KR20210086686A - 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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다카후미 요코야마
히로유키 가와타
구니오 하야시
유지 야마구치
사토시 우치다
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

모재 강판이, 소정의 조성을 갖고, 페라이트: 0％ 내지 50％, 잔류 오스테나이트: 0％ 내지 30％, 템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상, 프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 10％, 및 펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 5％를 함유하고, 잔부 조직이 베이나이트를 포함하고, 모재 강판과 용융 아연 도금층의 계면으로부터 모재 강판측에 1/4 두께의 위치에 있어서의 경도에 대하여 90％ 이하의 경도를 갖는 영역을 연질층으로 하였을 때, 계면으로부터 모재 강판측에 두께 10㎛ 이상의 연질층이 존재하고, 연질층이 템퍼링 마르텐사이트를 포함하며, 또한, 연질층 내에 있어서의 계면으로부터 모재 강판 내부로의 템퍼링 마르텐사이트의 면적％의 판 두께 방향 증가율이 5.0％/㎛ 이하인 용융 아연 도금 상기 강판 및 그의 제조 방법이 제공된다.

Description

용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이며, 주로 자동차용 강판으로서 프레스 가공 등에 의해 다양한 형상으로 성형되는, 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
근년, 지구 온난화 대책에 수반하는 온실 효과 가스 배출량 규제의 관점에서 자동차의 연비 향상이 요구되고 있고, 차체의 경량화와 충돌 안전성 확보를 위해 고강도 강판의 적용이 점점 확대되어 가고 있다. 특히 최근에는, 인장 강도가 980MPa 이상의 초 고강도 강판의 수요가 높아져 가고 있다. 또한, 차체 중에서도 방청성이 요구되는 부위에는 표면에 용융 아연 도금을 실시한 고강도 용융 아연 도금 강판이 요구된다.
자동차용 부품에 제공되는 용융 아연 도금 강판에는, 강도뿐만 아니라 프레스 성형성이나 용접성 등, 부품 성형을 위해 필요한 각종 시공성이 요구된다. 구체적으로는, 프레스 성형성의 관점에서, 강판에는 우수한 신율(인장 시험에 있어서의 전체 신율: El), 신율 플랜지성(구멍 확장률: λ) 및 굽힘성이 요구된다.
일반적으로, 강판의 고강도화에 수반하여, 프레스 성형성은 열화된다. 강의 고강도화와 프레스 성형성을 양립하는 수단으로서, 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성을 이용한 TRIP 강판(TRansformation Induced Plasticity)이 알려져 있다.
특허 문헌 1 내지 3에는, 조직 구성 분율을 소정의 범위로 제어하여, 신율과 구멍 확장률을 개선한 고강도 TRIP 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.
또한, TRIP형 고강도 용융 아연 도금 강판에 관해서도 몇가지 문헌에서 개시되어 있다.
통상, 연속 어닐링로에서 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해서는, 강판을 역변태 온도 영역(>Ac1)에 가열ㆍ균열 처리를 실시한 후, 실온까지 냉각하는 과정의 도중에서, 460℃ 정도의 용융 아연 도금욕에 침지할 필요가 있다. 혹은, 가열ㆍ균열 처리 후, 실온까지 냉각한 후, 강판을 용융 아연 도금욕 온도까지 다시 가열하여 욕에 침지할 필요가 있다. 또한, 통상, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해서는, 도금욕 침지 후에 합금화 처리를 실시하는 점에서, 강판을 460℃ 이상의 온도 영역으로 재가열할 필요가 있다. 예를 들어, 특허 문헌 4에서는, 강판을 Ac1 이상으로 가열 후, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이하까지 급랭한 후, 베이나이트 변태 온도 영역으로 재가열하여 당해 온도 영역으로 유지함으로써 오스테나이트의 안정화(오스템퍼)를 진행한 후, 도금 합금화 처리를 위해 도금욕 온도 또는 합금화 처리 온도까지 재가열하는 것이 기재되어 있다. 그러나, 이러한 제조 방법에서는, 마르텐사이트 및 베이나이트가 도금 합금화 처리 공정에서 과잉으로 템퍼링되어 버리기 때문에, 재질이 열화되어 버리는 문제가 있었다.
특허 문헌 5 내지 9에서는, 도금 합금화 처리 후에 강판을 냉각하고, 재가열함으로써 마르텐사이트를 템퍼링하는 것을 포함하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.
고강도 강판의 굽힘 가공성을 개선하는 기술로서는, 예를 들어 특허 문헌 10에는, 강판에 탈탄 처리를 행하여 제조된, 표층 부분이 페라이트 주체로 이루어지는 고강도 냉연 강판이 기재되어 있다. 또한, 특허 문헌 11에는, 강판을 탈탄 어닐링하여 제조된, 표층부에 연질층을 갖는 초고강도 냉연 강판이 기재되어 있다.
국제 공개 제2013/051238호 일본 특허 공개 제2006-104532호 공보 일본 특허 공개 제2011-184757호 공보 국제 공개 제2014/020640호 일본 특허 공개 제2013-144830호 공보 국제 공개 제2016/113789호 국제 공개 제2016/113788호 국제 공개 제2016/171237호 일본 특허 공개 제2017-48412호 공보 일본 특허 공개 평 10-130782호 공보 일본 특허 공개 평 5-195149호 공보
그러나, 상기와 같이 강판의 표층을 연질화함으로써, 강판의 굽힘 가공성을 개선하는 경우, 충돌 변형 시의 부재의 변형 모드에 따라서는, 부재의 굽힘 변형 하중이, 강판 강도로부터 원래 기대되는 변형 하중(즉, 강판 표층이 연질화되지 않은 경우의 변형 하중)보다도 저하되어 버릴 가능성이 있다. 일반적으로, 강판이 굽힘 변형을 받는 경우, 생기는 소성 변형은 강판 표면을 향할수록 커진다. 즉, 변형 하중으로의 기여도는 강판 내부보다도 강판 표면의 강도가 크다. 따라서, 충돌 변형 시의 부재의 변형이 굽힘 변형이 되는 경우, 강판 표면의 연질화에 의해 부재의 변형 하중이 저하되어 버릴 가능성이 있다.
본 발명은 상기 배경을 감안하여 이루어진 것으로, 본 발명의 목적은, 프레스 성형성이 우수하고, 또한 굽힘 변형 시의 하중 저하를 억제한 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 데 있다.
본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다.
(i) 연속 용융 아연 도금 열처리 공정에 있어서, 도금 처리 또는 도금 합금화 처리 후에, Ms 이하까지 냉각함으로써 마르텐사이트를 생성시킨다. 또한 그 후, 재가열 및 등온 유지를 실시함으로써 마르텐사이트를 적절하게 템퍼링함과 함께, 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판의 경우에는, 당해 잔류 오스테나이트를 더 안정화시킬 수도 있다. 이러한 열처리에 의해, 마르텐사이트가 도금 처리 또는 도금 합금화 처리에 의해 과잉으로 템퍼링되지 않게 되기 때문에, 강도와 연성의 밸런스가 개선된다.
(ⅱ) 고강도 강판의 굽힘성을 개선하기 위해서는, 탈탄 처리를 실시해 표층부를 연질화하는 것이 유효한 것은 잘 알려져 있다. 그러나, 표층부를 연질화하면 경우에 따라, 굽힘 변형 하중이 그 강판 강도로부터 기대되는 변형 하중보다도 저하되어 버리는 경우가 있었다. 이 과제를 해결하기 위해, 본 발명자들은, 경질 조직인 마르텐사이트의 면적률 강판 표면으로부터 강판 내부에 이르기까지의 판 두께 방향 변화율(증가율)을 소정의 값 이하로 제한하면, 상기 과제를 극복할 수 있는 것을 발견하였다. 또한, 이러한 금속 조직 제어를 실현하기 위해서는, 연속 용융 아연 도금 열처리 공정에 있어서, 먼저, 강판을 650℃ 이상의 고온 영역에서 가열하고, 또한, 노 내의 분위기를 고산소 포텐셜로서 표층에 탈탄 영역을 형성시킨다. 그 후, 600℃ 이하의 저온 영역에 강판을 냉각하며, 또한, 노 내의 분위기를 저산소 포텐셜로서 일정 시간 이상의 등온 유지를 행한다. 이 등온 유지에 의해 강판 내부의 탄소 원자가 표층의 탈탄 영역에 적절하게 확산된다. 그 결과, 최종적으로 형성되는 마르텐사이트의 면적률의 판 두께 방향 변화율이, 상기 등온 유지를 행하지 않는 경우와 비교하여 완만해지는 것을 발견하였다. 단, 이 등온 유지 공정은 (i)에서 설명한 Ms 이하까지 냉각하는 공정 전에 실시할 필요가 있다. 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태해 버리면, 고용 탄소는 탄화물로서 마르텐사이트 중에 석출되기 때문에, 강판 내부로부터 강판 표층으로의 탄소 원자의 재확산이 일어나지 않기 때문이다.
