화물의 밀도, 산화물의 평균 입자 직경)을 측정하였다. 그 결과를 표 19 내지 표 23에 나타낸다.
「평균 유효 결정립 직경, 최대 유효 결정립 직경」
실험예 1 내지 133의 용융 아연 도금 강판(또는 합금화 용융 아연 도금 강판)을 각각 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 경면으로 마무리하고, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 측정 스텝을 0.5㎛ 이하로 하고, 합계로 50000㎛2의 영역에 대해서, FE-SEM을 사용하여 EBSD법에 의한 고분해능 결정 방위 해석을 행하여 BCC(체심 입방 구조)의 철의 결정 방위를 측정하였다.
그리고, 인접하는 측정점간에 있어서, (100)면의 방위차가 최소라도 10° 이상이 되는 경계를 유효 결정립계로 하였다. 측정한 유효 결정립계를 사용하여 입계 맵을 작성하고, 이 입계 맵 상에 압연 방향에 평행한 선을 합계로 300㎛ 이상 기입하고, 선의 길이의 합계를 선과 유효 결정립계의 교점의 수로 나눈 값을 평균 유효 결정립 직경으로 하였다. 또한, 인접하는 교점간의 거리가 가장 이격된 개소에서의 입경을 최대 유효 결정립 직경으로 하였다.
「탈탄층 두께」
실험예 1 내지 133의 용융 아연 도금 강판(또는 합금화 용융 아연 도금 강판)을 각각 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 경면으로 마무리하고, FE-SEM을 사용하여 관찰함으로써 탈탄층 두께를 측정하였다. 또한, 1개의 강판에 대해서, 3군데 이상 탈탄층 두께를 측정하고, 그 평균값을 탈탄층 두께로 하였다.
「산화물의 밀도」 「산화물의 평균 입자 직경」
실험예 1 내지 133의 용융 아연 도금 강판(또는 합금화 용융 아연 도금 강판)을 각각 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 경면으로 마무리하고, FE-SEM을 사용하여 7㎛2분 관찰하여 산화물의 개수를 세거나, 또는 산화물을 1000개 셀 때까지 필요로 한 관찰 면적을 사용하여 산화물의 밀도를 산출하였다. 또한, 랜덤하게 선택한 100 내지 1000개의 산화물의 원 상당 직경을 평균함으로써 산화물의 평균 입자 직경을 산출하였다.
또한, 이하에 나타내는 방법에 의해, 실험예 1 내지 133의 인성을 측정하였다. 그 결과를 표 24 내지 표 28에 나타내었다.
「인성(충격 흡수 에너지(-40℃), 취성 파면율)」
실험예 1 내지 133의 용융 아연 도금 강판(또는 합금화 용융 아연 도금 강판)은 판 두께가 0.5 내지 3.5mm로 얇은 점에서, 1장으로는 정확한 시험을 행하는 것이 곤란하다. 이로 인해, 강판을 적층하여 볼트로 체결하고, 강판간에 간극이 없는 것을 확인한 뒤에 소정의 형상으로 가공한 적층 샤르피 시험편을 제작하였다. 적층하는 강판의 매수 N은 [판 두께]×N이 10mm에 가장 근접하도록 설정하였다. 예를 들어, 판 두께가 1.8mm인 경우에는 N=6으로 하여 판 두께의 합계를 10.8mm으로 하였다.
적층 샤르피 시험편은, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 파면으로 하기 위해서, 판 폭 방향을 길이로서 채취하였다. 강판의 충격 흡수 에너지는, 충격 시험에서의 전체 흡수 에너지를 파면 면적 0.8×[판 두께]×N으로 나누고, 단위 면적당의 흡수 에너지(-40℃)로서 평가하였다.
강판의 파면은 결정립 직경이 미세하므로, 광학 현미경이나 돋보기를 사용하여 취성 파면과 연성 파면을 구별할 수 없다. 이로 인해, SEM을 사용하여 파면을 관찰하여 취성 파면율을 구하였다.
상기 이외의 조건은 JIS Z 2242에 따라서 측정하였다.
표 24 내지 표 28에 실험예 1 내지 133의 용융 아연 도금 강판(또는 합금화 용융 아연 도금 강판)의 특성을 이하에 나타내는 방법에 의해 평가한 결과를 나타낸다.