(ⅲ) 또한, 상기 (ⅱ)의 효과는, 연속 용융 아연 도금 열처리 공정 전의 냉간 압연 조건이, 소정의 범위 내의 경우에 따라 현재화하는 것을 발견하였다. 그 상세는 명확하지 않지만, 냉간 압연 조건을 소정의 범위로 제한함으로써, 강판 표층에 부여되는 전단 변형이 커질 것으로 생각된다. 이러한 표층 변형을 갖는 강판을 연속 용융 아연 도금 열처리 공정에서 어닐링하면, 강판 표층 조직이 미세화된다. 즉, 강판 표층부에서 결정 입계의 면적이 증대된다. 결정 입계는 탄소 원자의 확산 패스로서 작용하기 때문에, 결정 입계의 면적이 증대하는 결과, 600℃ 이하에서의 등온 유지시에 탄소 원자가 표층으로 재확산하기 쉬워질 것으로 생각된다.
본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 구체적으로는 이하와 같다.
(1) 모재 강판의 적어도 한쪽 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며, 상기 모재 강판이, 질량％로,
C: 0.050％ 내지 0.350％,
Si: 0.10％ 내지 2.50％,
Mn: 1.00％ 내지 3.50％,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
Al: 0.001％ 내지 1.500％,
N: 0.0100％ 이하,
O: 0.0100％ 이하,
Ti: 0％ 내지 0.200％,
B: 0％ 내지 0.0100％,
V: 0％ 내지 1.00％,
Nb: 0％ 내지 0.100％,
Cr: 0％ 내지 2.00％,
Ni: 0％ 내지 1.00％,
Cu: 0％ 내지 1.00％,
Co: 0％ 내지 1.00％,
Mo: 0％ 내지 1.00％,
W: 0％ 내지 1.00％,
Sn: 0％ 내지 1.00％,
Sb: 0％ 내지 1.00％,
Ca: 0％ 내지 0.0100％,
Mg: 0％ 내지 0.0100％,
Ce: 0％ 내지 0.0100％,
Zr: 0％ 내지 0.0100％,
La: 0％ 내지 0.0100％,
Hf: 0％ 내지 0.0100％,
Bi: 0％ 내지 0.0100％, 및
Ce, La 이외의 REM: 0％ 내지 0.0100％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
상기 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직이, 면적％로,
페라이트: 0％ 내지 50％,
잔류 오스테나이트: 0％ 내지 30％,
템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상,
프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 10％, 및
펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 5％
를 함유하고, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 상기 잔부 조직이 베이나이트를 포함하고,
상기 모재 강판과 상기 용융 아연 도금층의 계면으로부터 상기 모재 강판측에 1/4 두께의 위치에 있어서의 경도에 대하여 90％ 이하의 경도를 갖는 영역을 연질층으로 하였을 때, 상기 계면으로부터 상기 모재 강판측에 두께 10㎛ 이상의 연질층이 존재하고,
상기 연질층이 템퍼링 마르텐사이트를 포함하며, 또한,
상기 연질층 내에 있어서의 상기 계면으로부터 상기 모재 강판 내부로의 템퍼링 마르텐사이트의 면적％의 판 두께 방향 증가율이 5.0％/㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
(2) 상기 강 조직이, 또한, 면적％로, 잔류 오스테나이트: 6％ 내지 30％를 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 용융 아연 도금 강판.
(3) 상기 (1)에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하는 열간 압연 공정, 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정, 및 얻어진 냉연 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 용융 아연 도금 공정을 포함하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이며,
(A) 상기 냉간 압연 공정이 이하의 (A1) 및 (A2)의 조건:
(A1) 압연 선하중이 하기 식 (1)을 만족시키고, 또한, 압하율이 6％ 이상인 냉간 압연을 1회 이상 실시하는 것,
Figure pct00001
(식 중, A는 압연 선하중(kgf/㎜)이며, B는 열연 강판의 인장 강도(kgf/㎟)이다.)
(A2) 총 냉간 압하율이 30 내지 80％인 것
을 만족시키고,
(B) 상기 용융 아연 도금 공정이, 강판을 가열하여 제1 균열 처리하는 것, 제1 균열 처리된 강판을 제1 냉각하고 이어서 제2 균열 처리하는 것, 제2 균열 처리된 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하는 것, 도금이 실시된 강판을 제2 냉각하는 것, 및 제2 냉각된 강판을 가열하고 이어서 제3 균열 처리하는 것을 포함하고, 또한 이하의 (B1) 내지 (B6)의 조건:
(B1) 제1 균열 처리 전의 강판 가열 시에 있어서, 하기 식 (2) 및 (3)을 만족시키는 분위기 하에서, 650℃ 내지 Ac1℃+30℃ 이상 950℃ 이하의 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 10.0℃/초인 것,
(B2) 상기 강판을 상기 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지하는 것(제1 균열 처리),
(B3) 제1 냉각에 있어서의 700 내지 600℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 10 내지 100℃/초인 것,
(B4) 하기 식 (4) 및 (5)를 만족시키는 분위기 하에서, 제1 냉각된 강판을 300 내지 600℃의 범위에서 80초 내지 500초간 유지하는 것(제2 균열 처리),
(B5) 제2 냉각이 Ms -50℃ 이하까지 행해지는 것,
(B6) 제2 냉각된 강판을 200 내지 420℃의 온도 영역에서 가열하고, 이어서 상기 온도 영역에서 5 내지 500초간 유지하는 것(제3 균열 처리)
를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
Figure pct00002
(식 중, PH2O는 수증기의 분압을 나타내고, PH2는 수소의 분압을 나타낸다.)
본 발명에 의해, 프레스 성형성, 구체적으로는 연성, 구멍 확장성 및 굽힘성이 우수하고, 나아가 굽힘 변형 시의 하중 저하가 억제된 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.
도 1은 SEM 2차 전자상의 참고도를 나타낸다.
도 2는 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 처리 상당의 히트 사이클을 열 팽창 측정 장치로 모의하였을 때의 온도-열 팽창 곡선이다.
도 3은 굽힘 변형 하중을 평가하기 위한 시험 방법을 모식적으로 나타내는 도면이다.
<용융 아연 도금 강판>
본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판은, 모재 강판의 적어도 한쪽 표면에 용융 아연 도금층을 갖고, 상기 모재 강판이, 질량％로,
C: 0.050％ 내지 0.350％,
Si: 0.10％ 내지 2.50％,
Mn: 1.00％ 내지 3.50％,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
Al: 0.001％ 내지 1.500％,
N: 0.0100％ 이하,
O: 0.0100％ 이하,
Ti: 0％ 내지 0.200％,
B: 0％ 내지 0.0100％,
V: 0％ 내지 1.00％,
Nb: 0％ 내지 0.100％,
Cr: 0％ 내지 2.00％,
Ni: 0％ 내지 1.00％,
Cu: 0％ 내지 1.00％,
Co: 0％ 내지 1.00％,
Mo: 0％ 내지 1.00％,
W: 0％ 내지 1.00％,
Sn: 0％ 내지 1.00％,
Sb: 0％ 내지 1.00％,
Ca: 0％ 내지 0.0100％,
Mg: 0％ 내지 0.0100％,
Ce: 0％ 내지 0.0100％,
Zr: 0％ 내지 0.0100％,
La: 0％ 내지 0.0100％,
Hf: 0％ 내지 0.0100％,
Bi: 0％ 내지 0.0100％, 및
Ce, La 이외의 REM: 0％ 내지 0.0100％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
상기 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직이, 면적％로,
페라이트: 0％ 내지 50％,
잔류 오스테나이트: 0％ 내지 30％,
템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상,
프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 10％, 및
펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 5％
를 함유하고, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 상기 잔부 조직이 베이나이트를 포함하고,
상기 모재 강판과 상기 용융 아연 도금층의 계면으로부터 상기 모재 강판측에 1/4 두께의 위치에 있어서의 경도에 대하여 90％ 이하의 경도를 갖는 영역을 연질층으로 하였을 때, 상기 계면으로부터 상기 모재 강판측에 두께 10㎛ 이상의 연질층이 존재하고,
상기 연질층이 템퍼링 마르텐사이트를 포함하며, 또한,
상기 연질층 내에 있어서의 상기 계면으로부터 상기 모재 강판 내부로의 템퍼링 마르텐사이트의 면적％의 판 두께 방향 증가율이 5.0％/㎛ 이하인 것을 특징으로 하고 있다.