실험예 1 내지 133의 용융 아연 도금 강판(또는 합금화 용융 아연 도금 강판)으로부터 JIS Z 2201에 준거한 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험을 JIS Z 2241에 준거하여 행하고, 항복 응력 「YS」, 인장 강도 「TS」, 전체 신장 「EL」을 측정하였다.
강판 표면의 외관은, 비도금의 발생 상황을 육안 판단함으로써 행하였다. 「×」는 직경 0.5mm 이상의 비도금이 관찰되며, 외관상의 허용 범위를 일탈한 강판이며, 「○」는 그 이외의 실용상 허용할 수 있는 외관을 갖는 강판이다.
또한, 압축 응력이 가해지는 가공 시의 도금 밀착성을 평가하기 위해서, 60° V 굽힘 시험 후, 굽힘부 내측에 테이프를 붙이고 테이프를 뗐다. 테이프와 함께 박리한 도금층의 박리 상황으로부터 도금 밀착성을 평가하였다. 「×」는 박리 폭이 7.0mm 이상이며, 실용상 허용할 수 없는 강판이며, 「○」는 그 이외의 실용상 허용할 수 있는 도금 밀착성을 갖는 강판이다.
표 24 내지 표 28에 나타낸 바와 같이, 실험예 1 내지 133 중 본 발명의 실시예인 실험예는 모두 비도금의 발생이 없어 외관이 양호하고, 인장 강도 「TS」가 900MPa 이상이며, 또한 취성 파면이 없었다. 또한, 본 발명의 실시예인 실험예는 모두 도금 박리의 평가가 「○」이며, 도금 밀착성이 우수함과 동시에, 충분한 항복 응력 및 전체 신장을 얻을 수 있다.
이에 반해, 실험예 1 내지 133 중 비교예인 실험예에서는, 도금 박리 및 비도금의 발생이 없고, 인장 강도 「TS」가 900MPa 이상이며, 또한 취성 파면이 없는 것은 없었다.
실험예 121은 C의 첨가량이 적고, 경질 조직이 얻어지지 않으므로, 강도가 열위이다.
실험예 122는 C의 첨가량이 많고, 인성이 불충분하며, 취성 파면율이 100％이었다.
실험예 123은 Mn의 첨가량이 적고, 어닐링 후의 냉각중에 연질 조직이 다량으로 형성되므로, 강도가 불충분하다.
실험예 32는 냉간 압연의 압하율이 낮은 예이며, 최대 유효 결정립 직경이 크고, 인성이 불충분하며, 취성 파면이 관찰되었다.
실험예 44는 열간 압연의 슬래브 가열 온도가 낮은 예이며, 최대 유효 결정립 직경이 크고, 인성이 불충분하며, 취성 파면이 관찰되었다.
실험예 56은 냉간 압연의 압하율이 높은 예이며, 최대 유효 결정립 직경이 크고, 인성이 불충분하며, 취성 파면이 관찰되었다.
실험예 96은 열간 압연의 압하량이 큰 예이며, 평균 유효 결정립 직경 및 최대 유효 결정립 직경이 크고, 인성이 불충분하며, 취성 파면이 관찰되었다.
실험예 116은 열간 압연의 압하량이 낮은 예이며, 최대 유효 결정립 직경이 크고, 인성이 불충분하며, 취성 파면이 관찰되었다.
실험예 8은 어닐링 공정에서 부하 응력을 부여하고 있지 않은 예이며, 평균 유효 결정립 직경이 크고, 인성이 불충분하며, 취성 파면이 관찰되었다.
실험예 20은 도금 공정에서 도금욕의 유효 Al량이 과잉된 예이며, 비도금이 발생하여 외관 불량이 되었다.
실험예 24는 어닐링 공정에서 굽힘 가공의 굽힘 반경이 큰 예이며, 평균 유효 결정립 직경이 크고, 인성이 불충분하며, 취성 파면이 관찰되었다.
실험예 28은 베이나이트 변태 처리를 도금욕 침지 후에 행했으므로, 미변태 오스테나이트에 탄소가 농화된 채, 실온까지 냉각된 예이며, 잔류 오스테나이트가 많고, 인성이 불충분하며, 취성 파면이 관찰되었다. 이로 인해, 실험예 28에 있어서는, 베이나이트 변태 처리의 정류 시간은 본 발명의 범위 내이지만, 실시예가 아니라 비교예이다(표 중에서는 「*」을 붙여서 나타냄).
실험예 52는 연료 가스와 공기의 체적비가 큰 예이며, 탈탄층 두께가 두꺼워서 비도금이 발생하여 강도가 불충분하였다.
실험예 60은 합금화 처리 시간이 짧은 예이며, 도금 박리가 발생하였다.
실험예 68은 굽힘 가공을 행하지 않은 예이며, 평균 유효 결정립 직경 및 최대 유효 결정립 직경이 크고, 인성이 불충분하며, 취성 파면이 관찰되었다.
실험예 76은 H2O와 H2의 분압비가 높은 예이며, 탈탄층 두께가 두꺼워서 강도가 불충분하다.
실험예 80은 연료 가스와 공기의 체적비가 작은 예이며, 탈탄층이 형성되지 않고, 인성이 불충분하며, 취성 파면이 관찰되었다.
실험예 84는 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도가 낮은 예이며, 경질 조직이 적고, 인성이 불충분하며, 취성 파면이 관찰되었다.
실험예 88은 어닐링 공정에서의 740℃ 내지 500℃에서의 평균 냉각 속도가 작은 예이며, 경질 조직이 적고, 평균 유효 결정립 직경이 크고, 인성이 불충분하며, 취성 파면이 관찰되었다.
실험예 92는 H2O와 H2의 분압비가 낮은 예이며, 탈탄층이 형성되지 않고, 인성이 불충분하며, 취성 파면이 관찰되었다. 또한, 실험예 92에서는 도금 박리 및 비도금이 발생하였다.
실험예 100은 합금화 처리 시간이 긴 예이며, 도금 박리가 발생하였다.
실험예 108은 도금 공정에서 도금욕의 유효 Al량이 적은 예이며, 도금 박리가 발생하였다.
실험예 112는 합금화 처리 온도가 높은 예이며, 도금 박리 및 비도금이 발생하고, 강도가 불충분하였다.
실험예 125의 합금화 용융 아연 도금 강판은 Si의 함유량이 작아서 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 불충분해지고, 또한 합금화 처리에 의해 다량의 철계 탄화물이 생성되었으므로, 인성 및 강도의 면에서 열위가 되었다.
실험예 128의 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 탈탄층 내의 산화물의 밀도가 현저하게 높고, 강판의 인성 및 도금 밀착성이 열위이다.
실험예 129의 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 탈탄층 내의 산화물의 크기가 현저하게 크고, 강판의 인성이 열위이다.
실험예 130은 열연 완료 온도가 낮고, 강판의 평탄도가 현저하게 열위이며, 냉간 압연이 곤란했기 때문에 시험을 중단한 예이다.
실험예 131의 합금화 용융 아연 도금 강판은, 열연 완료 온도가 높고, 식1의 값이 규정의 범위를 벗어났기 때문에, 입경이 조대화되고, 인성이 열화된 예이다.
실험예 132의 용융 아연 도금 강판은, 740℃ 내지 500℃에서의 평균 냉각 속도가 작고, 페라이트 분율이 과도하게 높아졌기 때문에, 인성이 열화된 예이다.
실험예 133의 합금화 용융 아연 도금 강판은, 베이나이트 변태 처리 온도가 낮고, 당해 처리로 마르텐사이트가 생성되고, 그 후 합금화에 의해 고온에서 템퍼링 되었으므로, 강도가 현저하게 저하된 예이다.
이상, 본 발명의 각 실시 형태에 대하여 상세하게 설명했지만, 상기 실시 형태는 모두 본 발명을 실시함에 있어서 구체화된 예를 나타낸 것에 지나치지 않는다. 본 발명은, 이들 실시 형태에 의해 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안된다. 즉, 본 발명은, 그 기술 사상 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 다양한 형태로 실시할 수 있다.
본 발명은 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 및, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 유효한 기술이다. 그리고, 본 발명에 따르면, 본 발명에 따르면, 저온에서의 내충격 특성이 우수하고, 900MPa 이상의 인장 강도가 얻어지는 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그것들의 제조 방법을 제공할 수 있다.