『화학 조성』
먼저, 본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판(이하, 단순히 강판이라고도 칭함)의 화학 조성을 상술한 바와 같이 한정한 이유에 대해서 설명한다. 또한, 본 명세서에 있어서 화학 조성을 규정하는 「％」는 특별히 정함이 없는 한 모두 「질량％」이다. 또한, 본 명세서에 있어서, 수치 범위를 나타내는 「내지」란, 특별히 정함이 없는 경우, 그 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 의미로 사용된다.
[C: 0.050％ 내지 0.350％]
C는, 강판의 강도 확보를 위해 필수적인 원소이다. 0.050％ 미만이면 필요한 고강도를 얻을 수 없으므로, C 함유량은 0.050％ 이상으로 한다. C 함유량은 0.070％ 이상, 0.080％ 이상 또는 0.100％ 이상이어도 된다. 한편, 0.350％를 초과하면, 가공성이나 용접성이 저하되므로, C 함유량은 0.350％ 이하로 한다. C 함유량은 0.340％ 이하, 0.320％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.
[Si: 0.10％ 내지 2.50％]
Si는, 철 탄화물의 생성을 억제하고, 강도와 성형성의 향상에 기여하는 원소이지만, 과도한 첨가는 강판의 용접성을 열화시킨다. 따라서, 그의 함유량은 0.10 내지 2.50％로 한다. Si 함유량은 0.20％ 이상, 0.30％ 이상, 0.40％ 이상 혹은 0.50％ 이상이어도 되고 및/또는 2.20％ 이하, 2.00％ 이하 혹은 1.90％ 이하여도 된다.
[Mn: 1.00％ 내지 3.50％]
Mn(망간)은 강력한 오스테나이트 안정화 원소이며, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 과도한 첨가는 용접성이나 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, 그의 함유량은 1.00 내지 3.50％로 한다. Mn 함유량은 1.10％ 이상, 1.30％ 이상 혹은 1.50％ 이상이어도 되고 및/또는 3.30％ 이하, 3.10％ 이하 혹은 3.00％ 이하여도 된다.
[P: 0.050％ 이하]
P(인)은 고용 강화 원소이며, 강판의 고강도화에 유효한 원소이지만, 과도의 첨가는 용접성 및 인성을 열화시킨다. 따라서, P 함유량은 0.050％ 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.045％ 이하, 0.035％ 이하 또는 0.020％ 이하이다. 단, P 함유량을 극도로 저감시키기 위해서는, 탈 P 비용이 높아지기 때문에, 경제성의 관점에서 하한을 0.001％로 하는 것이 바람직하다.
[S: 0.0100％ 이하]
S(황)은 불순물로서 함유되는 원소이며, 강 중에서 MnS를 형성하여 인성이나 구멍 확장성을 열화시킨다. 따라서, 인성이나 구멍 확장성의 열화가 현저하지 않은 범위로서, S 함유량을 0.0100％ 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.0050％ 이하, 0.0040％ 이하 또는 0.0030％ 이하이다. 단, S 함유량을 극도로 저감시키기 위해서는, 탈황 비용이 높아지기 때문에, 경제성의 관점에서 하한을 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.
[Al: 0.001％ 내지 1.500％]
Al(알루미늄)은, 강의 탈산 때문에 적어도 0.001％를 첨가한다. 그러나, 과잉으로 첨가해도 효과가 포화하여 공연히 비용 상승을 초래할뿐만 아니라, 강의 변태 온도를 상승시켜 열간 압연 시의 부하를 증대시킨다. 따라서 Al양은 1.500％를 상한으로 한다. 바람직하게는 1.200％ 이하, 1.000％ 이하 또는 0.800％ 이하이다.
[N: 0.0100％ 이하]
N(질소)은 불순물로서 함유되는 원소이며, 그의 함유량이 0.0100％를 초과하면 강 중에 조대한 질화물을 형성하여 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시킨다. 따라서, N 함유량은 0.0100％ 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.0080％ 이하, 0.0060％ 이하 또는 0.0050％ 이하이다. 단, N 함유량을 극도로 저감시키기 위해서는, 탈 N 비용이 높아지기 때문에, 경제성의 관점에서 하한을 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.
[O: 0.0100％ 이하]
O(산소)은 불순물로서 함유되는 원소이며, 그의 함유량이 0.0100％를 초과하면 강 중에 조대한 산화물을 형성하여 굽힘성이나 구멍 확장시킨다. 따라서, O 함유량은 0.0100％ 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.0080％ 이하, 0.0060％ 이하 또는 0.0050％ 이하이다. 단, 제조 비용의 관점에서, 하한을 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판의 기본 화학 성분 조성은 상기한 바와 같다. 또한, 당해 모재 강판은, 필요에 따라 이하의 원소를 함유해도 된다.
[V: 0％ 내지 1.00％, Nb: 0％ 내지 0.100％, Ti: 0％ 내지 0.200％, B: 0％ 내지 0.0100％, Cr: 0％ 내지 2.00％, Ni: 0％ 내지 1.00％, Cu: 0％ 내지 1.00％, Co: 0％ 내지 1.00％, Mo: 0％ 내지 1.00％, W: 0％ 내지 1.00％, Sn: 0％ 내지 1.00％, 및 Sb: 0％ 내지 1.00％]
V(바나듐), Nb(니오븀), Ti(티타늄), B(보론), Cr(크롬), Ni(니켈), Cu(구리), Co(코발트), Mo(몰리브덴), W(텅스텐), Sn(주석) 및 Sb(안티몬)은 모두 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 이 때문에, 필요에 따라 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 된다. 그러나 이들 원소를 과도하게 첨가하면 효과가 포화하여 공연히 비용의 증대를 초래한다. 따라서, 그의 함유량은 V: 0％ 내지 1.00％, Nb: 0％ 내지 0.100％, Ti: 0％ 내지 0.200％, B: 0％ 내지 0.0100％, Cr: 0％ 내지 2.00％, Ni: 0％ 내지 1.00％, Cu: 0％ 내지 1.00％, Co: 0％ 내지 1.00％, Mo: 0％ 내지 1.00％, W: 0％ 내지 1.00％, Sn: 0％ 내지 1.00％, 및 Sb: 0％ 내지 1.00％로 한다. 각 원소는 0.005％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다. 특히, B 함유량은 0.0001％ 이상 또는 0.0005％ 이상이어도 된다.
[Ca: 0％ 내지 0.0100％, Mg: 0％ 내지 0.0100％, Ce: 0％ 내지 0.0100％, Zr: 0％ 내지 0.0100％, La: 0％ 내지 0.0100％, Hf: 0％ 내지 0.0100％, Bi: 0％ 내지 0.0100％, 및 Ce, La 이외의 REM: 0％ 내지 0.0100％]
Ca(칼슘), Mg(마그네슘), Ce(세륨), Zr(지르코늄), La(란탄), Hf(하프늄) 및 Ce, La 이외의 REM(희토류 원소)은 강 중 개재물의 미세 분산화에 기여하는 원소이며, Bi(비스무트)는 강 중에 있어서의 Mn, Si 등의 치환형 합금 원소의 마이크로 편석을 경감하는 원소이다. 각각 강판의 가공성 향상에 기여하는 점에서, 필요에 따라 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 된다. 단 과도한 첨가는 연성의 열화를 야기시킨다. 따라서 그의 함유량은 0.0100％를 상한으로 한다. 또한, 각 원소는 0.0005％ 이상 또는 0.0010％ 이상이어도 된다.