Claims (12)
- 질량％로,
C: 0.075 내지 0.400％,
Si: 0.01 내지 2.00％,
Mn: 0.80 내지 3.50％,
P: 0.0001 내지 0.100％,
S: 0.0001 내지 0.0100％,
Al: 0.001 내지 2.00％,
O: 0.0001 내지 0.0100％,
N: 0.0001 내지 0.0100％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 있고,
상기 모재 강판은, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 강판 조직의 잔류 오스테나이트상이 체적 분율로 5％ 이하이고, 베이나이트상과 베이니틱 페라이트상과 프레시 마르텐사이트상과 템퍼링 마르텐사이트상의 합계가 체적 분율로 40％ 이상이며,
판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서의 평균 유효 결정립 직경이 5.0㎛ 이하이고, 최대 유효 결정립 직경이 20㎛ 이하이고,
표층부에 두께 0.01㎛ 내지 10.0㎛의 탈탄층이 형성되고, 상기 탈탄층에 분산된 산화물의 밀도가 1.0×1012 내지 1.0×1016개/m2이며, 상기 산화물의 평균 입자 직경이 500nm 이하인 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판. - 제1항에 있어서, 상기 모재 강판이, 질량％로, 또한,
Ti: 0.001 내지 0.150％,
Nb: 0.001 내지 0.100％,
V: 0.001 내지 0.300％,
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판. - 제1항에 있어서, 상기 모재 강판이, 또한,
Cr: 0.01 내지 2.00％,
Ni: 0.01 내지 2.00％,
Cu: 0.01 내지 2.00％,
Mo: 0.01 내지 2.00％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
W: 0.01 내지 2.00％,
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판. - 제1항에 있어서, 상기 모재 강판이, 또한, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을, 합계로 0.0001 내지 0.0100％ 함유하는 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
- 제1항에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 상기 용융 아연 도금층이 합금화되어 있는 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
- 질량％로,
C: 0.075 내지 0.400％,
Si: 0.01 내지 2.00％,
Mn: 0.80 내지 3.50％,
P: 0.0001 내지 0.100％,
S: 0.0001 내지 0.0100％,
Al: 0.001 내지 2.00％,
O: 0.0001 내지 0.0100％,
N: 0.0001 내지 0.0100％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬래브를 1080℃ 이상으로 가열하고, 850℃ 내지 950℃의 온도에서 열간 압연을 완료하고, 1050℃ 내지 열간 압연 완료 온도까지의 온도 영역에서의 압하량이 이하에 나타내는 (식1)을 만족하는 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는 열연 공정과,
상기 열연 강판에 압하율 30％ 내지 75％의 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 얻는 냉연 공정과,
예열에 사용하는 공기와 연료 가스의 혼합 가스에 있어서, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적과 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위하여 이론상 필요해지는 공기의 체적의 비인 공기비가 0.7 내지 1.2인 혼합 가스를 사용하여 가열하는 예열대에 통과시켜서 표층부에 산화 피막을 생성시키고, H2O와 H2의 분압비(P(H2O)/P(H2))가 0.0001 내지 2.00의 분위기의 환원대에, Ac3점-50℃ 이상의 최고 가열 온도에서 통과시켜서 상기 산화 피막을 환원하여 탈탄층을 형성하고, 740℃ 내지 500℃의 온도 영역에서 1.0℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하면서, 3 내지 100MPa의 장력을 부하하면서 굽힘 반경 800mm 이하의 굽힘 가공을 1회 이상 행하는 어닐링을 실시하는 어닐링 공정을 행함으로써, 모재 강판을 얻는 공정과,
상기 모재 강판을 유효 Al량이 0.01 내지 0.18질량％인 도금욕에 침지시켜서 상기 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성하고, 용융 아연 도금 강판으로 하는 도금 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(식1)에 있어서, N은 열간 압연 개시부터 완료까지의 전체 패스수, i는 패스의 순서, Ti는 i회째의 패스에서의 압연 온도(℃), hi는 i회째의 패스에서의 가공 후 판 두께(mm), ti는 i회째의 패스부터 다음 패스까지의 경과 시간을 나타낸다. 또한, i=1일 때, h0=슬래브 두께이다. 또한, 최종 패스부터 다음 패스까지의 경과 시간은, 최종 패스부터 열간 압연 완료 후의 냉각 개시 시점까지의 경과 시간으로 한다. - 제6항에 있어서, 상기 슬래브가, 질량％로, 또한,
Ti: 0.001 내지 0.150％,
Nb: 0.001 내지 0.100％,
V: 0.001 내지 0.300％,
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. - 제6항에 있어서, 상기 슬래브가, 질량%로, 또한,
Cr: 0.01 내지 2.00％,
Ni: 0.01 내지 2.00％,
Cu: 0.01 내지 2.00％,
Mo: 0.01 내지 2.00％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
W: 0.01 내지 2.00％,
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. - 제6항에 있어서, 상기 슬래브가, 또한, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을, 합계로 0.0001 내지 0.0100％ 함유하는 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
- 제6항에 있어서, 상기 도금 공정은, 450 내지 470℃의 도금욕에, 430 내지 490℃의 상기 모재 강판을 진입시켜서 침지시키는 공정인 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
- 제6항에 있어서, 상기 도금욕에 상기 모재 강판을 침지하기 전 및/또는 침지한 후에, 300 내지 470℃의 온도 범위에서 10 내지 1000초간 정류시키는 베이나이트 변태 처리를 행하는 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
- 제6항에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판을, 470 내지 620℃의 온도 범위에서 2초 내지 200초간 정류하는 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는, 내충격 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20180016518A (ko) * | 2015-06-11 | 2018-02-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 |
| KR20180087347A (ko) * | 2015-12-28 | 2018-08-01 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법 |
| KR20190032543A (ko) * | 2016-09-30 | 2019-03-27 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 도금 강판 및 그의 제조 방법 |
| KR20200052914A (ko) * | 2017-10-20 | 2020-05-15 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
| KR20210050539A (ko) * | 2019-02-05 | 2021-05-07 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강 부재, 강판, 및 그들의 제조 방법 |
Families Citing this family (84)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5327410B1 (ja) * | 2011-09-30 | 2013-10-30 | 新日鐵住金株式会社 | 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| CN104080938B (zh) | 2012-01-31 | 2016-01-20 | 杰富意钢铁株式会社 | 发电机轮毂用热轧钢板及其制造方法 |
| TWI468534B (zh) * | 2012-02-08 | 2015-01-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 高強度冷軋鋼板及其製造方法 |
| JP5609945B2 (ja) * | 2012-10-18 | 2014-10-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP5630523B2 (ja) * | 2013-04-02 | 2014-11-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 窒化処理用鋼板およびその製造方法 |
| JP2015034334A (ja) * | 2013-07-12 | 2015-02-19 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| KR20150073531A (ko) | 2013-12-23 | 2015-07-01 | 주식회사 포스코 | 내식성 및 용접성이 우수한 열간 프레스 성형용 강판, 성형부재 및 그 제조방법 |
| KR101585744B1 (ko) | 2013-12-26 | 2016-01-14 | 주식회사 포스코 | 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법 |
| JP2015193907A (ja) * | 2014-03-28 | 2015-11-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| JP5888471B1 (ja) | 2014-03-31 | 2016-03-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高降伏比高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| JP5896086B1 (ja) * | 2014-03-31 | 2016-03-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2015200012A (ja) | 2014-03-31 | 2015-11-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2016020714A1 (en) * | 2014-08-07 | 2016-02-11 | Arcelormittal | Method for producing a coated steel sheet having improved strength, ductility and formability |
| DE102014016614A1 (de) * | 2014-10-31 | 2016-05-04 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zur Herstellung eines Bauteils durch Umformen einer Platine aus Stahl |
| KR101913986B1 (ko) | 2014-11-05 | 2018-10-31 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 용융 아연 도금 강판 |
| JP6519028B2 (ja) | 2014-11-05 | 2019-05-29 | 日本製鉄株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2016072477A1 (ja) * | 2014-11-05 | 2016-05-12 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP6093411B2 (ja) * | 2015-01-09 | 2017-03-08 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| JP6093412B2 (ja) * | 2015-01-09 | 2017-03-08 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| JP6010144B2 (ja) | 2015-01-09 | 2016-10-19 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| WO2016111275A1 (ja) * | 2015-01-09 | 2016-07-14 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| JP6085348B2 (ja) * | 2015-01-09 | 2017-02-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| WO2016111274A1 (ja) * | 2015-01-09 | 2016-07-14 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| EP3257961B1 (en) * | 2015-02-13 | 2019-05-08 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method therefor |
| JP6048625B1 (ja) | 2015-03-03 | 2016-12-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板及びその製造方法 |
| JP6473022B2 (ja) * | 2015-03-23 | 2019-02-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性に優れた高強度鋼板 |
| JP6472692B2 (ja) * | 2015-03-23 | 2019-02-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性に優れた高強度鋼板 |
| BR112017022444A2 (pt) * | 2015-04-22 | 2018-07-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | chapa de aço folheado |
| JP6460239B2 (ja) * | 2015-07-13 | 2019-01-30 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