본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판에 있어서, 상술한 원소 이외의 잔부는, Fe 및 불순물로 이루어진다. 불순물이란, 모재 강판을 공업적으로 제조할 때, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하여, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판에 대하여 의도적으로 첨가한 성분이 아닌 것을 포함하는 것이다. 또한, 불순물이란, 상기에서 설명한 성분 이외의 원소이며, 당해 원소 특유의 작용 효과가 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 특성에 영향을 미치지 않는 레벨에서 모재 강판 중에 포함되는 원소도 포함하는 것이다.
『강판 내부의 강 조직』
다음에, 본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판의 내부 조직의 한정 이유에 대해서 설명한다.
[페라이트: 0 내지 50％]
페라이트는 연성이 우수하지만 연질인 조직이다. 강판의 신율을 향상시키기 위해, 요구되는 강도 또는 연성에 따라 함유시켜도 된다. 단, 과도하게 함유하면 원하는 강판 강도를 확보하기가 곤란해진다. 따라서, 그의 함유량은 면적％로 50％를 상한으로 하고, 45％ 이하, 40％ 이하 또는 35％ 이하여도 된다. 페라이트 함유량은 면적％로 0％여도 되고, 예를 들어 3％ 이상, 5％ 이상 또는 10％ 이상이어도 된다.
[템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상]
템퍼링 마르텐사이트는 고강도이면서 강인한 조직이며, 본 발명에서 필수가 되는 금속 조직이다. 강도, 연성, 구멍 확장성을 높은 수준으로 밸런스시키기 위해 면적％로 적어도 5％ 이상을 함유시킨다. 바람직하게는 면적％로 10％ 이상이며, 15％ 이상 또는 20％ 이상이어도 된다. 예를 들어, 템퍼링 마르텐사이트 함유량은 면적％로 95％ 이하, 90％ 이하, 85％ 이하, 80％ 이하 또는 70％ 이하여도 된다.
[프레시 마르텐사이트: 0 내지 10％]
본 발명에서, 프레시 마르텐사이트란, 템퍼링되지 않은 마르텐사이트 즉 탄화물을 포함하지 않는 마르텐사이트를 말하는 것이다. 이 프레시 마르텐사이트는 무른 조직이기 때문에, 소성 변형시에 파괴의 기점이 되고, 강판의 국부 연성을 열화시킨다. 따라서, 그의 함유량은 면적％로 0 내지 10％로 한다. 보다 바람직하게는 0 내지 8％ 또는 0 내지 5％이다. 프레시 마르텐사이트 함유량은 면적％로 1％ 이상 또는 2％ 이상이어도 된다.
[잔류 오스테나이트: 0％ 내지 30％]
잔류 오스테나이트는, 강판의 변형 중에 가공 유기 변태에 의해 마르텐사이트로 변태하는 TRIP 효과에 의해 강판의 연성을 개선한다. 한편, 다량의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는 C 등의 합금 원소를 다량으로 함유시킬 필요가 있다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 상한값은 면적％로 30％로 하고, 25％ 이하 또는 20％ 이하여도 된다. 단, 강판의 연성을 향상시키고 싶은 경우에는, 그의 함유량은 면적％로 6％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 8％ 이상 또는 10％ 이상이어도 된다. 또한, 잔류 오스테나이트의 함유량을 6％ 이상으로 하는 경우에는, 모재 강판 중의 Si 함유량은 질량％로 0.50％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0 내지 5％]
펄라이트는 경질이고 또한 조대한 시멘타이트를 포함하고, 소성 변형 시에 파괴 기점이 되기 때문에, 강판의 국부 연성을 열화시킨다. 따라서, 그의 함유량은 시멘타이트와 합해 면적％로 0 내지 5％로 하고, 0 내지 3％ 또는 0 내지 2％여도 된다.
상기 조직 이외의 잔부 조직은 0％여도 되지만, 그것이 존재하는 경우는 베이나이트이다. 잔부 조직의 베이나이트는, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트의 어느 것이어도, 그 혼합 조직이어도 된다.
[모재 강판과 용융 아연 도금층의 계면으로부터 모재 강판측에 두께 10㎛ 이상의 연질층이 존재]
본 실시 형태에 관한 모재 강판은, 그 표면에 연질층을 갖는다. 본 발명에서, 연질층이란, 모재 강판과 용융 아연 도금층의 계면으로부터 당해 모재 강판측에 1/4 두께의 위치에 있어서의 경도에 대하여 90％ 이하의 경도를 갖는 모재 강판 중의 영역을 말하는 것이다. 연질층의 두께는 10㎛ 이상이다. 연질층의 두께가 10㎛를 하회하는 경우, 굽힘성이 열화된다. 연질층의 두께는, 예를 들어 15㎛ 이상, 18㎛ 이상, 20㎛ 이상 혹은 30㎛ 이상이어도 되고 및/또는 120㎛ 이하, 100㎛ 이하 혹은 80㎛ 이하여도 된다. 또한, 모재 강판과 용융 아연 도금층의 계면으로부터 당해 모재 강판측에 1/4 두께의 위치에 있어서의 경도(비커스 경도)는, 일반적으로는 200 내지 600HV이며, 예를 들어 250HV 이상 혹은 300HV 이상이어도 되고 및/또는 550HV 이하 혹은 500HV 이하여도 된다. 또한 통상 비커스 경도(HV)는 인장 강도(MPa)의 1/3.2정도이다.
[연질층 내에 있어서의 계면으로부터 모재 강판 내부로의 템퍼링 마르텐사이트의 면적％의 판 두께 방향 증가율이 5.0％/㎛ 이하]
본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판에서는, 연질층은 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 모재 강판과 용융 아연 도금층의 계면으로부터 당해 모재 강판 내부로의 템퍼링 마르텐사이트의 면적％의 판 두께 방향 증가율은 5.0％/㎛ 이하이다. 5.0％/㎛를 상회하면, 굽힘 변형 시의 하중 저하가 현재화한다. 예를 들어, 이 판 두께 방향 증가율은, 4.5％/㎛ 이하, 4.0％/㎛ 이하, 3.0％/㎛ 이하, 2.0％/㎛ 이하, 또는 1.0％/㎛ 이하여도 된다. 판 두께 방향 증가율의 하한값은, 특별히 한정되지는 않지만, 예를 들어 0.1％/㎛ 또는 0.2％/㎛여도 된다.
용융 아연 도금 강판의 강 조직 분율은, SEM-EBSD법(전자선 후방 산란 회절법) 및 SEM 2차 전자상 관찰에 의해 평가한다.
먼저, 강판의 압연 방향으로 평행인 판 두께 단면이며, 폭 방향의 중앙 위치에 있어서의 판 두께 단면을 관찰면으로서 시료를 채취하고, 관찰면을 기계 연마해 경면으로 마무리한 후, 전해 연마를 행한다. 이어서, 관찰면에 있어서의 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께 범위의 하나 내지 복수의 관찰 시야에 있어서, 합계 2.0×10-9㎡ 이상의 면적을 SEM-EBSD법에 의해 결정 구조 및 방위 해석을 행한다. EBSD법에 의해 얻어진 데이터의 해석에는 TSL사제의 「OIM Analysys 6.0」을 사용한다. 또한, 평점간 거리(step)는 0.03 내지 0.20㎛로 한다. 관찰 결과로부터 FCC철이라고 판단되는 영역을 잔류 오스테나이트로 한다. 또한, 결정 방위차가 15도 이상으로 되는 경계를 입계로서 결정 입계 맵을 얻는다.
다음에, EBSD 관찰을 실시한 것과 동일 시료에 대하여 나이탈 부식을 행하고, EBSD 관찰과 동일 시야에 대하여 2차 전자상 관찰을 행한다. EBSD 측정시와 동일 시야를 관찰하기 위해, 비커스 압흔 등의 표시를 미리 붙여 두면 된다. 얻어진 2차 전자상으로부터, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 펄라이트의 면적분율을 각각 측정한다. 입자 내에 하부 조직을 가지며, 또한, 시멘타이트가 복수의 베리언트, 보다 구체적으로는 2가지 이상의 베리언트를 갖고 석출하고 있는 영역을 템퍼링 마르텐사이트라고 판단한다(예를 들어, 도 1의 참고도를 참조). 시멘타이트가 라멜라상으로 석출하고 있는 영역을 펄라이트(또는 펄라이트와 시멘타이트의 합계)라고 판단한다. 휘도가 작고, 또한 하부 조직이 인정되지 않는 영역을 페라이트라고 판단한다(예를 들어, 도 1의 참고도를 참조). 휘도가 크고, 또한 하부 조직이 에칭에 의해 현출되지 않은 영역을 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트라고 판단한다(예를 들어, 도 1의 참고도를 참조). 상기 영역의 어느 것에도 해당되지 않는 영역을 베이나이트라고 판단한다. 각각의 면적률을, 포인트 카운팅법에 의해 산출함으로써, 각 조직의 면적률로 한다. 프레시 마르텐사이트의 면적률에 대해서는, X선 회절법에 의해 구한 잔류 오스테나이트의 면적률을 뺌으로써 구할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 면적률은, X선 회절법에 의해 측정한다. 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 판면에 평행인 면을 경면으로 마무리하고, X선 회절법에 의해 FCC철의 면적률을 측정하고, 그것을 갖고 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다.
본 발명의 실시 형태에 관한 템퍼링 마르텐사이트의 면적％의 판 두께 방향 증가율은 이하의 방법에 의해 결정된다. 먼저, 상기 나이탈 부식을 실시한 마이크로 조직 관찰 시료에 대하여, 연질층을 포함하는 영역에 대하여 조직 사진을 촬영한다. 당해 조직 사진에 대하여, 모재 강판과 용융 아연 도금층의 계면으로부터 강판 내부에 걸쳐 10㎛마다 두께 10㎛×폭 100㎛ 이상인 영역에 대하여 포인트 카운팅법에 의해 템퍼링 마르텐사이트의 면적분율을 산출하고, 10㎛마다 얻어진 각 면적분율을 플롯하여 연질층 내에서 최대의 기울기가 되는 값에 기초하여 상기 템퍼링 마르텐사이트의 면적％의 판 두께 방향 증가율이 결정된다. 예를 들어, 연질층 내의 하나의 영역에 있어서 얻어진 면적분율과, 당해 영역과 인접하는 연질층 외를 포함하는 영역에 있어서 얻어진 면적분율을 플롯한 2점간의 기울기가 최대의 기울기가 되는 경우에는, 당해 기울기가 「연질층 내에 있어서의 계면으로부터 모재 강판 내부로의 템퍼링 마르텐사이트의 면적％의 판 두께 방향 증가율」로서 결정된다.
강판 표층으로부터 강판 내부에 이르기까지의 경도는 이하의 방법에 의해 측정한다. 강판의 압연 방향으로 평행인 단면이며, 폭 방향의 중앙 위치에 있어서의 단면을 관찰면으로서 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하여 경면으로 마무리하고, 또한 표층의 가공층을 제거하기 위해 콜로이달 실리카를 사용하여 화학적 연마를 행한다. 얻어진 시료의 관찰면에 대하여, 미소 경도 측정 장치를 이용하여, 최표층으로부터 5㎛ 깊이의 위치를 기점으로 하고, 표면으로부터 판 두께의 1/4 두께의 위치까지, 강판의 두께 방향으로 10㎛ 피치로, 꼭지각 136°의 사각추 형상의 비커스 압자를 하중 2g으로 압입한다. 이 때, 비커스 압흔의 사이즈에 따라서는 서로의 비커스 압흔이 간섭하는 경우가 있다. 이러한 경우는, 지그재그상으로 비커스 압자를 압입함으로써 서로의 간섭을 피하기로 한다. 비커스 경도는, 각 두께 위치당 각 5점씩 측정하고, 그 평균값을 그 두께 위치에서의 경도로 한다. 각 데이터간은 직선으로 보간함으로써, 깊이 방향의 경도 프로파일을 얻는다. 경도 프로파일로부터 경도가 상기 1/4 두께의 위치에 있어서의 경도의 90％ 이하로 되는 깊이 위치를 판독함으로써, 연질층의 두께를 구한다.
(용융 아연 도금층)
본 발명의 실시 형태에 관한 모재 강판은, 적어도 한쪽 표면, 바람직하게는 양쪽 표면에 용융 아연 도금층을 갖는다. 당해 도금층은, 당업자에게 공지된 임의의 조성을 갖는 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층이어도 되고, Zn이외에도 Al 등의 첨가 원소를 포함하고 있어도 된다. 또한, 당해 도금층의 부착량은, 특별히 제한되지는 않고 일반적인 부착량이어도 된다.
<용융 아연 도금 강판의 제조 방법>
다음에, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 이하의 설명은, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위한 특징적인 방법의 예시를 의도하는 것으로서, 당해 용융 아연 도금 강판을 이하에 설명하는 바와 같은 제조 방법에 의해 제조되는 것으로 한정하는 것을 의도하는 것은 아니다.
용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 모재 강판에 관하여 상기에서 설명한 화학 조성과 같은 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하는 열간 압연 공정, 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정, 및 얻어진 냉연 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 용융 아연 도금 공정을 포함하고,
(A) 상기 냉간 압연 공정이 이하의 (A1) 및 (A2)의 조건:
(A1) 압연 선하중이 하기 식 (1)을 만족시키고, 또한, 압하율이 6％ 이상인 냉간 압연을 1회 이상 실시하는 것,
Figure pct00003
(식 중, A는 압연 선하중(kgf/㎜)이며, B는 열연 강판의 인장 강도(kgf/㎟)이다.)
(A2) 총 냉간 압하율이 30 내지 80％인 것
을 만족시키고,
(B) 상기 용융 아연 도금 공정이, 강판을 가열하여 제1 균열 처리하는 것, 제1 균열 처리된 강판을 제1 냉각하고 이어서 제2 균열 처리하는 것, 제2 균열 처리된 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하는 것, 도금이 실시된 강판을 제2 냉각하는 것, 및 제2 냉각된 강판을 가열하고 이어서 제3 균열 처리하는 것을 포함하고, 또한 이하의 (B1) 내지 (B6)의 조건:
(B1)제1 균열 처리 전의 강판 가열 시에 있어서, 하기 식 (2) 및 (3)을 만족시키는 분위기 하에서, 650℃ 내지 Ac1℃+30℃ 이상 950℃ 이하의 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 10.0℃/초인 것,
(B2) 상기 강판을 상기 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지하는 것(제1 균열 처리),
(B3) 제1 냉각에 있어서의 700 내지 600℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 10 내지 100℃/초인 것,
(B4) 하기 식 (4) 및 (5)를 만족시키는 분위기 하에서, 제1 냉각된 강판을 300 내지 600℃의 범위에 80초 내지 500초간 유지하는 것(제2 균열 처리),
(B5) 제2 냉각이 Ms -50℃ 이하까지 행해지는 것,
(B6) 제2 냉각된 강판을 200 내지 420℃의 온도 영역에서 가열하고, 이어서 상기 온도 영역에서 5 내지 500초간 유지하는 것(제3 균열 처리)
을 만족시키는 것을 특징으로 하고 있다.
Figure pct00004
(식 중, PH2O는 수증기의 분압을 나타내고, PH2는 수소의 분압을 나타낸다.)
이하, 당해 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 상세하게 설명한다.
『열간 압연 공정』
본 방법에 있어서는, 열간 압연 공정은, 특별히 한정되지 않고 임의의 적절한 조건 하에서 실시하는 것이 가능하다. 따라서, 열간 압연 공정에 관한 이하의 설명은, 단순한 예시를 의도하는 것으로서, 본 방법에 있어서의 열간 압연 공정을 이하에 설명하는 바와 같은 특정한 조건 하에서 행해지는 것에 한정하는 것을 의도하는 것은 아니다.