| KR102057890B1 (ko) | 2015-07-13 | 2019-12-20 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판, 그리고 그들의 제조 방법 |
| JP6536294B2 (ja) * | 2015-08-31 | 2019-07-03 | 日本製鉄株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法 |
| WO2017109541A1 (en) * | 2015-12-21 | 2017-06-29 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet |
| JP6237962B1 (ja) * | 2016-01-22 | 2017-11-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板及びその製造方法 |
| CN108699664B (zh) * | 2016-02-25 | 2020-05-12 | 日本制铁株式会社 | 耐冲击剥离性及加工部耐腐蚀性优异的高强度热浸镀锌钢板 |
| WO2017169837A1 (ja) * | 2016-03-30 | 2017-10-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 |
| WO2017169836A1 (ja) * | 2016-03-30 | 2017-10-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 |
| US11560606B2 (en) | 2016-05-10 | 2023-01-24 | United States Steel Corporation | Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products |
| US11993823B2 (en) | 2016-05-10 | 2024-05-28 | United States Steel Corporation | High strength annealed steel products and annealing processes for making the same |
| US10385419B2 (en) | 2016-05-10 | 2019-08-20 | United States Steel Corporation | High strength steel products and annealing processes for making the same |
| US10718044B2 (en) | 2016-07-15 | 2020-07-21 | Nippon Steel Corporation | Hot-dip galvanized steel sheet |
| WO2018055695A1 (ja) * | 2016-09-21 | 2018-03-29 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
| CN106636921A (zh) * | 2016-12-19 | 2017-05-10 | 武汉钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度为420MPa级的铁‑锌镀层钢板及生产方法 |
| WO2018115936A1 (en) | 2016-12-21 | 2018-06-28 | Arcelormittal | Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same |
| KR102030815B1 (ko) * | 2016-12-28 | 2019-10-11 | 연세대학교 산학협력단 | 온간성형용 고강도 중망간강 성형부재와 그 제조방법 |
| WO2018151331A1 (ja) * | 2017-02-20 | 2018-08-23 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度鋼板 |
| EP3617336A4 (en) * | 2017-04-28 | 2020-09-16 | Nippon Steel Corporation | HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND ITS MANUFACTURING PROCESS |
| JP7147772B2 (ja) * | 2017-09-26 | 2022-10-05 | 日立金属株式会社 | めっき形成黒心可鍛鋳鉄部材の製造方法、並びにめっき形成黒心可鍛鋳鉄部材及び管継手 |
| CN111247264A (zh) * | 2017-10-20 | 2020-06-05 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板及其制造方法 |
| WO2019087318A1 (ja) * | 2017-10-31 | 2019-05-09 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用ニッケル含有鋼板およびそれを用いた低温用タンク |
| CN107815611A (zh) * | 2017-10-31 | 2018-03-20 | 桂林加宏汽车修理有限公司 | 一种高强度钢合金 |
| KR102020411B1 (ko) * | 2017-12-22 | 2019-09-10 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 |
| JP6428987B1 (ja) | 2018-03-30 | 2018-11-28 | 新日鐵住金株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| TWI664300B (zh) * | 2018-03-30 | 2019-07-01 | 日商新日鐵住金股份有限公司 | 鋼板及其製造方法 |
| JP6628018B1 (ja) | 2018-04-17 | 2020-01-08 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| MX2020011442A (es) * | 2018-05-01 | 2020-12-07 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero enchapada con zinc y metodo de fabricacion de la misma. |
| RU2679679C1 (ru) * | 2018-05-31 | 2019-02-12 | Акционерное общество "Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения", АО "НПО "ЦНИИТМАШ" | Литая хладостойкая сталь |
| MX2020012957A (es) | 2018-05-31 | 2021-02-16 | Posco | Lamina de acero chapada con aleacion de al-fe para formacion en caliente, que tiene excelentes caracteristicas de soldadura twb, miembro de formacion en caliente, y metodos de fabricacion para los mismos. |
| US20220010396A1 (en) * | 2018-10-19 | 2022-01-13 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same |
| WO2020121418A1 (ja) * | 2018-12-11 | 2020-06-18 | 日本製鉄株式会社 | 成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板、及び、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
| WO2020121417A1 (ja) * | 2018-12-11 | 2020-06-18 | 日本製鉄株式会社 | 成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板、及び、その製造方法 |
| CN109457168B (zh) * | 2018-12-24 | 2021-07-06 | 宁波正直科技有限公司 | 家用燃气灶燃气管合金及其制备方法和燃气管 |
| CN113366134B (zh) * | 2019-01-30 | 2022-07-19 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板及其制造方法 |
| CN113195764B (zh) * | 2019-02-06 | 2022-07-26 | 日本制铁株式会社 | 热浸镀锌钢板及其制造方法 |
| EP3922740B1 (en) * | 2019-02-06 | 2023-09-13 | Nippon Steel Corporation | Hot dip galvanized steel sheet and method for producing same |
| WO2020162556A1 (ja) * | 2019-02-06 | 2020-08-13 | 日本製鉄株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP6750772B1 (ja) * | 2019-02-06 | 2020-09-02 | 日本製鉄株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP6813141B1 (ja) * | 2019-02-20 | 2021-01-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 角形鋼管およびその製造方法並びに建築構造物 |
| JP7218655B2 (ja) * | 2019-03-28 | 2023-02-07 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材 |
| KR102649517B1 (ko) * | 2019-04-11 | 2024-03-22 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 및 그 제조 방법 |
| WO2021009543A1 (en) * | 2019-07-16 | 2021-01-21 | Arcelormittal | Method for producing a steel part and steel part |
| CN110284064B (zh) * | 2019-07-18 | 2021-08-31 | 西华大学 | 一种高强度含硼钢及其制备方法 |
| JP7311807B2 (ja) * | 2019-09-03 | 2023-07-20 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JP7031796B2 (ja) * | 2019-09-25 | 2022-03-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | クラッド鋼板及びその製造方法 |
| US20210404028A1 (en) * | 2020-01-17 | 2021-12-30 | Indian Institute Of Technology Bombay | High strength and toughness low carbon nanostructured bainitic steel and preparation method thereof |
| MX2022012144A (es) * | 2020-03-31 | 2022-10-18 | Jfe Steel Corp | Chapa de acero, miembro y metodo para producirlos. |
| EP4130325A4 (en) * | 2020-03-31 | 2023-09-13 | JFE Steel Corporation | STEEL SHEET, ELEMENT AND METHOD FOR PRODUCING THEREOF |
| CN111607732A (zh) * | 2020-05-22 | 2020-09-01 | 广东合一纳米材料科技有限公司 | 一种新型纳米中碳结构钢及其制备方法 |
| RU2746599C1 (ru) * | 2020-06-04 | 2021-04-16 | Открытое Акционерное Общество "Тяжпрессмаш" | Экономнолегированная хладостойкая высокопрочная сталь |
| RU2753397C1 (ru) * | 2020-11-02 | 2021-08-16 | Акционерное общество "Сибирская Угольная Энергетическая Компания" | Отливка из высокопрочной износостойкой стали и способы термической обработки отливки из высокопрочной износостойкой стали |
| WO2023153097A1 (ja) * | 2022-02-09 | 2023-08-17 | 日本製鉄株式会社 | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2023153096A1 (ja) * | 2022-02-09 | 2023-08-17 | 日本製鉄株式会社 | 冷延鋼板 |
| CN115558876B (zh) * | 2022-09-09 | 2024-05-10 | 首钢集团有限公司 | 一种热镀锌钢板及其制备方法 |
| CN115491475B (zh) * | 2022-10-12 | 2023-09-26 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种稀土微合金化低成本高硬度塑料模具钢p20的制备方法 |
| CN115637386B (zh) * | 2022-11-02 | 2023-07-28 | 宁波星科金属材料有限公司 | 一种高速公路护栏用高强度耐候钢及高速公路护栏的制备方法 |
Family Cites Families (27)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3520119B2 (ja) | 1993-10-04 | 2004-04-19 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性、疲労特性及び低温靭性に優れた高強度熱延薄鋼板及びその製造方法 |
| JP3477955B2 (ja) | 1995-11-17 | 2003-12-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 極微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法 |
| JP3498504B2 (ja) | 1996-10-23 | 2004-02-16 | 住友金属工業株式会社 | 高延性型高張力冷延鋼板と亜鉛メッキ鋼板 |
| JP5087813B2 (ja) * | 2001-08-31 | 2012-12-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | めっき性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| FR2845694B1 (fr) * | 2002-10-14 | 2005-12-30 | Usinor | Procede de fabrication de toles d'acier durcissables par cuisson, toles d'acier et pieces ainsi obtenues |
| JP4311049B2 (ja) | 2003-03-18 | 2009-08-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 超微細粒組織を有し衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP4320198B2 (ja) | 2003-03-28 | 2009-08-26 | 日新製鋼株式会社 | 衝撃特性と形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