먼저, 열간 압연 공정에서는, 모재 강판에 관하여 상기에서 설명한 화학 조성과 같은 화학 조성을 갖는 슬래브가 열간 압연 전에 가열된다. 슬래브의 가열 온도는, 특별히 한정되지는 않지만, 붕화물이나 탄화물 등을 충분히 용해하기 위해, 일반적으로는 1150℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 사용하는 강 슬래브는, 제조성의 관점에서 연속 주조법으로 주조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박 슬래브 주조법으로 제조해도 된다.
[조 압연]
본 방법에서는, 예를 들어 가열된 슬래브에 대하여, 판 두께 조정 등을 위해, 마무리 압연 앞에 조 압연을 실시해도 된다. 이러한 조 압연은, 특별히 한정되지는 않지만, 1050℃ 이상에서의 총 압하율이 60％ 이상이 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 총 압하율이 60％ 미만이면, 열간 압연 중의 재결정이 불충분해지기 때문에, 열연판 조직의 불균질화로 이어지는 경우가 있다. 상기의 총 압하율은, 예를 들어 90％ 이하여도 된다.
[마무리 압연 입측 온도: 900 내지 1050℃, 마무리 압연 출측 온도: 850℃ 내지 1000℃ 및 총 압하율: 70 내지 95％]
마무리 압연은, 마무리 압연 입측 온도가 900 내지 1050℃, 마무리 압연 출측 온도가 850℃ 내지 1000℃, 및 총 압하율이 70 내지 95％의 조건을 만족시키는 범위에서 실시하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 입측 온도가 900℃를 하회하거나, 마무리 압연 출측 온도가 850℃를 하회하거나, 또는 총 압하율이 95％를 상회하면, 열연 강판의 집합 조직이 발달하기 때문에, 최종 제품판에 있어서의 이방성이 현재화하는 경우가 있다. 한편, 마무리 압연 입측 온도가 1050℃를 상회하거나, 마무리 압연 출측 온도가 1000℃를 상회하거나 또는 총 압하율이 70％를 하회하면, 열연 강판의 결정 입경이 조대화하고, 최종 제품판 조직의 조대화 나아가 가공성의 열화로 이어지는 경우가 있다. 예를 들어, 마무리 압연 입측 온도는 950℃ 이상이어도 된다. 마무리 압연 출측 온도는 900℃ 이상이어도 된다. 총 압하율은 75％ 이상 또는 80％ 이상이어도 된다.
[권취 온도: 450 내지 680℃]
권취 온도는 450 내지 680℃로 한다. 권취 온도는 450℃를 하회하면, 열연판 강도가 과대해지고, 냉간 압연성을 손상시키는 경우가 있다. 한편, 권취 온도가 680℃를 상회하면, 시멘타이트가 조대화하고, 미용해된 시멘타이트가 잔존하기 때문에 가공성을 손상시키는 경우가 있다. 권취 온도는 500℃ 이상이어도 되고 및/또는 650℃ 이하여도 된다.
본 방법에서는, 얻어진 열연 강판(열연 코일)은, 필요에 따라 산세 등의 처리를 행해도 된다. 열연 코일의 산세 방법은 통상법에 따르면 된다. 또한, 열연 코일의 형상 교정 및 산세성 향상을 위해 스킨패스 압연을 행해도 된다.
『(A) 냉간 압연 공정』
[압연 선하중이 식 (1)을 만족시키고, 또한, 압하율이 6％ 이상인 냉간 압연을 1회 이상 실시한다]
본 방법에서는, 얻어진 열연 강판은 냉간 압연 공정에 제공되고, 당해 냉간 압연 공정은, 압연 선하중이 하기 식 (1)을 만족시키고, 또한, 압하율이 6％ 이상인 냉간 압연을 1회 이상 실시하는 것을 포함한다.
Figure pct00005
식 중, A는 압연 선하중(kgf/㎜)이며, B는 열연 강판의 인장 강도(kgf/㎟)이다.
냉간 압연은, 복수의 압연 스탠드가 직렬한 탠덤 방식, 1대의 압연 스탠드를 왕복시키는 리버스 밀 방식의 어느 것이어도 된다. 압연 선하중은 냉연 전의 강판 강도 외에, 냉연 전의 강판의 조도, 워크롤의 직경, 워크롤의 표면 조도, 워크롤의 회전 속도, 장력, 에멀젼의 공급량ㆍ온도ㆍ점도 등, 다양한 요인에 의해 변동한다. 그러나 압연 선하중이 높아지는 것은, 강판과 워크롤 사이의 계면에 생기는 마찰력이 커지는 것을 의미한다. 마찰력이 커질수록 강판의 표층에 부여되는 전단 변형이 커지고, 후의 용융 아연 도금 공정에서의 가열 시에 강판 표층부에서의 재결정이 촉진되고, 강판 표층의 조직이 미세화한다. 조직의 미세화란, 탄소의 확산 패스가 되는 결정 입계의 면적이 커지는 것을 의미한다. 그 결과, 제2 균열 처리 시에 강판 내부로부터 표층으로의 탄소 원자의 재확산이 촉진된다. 이 효과를 얻기 위해서는 A/B가 13 이상, 또한, 압하율이 6％ 이상이 되도록 압연 선하중을 제어할 필요가 있다. 한편 압연 선하중이 과도하게 커지면 냉연 밀로의 부하가 증대하고 설비 손상을 일으킬 가능성이 있는 점에서, A/B의 상한은 35로 한다. A/B는 20 이상이어도 되고 및/또는 30 이하여도 된다. 또한, 상기 압하율은 10％ 이상이어도 되고 및/또는 25％ 이하여도 된다. 종래 기술에 있어서, 예를 들어 강판 표층의 조직을 미세화하기 위해, A(압연 선하중)/B(열연 강판의 인장 강도)를 소정의 범위 내로 제어하는 것은 행해지지 않고, 이러한 제어에 의해 강판 표층의 조직을 미세화할 수 있는 것도 종래 알려져 있지 않다. 라는 것도, 압연 선하중은 냉연 밀의 능력대로 변화하는 것이며, 또한 열연 강판의 인장 강도도 화학 조성 및 강 조직 등에 의해 변화하기 때문에, 이들의 비, 즉 압연 선하중/열연 강판의 인장 강도를 원하는 범위 내로 제어한다고 하는 것은 용이하지 않기 때문이다.
또한, 열연 강판의 인장 강도에 대해서는, 열연 강판의 폭 중앙 근방으로부터 판 폭 방향을 시험편 길이 방향으로서 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241:2011에 준거하여 인장 시험을 행하여 측정한다. 압연 선하중의 측정에 대해서는, 통상 조업 관리 지표로서 정상적으로 측정하고 있는 것이지만, 예를 들어 압연기에 장비되어 있는 로드셀 등의 측정계를 사용하면 된다.
[총 냉간 압하율: 30 내지 80％]
냉간 압하율은 토탈로 30 내지 80％의 사이로 제한한다. 30％를 하회하면 변형의 축적이 불충분해져 상기 표층 조직 미세화 효과를 얻지 못한다. 한편, 과도한 압하는 압연 가중이 과대해져 냉연 밀의 부하 증대를 초래하기 때문에, 그 상한은 80％로 하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 총 냉간 압하율은 40％ 이상이어도 되고 및/또는 70％ 이하 혹은 60％ 이하여도 된다.
『(B) 용융 아연 도금 공정』
[식 (2) 및 (3)을 만족시키는 분위기 하에서, 650℃ 내지 Ac1+30℃ 이상 950℃ 이하의 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도: 0.5 내지 10.0℃/초]
본 방법에 있어서는, 냉간 압연 공정 후, 얻어진 강판은, 용융 아연 도금 공정에 있어서 도금 처리를 실시한다. 당해 용융 아연 도금 공정에서는, 먼저, 하기 식 (2) 및 (3)을 만족시키는 분위기 하에서, 강판이 가열되고, 제1 균열 처리에 노출된다. 이 강판 가열 시에 있어서, 650℃ 내지 Ac1+30℃ 이상 950℃ 이하의 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도는 0.5 내지 10.0℃/초에 제한된다. 가열 속도가 10.0℃/초를 초과하면, 페라이트의 재결정이 충분히 진행하지 않고, 강판의 신율이 열화되는 경우가 있다. 한편, 평균 가열 속도가 0.5℃/초를 하회하면, 오스테나이트가 조대화하기 때문에, 최종적으로 얻어지는 강 조직이 조대한 것이 되는 경우가 있다. 이 평균 가열 속도는 1.0℃/초 이상이어도 되고 및/또는 8.0℃/초 이하 혹은 5.0℃/초 이하여도 된다. 본 발명에서, 「평균 가열 속도」란, 650℃와 최고 가열 온도와의 차를 650℃로부터 최고 가열 온도에 이르기까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어진 값을 말하는 것이다.