| JP4384523B2 (ja) * | 2004-03-09 | 2009-12-16 | 新日本製鐵株式会社 | 形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP4741376B2 (ja) * | 2005-01-31 | 2011-08-03 | 新日本製鐵株式会社 | 外観が良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法と製造設備 |
| US20080175743A1 (en) * | 2005-03-31 | 2008-07-24 | Jfr Steel Corporation, A Corporation Of Japan | Alloyed Hot-Dip Galvanized Steel Sheet and Method of Producing the Same |
| JP4539447B2 (ja) | 2005-06-08 | 2010-09-08 | 住友金属工業株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| CA2640646C (en) | 2006-01-30 | 2011-07-26 | Nippon Steel Corporation | High strength hot-dip galvanized steel sheet and high strength hot-dip galvannealed steel sheet and methods of production and apparatuses for production of the same |
| JP4781836B2 (ja) * | 2006-02-08 | 2011-09-28 | 新日本製鐵株式会社 | 耐水素脆性に優れた超高強度鋼板とその製造方法及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP4888200B2 (ja) | 2007-04-06 | 2012-02-29 | 住友金属工業株式会社 | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板と製造方法 |
| JP5194878B2 (ja) * | 2007-04-13 | 2013-05-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5303856B2 (ja) | 2007-04-25 | 2013-10-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靭性に優れ、かつ強度異方性が小さい高張力鋼材の製造方法 |
| JP4803108B2 (ja) | 2007-05-21 | 2011-10-26 | 住友金属工業株式会社 | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2009068039A (ja) | 2007-09-11 | 2009-04-02 | Nisshin Steel Co Ltd | エネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP5195413B2 (ja) | 2008-12-26 | 2013-05-08 | 新日鐵住金株式会社 | 曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| CA2844718C (en) * | 2009-01-30 | 2017-06-27 | Jfe Steel Corporation | Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet having excellent low-temperature toughness and manufacturing method thereof |
| MX360965B (es) * | 2009-11-30 | 2018-11-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Placa de acero de alta resistencia con resistencia a la tracción final de 900 mpa o mas, excelente en resistencia a la fragilizacion por hidrógeno y método de producción de la misma. |
| JP5499663B2 (ja) * | 2009-11-30 | 2014-05-21 | 新日鐵住金株式会社 | 機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP5370104B2 (ja) * | 2009-11-30 | 2013-12-18 | 新日鐵住金株式会社 | 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP5434537B2 (ja) | 2009-12-03 | 2014-03-05 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接性に優れた高Ｓｉ含有合金化溶融めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2011153349A (ja) * | 2010-01-27 | 2011-08-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 外観特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| BR112014007498B1 (pt) * | 2011-09-30 | 2019-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Chapa de aço galvanizado a quente de alta resistência e método de produção da mesma |
| JP5327410B1 (ja) * | 2011-09-30 | 2013-10-30 | 新日鐵住金株式会社 | 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
-
2012
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2014
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Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20180016518A (ko) * | 2015-06-11 | 2018-02-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 |
| KR20180087347A (ko) * | 2015-12-28 | 2018-08-01 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법 |
| US10941471B2 (en) | 2015-12-28 | 2021-03-09 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, method for manufacturing high-strength steel sheet, and method for manufacturing high-strength galvanized steel sheet |
| KR20190032543A (ko) * | 2016-09-30 | 2019-03-27 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 도금 강판 및 그의 제조 방법 |
| KR20200052914A (ko) * | 2017-10-20 | 2020-05-15 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
| KR20210050539A (ko) * | 2019-02-05 | 2021-05-07 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강 부재, 강판, 및 그들의 제조 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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