상기 가열 중인 노 내의 분위기는, 하기 식 (2) 및 (3)을 충족한다. 여기서, 식 (2) 중의 log(PH2O/PH2)는, 분위기 중의 수증기 분압(PH2O)과 수소 분압(PH2)의 비의 대수이며, 산소 포텐셜이라고도 불린다. log(PH2O/PH2)가 -1.10을 하회하면, 최종 조직에 있어서 강판 표층부에 10㎛ 이상의 연질층이 형성되지 않는다. 한편, log(PH2O/PH2)가 -0.07을 상회하면, 과잉으로 탈탄 반응이 진행되어 강도 저하를 초래한다. 또한 도금과의 습윤성이 열화되어 미도금 등의 결함을 야기하는 경우가 있다. PH2가 0.010을 하회하면 강판 외부에 산화물이 형성되고, 도금과의 습윤성이 열화되어, 미도금 등의 결함을 야기하는 경우가 있다. PH2의 상한에 대해서는, 수소 폭발의 위험성의 관점에서 0.150으로 한다. 예를 들어, log(PH2O/PH2)는 -1.00 이상이어도 되고 및/또는 -0.10 이하여도 된다. 또한, PH2는 0.020 이상이어도 되고 및/또는 0.120 이하여도 된다.
Figure pct00006
[제1 균열 처리: Ac1+30℃ 이상 950℃ 이하의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지]
충분히 오스테나이트화를 진행시키기 위해, 강판을 적어도 Ac1+30℃ 이상으로 가열하고, 당해 온도(최고 가열 온도)에서 균열 처리를 행한다. 단, 과잉으로 가열 온도를 높이면, 오스테나이트 입경의 조대화에 의한 인성의 열화를 초래할뿐아니라, 어닐링 설비의 손상으로도 이어진다. 그 때문에 상한은 950℃, 바람직하게는 900℃에서 한다. 균열 시간이 짧으면 오스테나이트화가 충분히 진행되지 않기 때문에, 적어도 1초 이상으로 한다. 바람직하게는 30초 이상 또는 60초 이상이다. 한편, 균열 시간이 너무 길면 생산성을 저해하기 때문에 상한은 1000초, 바람직하게는 500초로 한다. 균열 중은 강판을 반드시 일정 온도로 유지할 필요는 없으며, 상기 조건을 만족시키는 범위에서 변동해도 상관없다. 제1 균열 처리 그리고 후술하는 제2 균열 처리 및 제3 균열 처리에 있어서의 「유지」란, 각 균열 처리에 있어서 규정되는 동시 하한값을 초과하지 않는 범위에서 온도를 소정의 온도±20℃, 바람직하게는 ±10℃의 범위 내로 유지하는 것을 의미하는 것이다. 따라서, 예를 들어 점차 가열하여 또는 점차 냉각함으로써, 각 균열 처리에 있어서 규정되는 온도 범위 내를 40℃, 바람직하게는 20℃를 초과하여 변동하는 가열 또는 냉각 조작은, 본 발명의 실시 형태에 관한 제1, 제2 및 제3 균열 처리에는 포함되지 않는다.
[제1 냉각: 700 내지 600℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도: 10 내지 100℃/초]
최고 가열 온도에서 유지한 후에는 제1 냉각을 행한다. 냉각 정지 온도는, 계속되는 제2 균열 처리의 온도인 300℃ 내지 600℃이다. 700℃ 내지 600℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도는 10 내지 100℃/초로 한다. 평균 냉각 속도가 10℃/초를 하회하면 원하는 페라이트 분율이 얻어지지 않는 경우가 있다. 평균 냉각 속도는 15℃/초 이상 또는 20℃/초 이상이어도 된다. 또한, 평균 냉각 속도는 80℃/초 이하 또는 60℃/초 이하여도 된다. 본 발명에서, 「평균 냉각 속도」란, 700℃와 600의 차인 100℃를 700℃로부터 600℃에서 이르기까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어진 값을 말하는 것이다.
[제2 균열 처리: 식 (4) 및 (5)를 만족시키는 분위기 하에서, 300 내지 600℃의 범위에서 80 내지 500초간 유지]
300 내지 600℃의 범위에서 80 내지 500초간 유지하는 제2 균열 처리는, 노 내의 분위기를 저산소 포텐셜로 해서, 강판 내부의 탄소 원자를 먼저 가열 시에 형성된 탈탄 영역을 향하여 적절하게 재확산시키기 위해 행한다. 제2 균열 처리의 온도가 300℃를 하회하거나 또는 유지 시간이 80초를 하회하면, 탄소 원자의 재확산이 불충분해지기 때문에 원하는 표층 조직이 얻어지지 않는다. 한편, 제2 균열 처리의 온도가 600℃를 상회하면, 페라이트 변태가 진행되어 버려 원하는 페라이트 분율이 얻어지지 않는다. 유지 시간이 500초를 상회하면, 베이나이트 변태가 과잉으로 진행하기 때문에, 본 발명의 실시 형태에 관한 금속 조직을 얻을 수 없다. log(PH2O/PH2)가 -1.10을 상회하면, 탈탄이 진행되어 버려 원하는 표층 조직이 얻어지지 않는다. 또한, PH2가 0.0010을 하회하면, 강판 외부에 산화물이 형성되고, 도금과의 습윤성이 열화되어 미도금 등의 결함을 야기하는 경우가 있다. PH2의 상한에 대해서는, 수소 폭발의 위험성의 관점에서 0.1500으로 한다. 예를 들어, log(PH2O/PH2)는 -1.00 이하여도 된다. 또한, PH2는 0.0050 이상이어도 되고 및/또는 0.1000 이하여도 된다.
Figure pct00007
제2 균열 처리 후, 강판을 용융 아연 도금에 침지한다. 이 때의 강판 온도가 강판 성능에 미치는 영향은 작지만, 강판 온도와 도금욕 온도의 차가 너무 크면, 도금욕 온도가 변화해 버려 조업에 지장을 초래하는 경우가 있기 때문에, 도금욕 온도 -20℃ 내지 도금욕 온도 +20℃의 범위에 강판을 냉각하는 공정을 마련하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금은 통상의 방법에 따르게 하여 행하면 된다. 예를 들어, 도금욕온은 440 내지 460℃, 침지시간은 5초 이하이면 된다. 도금욕은, Al을 0.08 내지 0.2％ 함유하는 도금욕이 바람직하지만, 그 외, 불순물로서 Fe, Si, Mg, Mn, Cr, Ti, Pb를 함유해도 된다. 또한, 도금의 단위 면적당 중량을, 가스 와이핑 등의 공지된 방법으로 제어하는 것이 바람직하다. 단위 면적당 중량은, 편면당 25 내지 75g/㎡가 바람직하다.
[합금화 처리]
예를 들어, 용융 아연 도금층을 형성한 용융 아연 도금 강판에 대하여, 필요에 따라 합금화 처리를 행해도 된다. 그 경우, 합금화 처리 온도가 460℃ 미만이면, 합금화 속도가 느려져 생산성을 손상시킬 뿐만 아니라, 합금화 처리 불균일이 발생하므로, 합금화 처리 온도는 460℃ 이상으로 한다. 한편, 합금화 처리 온도가 600℃를 초과하면, 합금화가 과도하게 진행되어, 강판의 도금 밀착성이 열화되는 경우가 있다. 또한, 펄라이트 변태가 진행되어 원하는 금속 조직을 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, 합금화 처리 온도는 600℃ 이하로 한다.
[제2 냉각: Ms -50℃ 이하에서 냉각]
도금 처리 또는 도금 합금화 처리 후의 강판에 오스테나이트의 일부 내지는 대부분을 마르텐사이트로 변태시키기 위해, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) -50℃ 이하까지 냉각하는 제2 냉각을 행한다. 여기서 생성한 마르텐사이트는 후의 재가열 및 제3 균열 처리에 의해 템퍼링되고, 템퍼링 마르텐사이트가 된다. 냉각 정지 온도가 Ms -50℃를 초과하면, 템퍼링 마르텐사이트가 충분히 형성되지 않기 때문에, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않는다. 강판의 연성을 개선하기 위해 잔류 오스테나이트를 활용하고 싶은 경우에는, 냉각 정지 온도에 하한을 마련하는 것이 바람직하다. 구체적으로는, 냉각 정지 온도는 Ms -50℃ 내지 Ms -130℃의 범위로 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에서의 마르텐사이트 변태는, 페라이트 변태 및 베이나이트 변태 후에 생긴다. 페라이트 변태 및 베이나이트 변태에 수반하여, 오스테나이트에 C가 분배한다. 그 때문에, 오스테나이트 단상으로 가열하고, 급랭했을 때의 Ms와는 일치하지 않는다. 본 발명에서의 Ms는, 제2 냉각에 있어서의 열 팽창 온도를 측정함으로써 요구된다. 예를 들어, 본 발명에서의 Ms는, 포머 스튜디오 시험기 등의 연속 열처리 중의 열 팽창량을 측정 가능한 장치를 이용하여, 용융 아연 도금 열처리 개시(실온 상당)로부터 상기 제2 냉각에 이르기까지의 용융 아연 도금 라인의 히트 사이클을 재현하고, 당해 제2 냉각에 있어서의 열 팽창 온도를 측정함으로써, 요구된다. 단 실제의 용융 아연 도금 열처리에서는 Ms 내지 실온 사이에 냉각을 정지하는 경우가 있지만, 열 팽창 측정 시에는 실온까지 냉각한다. 도 2는 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 처리 상당의 히트 사이클을 열 팽창 측정 장치로 모의하였을 때의 온도-열 팽창 곡선이다. 강판은 제2 냉각 공정에 있어서 직선적으로 열 수축하지만, 어떤 온도에서 직선 관계로부터 일탈된다. 이 때의 온도가 본 발명에서의 Ms이다.
[제3 균열 처리: 200℃ 내지 420℃의 온도 영역으로 5 내지 500초간 유지]
제2 냉각 후, 200℃ 내지 420℃의 범위로 재가열하여 제3 균열 처리를 행한다. 이 공정에서는, 제2 냉각 시에 생성한 마르텐사이트를 템퍼링한다. 유지 온도가 200℃ 미만 또는 유지 시간이 5초 미만인 경우, 템퍼링이 충분히 진행되지 않는다. 한편, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 원하는 잔류 오스테나이트양을 얻기가 곤란해진다. 한편, 유지 온도가 420℃를 초과하거나, 혹은 유지 시간이 500초를 초과하면, 마르텐사이트가 과잉으로 템퍼링됨과 함께, 베이나이트 변태가 과잉으로 진행되기 때문에 원하는 강도 및 금속 조직을 얻기가 곤란해진다. 제3 균열 처리의 온도는 240℃ 이상이어도 되고, 400℃ 이하여도 된다. 또한, 유지 시간은 15초 이상 또는 100초 이상이어도 되고, 400초 이하여도 된다.
제3 균열 처리 후에 실온까지 냉각하고, 최종 제품으로 한다. 강판의 평탄 교정, 표면 조도의 조정을 위해, 조질 압연을 행해도 된다. 이 경우, 연성의 열화를 피하기 위해서, 신율을 2％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
실시예
다음으로, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이다. 본 발명은 이러한 일 조건예로 한정되지 않는다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있다.
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 주조하고, 슬래브를 제작하였다. 표 1에 나타내는 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 이들의 슬래브를 표 2에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행하고, 열연 강판을 제조하였다. 그 후, 열연 강판을 산세하고, 표면의 스케일을 제거하였다. 그 후, 냉간 압연하였다. 냉연 후의 판 두께는 1.4㎜로 하였다. 또한, 얻어진 강판에 대하여, 표 2에 나타내는 조건에서 연속 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 적절하게 합금화 처리를 행하였다. 표 2에 나타내는 각 균열 처리에서는, 온도는 표 2에 나타나는 온도±10℃의 범위 내로 유지되었다. 제조한 용융 아연 도금 강판으로부터 채취한 시료를 분석한 모재 강판의 성분 조성은, 표 1에 나타내는 강의 성분 조성과 동등하였다.
[표 1-1]
Figure pct00008
[표 1-2]
Figure pct00009
[표 2-1]
Figure pct00010
[표 2-2]
Figure pct00011
[표 2-3]
Figure pct00012
[표 2-4]
Figure pct00013
[표 2-5]
Figure pct00014
[표 2-6]
Figure pct00015
이렇게 얻어진 강판으로부터 압연 방향으로 직각 방향으로부터 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z2241:2011에 준거하여 인장 시험을 행하고, 인장 강도(TS) 및 전체 신율(El)을 측정하였다. 또한, 일본 철강 연맹 규격의 「JFS T 1001 구멍 확장 시험 방법」을 행하고, 구멍 확장률(λ)을 측정하였다. TS가 980MPa 이상, TS×El×λ0.5/1000이 80 이상, 또한 이하의 굽힘 시험이 합격인 것을 기계 특성이 양호해, 자동차용 부재로서 사용되기에 바람직한 프레스 성형성을 갖는다고 판단하였다.
또한, 독일 자동차 공업회(VDA) 규격의 238-100에 정해진 방법에 의해 굽힘 시험을 행하고, 최대 굽힘 각도를 측정하였다. 인장 강도가 1180MPa 미만인 것에 대해서는 굽힘 각 90도 이상, 인장 강도가 1180MPa 이상, 1470MPa 미만의 것에 대해서는 굽힘 각 80도 이상, 1470MPa를 초과하는 데 대해서는 굽힘 각이 70도 이상을 굽힘성이 양호하다고 판단하여, 합격(표 3에서 「◎」)으로 하였다.
또한, 도 2에 도시하는 바와 같은 폐단면 형상의 해트형 부재를 제작하고, 정적 3점 굽힘 시험을 실시하였다. 그때의 최대 하중을 측정하였다. 최대 하중[kN]을 인장 강도[MPa]로 나눈 값이 0.015 이상인 것을, 굽힘 변형 시의 하중 저하가 충분히 억제되어 있는 것으로 하여 합격(표 3에 있어서 「◎」)으로 하였다.
결과를 표 3에 나타낸다. 표 3 중의 GA는 합금화 용융 아연 도금을 의미하고, GI는 합금화 처리를 행하지 않은 용융 아연 도금을 의미한다.
[표 3-1]
Figure pct00016
[표 3-2]
Figure pct00017
[표 3-3]
Figure pct00018
비교예 4는 용융 아연 도금 공정에서의 제2 균열 처리 시의 노 내의 분위기가 식 (4)를 만족시키지 않았다. 그 결과, 원하는 표층 조직이 얻어지지 않고, 3점 굽힘 시험 시의 최대 하중이 열위였다. 비교예 5는 용융 아연 도금 공정에서의 가열 시의 분위기가 식 (2)를 만족시키지 않았다. 그 결과, 연질층이 형성되지 않고, 굽힘성이 열위였다. 비교예 7은 용융 아연 도금 공정에서의 제2 냉각의 정지 온도가 Ms -50℃ 초과였다. 그 결과, 템퍼링 마르텐사이트가 얻어지지 않고, 인장 강도가 980MPa로 충족되지 않았다. 또한, 3점 굽힘 시험 시의 최대 하중도 열위였다. 비교예 8은 용융 아연 도금 공정에서의 제3 균열 처리의 온도가 200℃ 미만이었다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않고, 프레스 성형성이 열위였다. 비교예 13은 냉간 압연 공정에서의 A/B(압연 선하중/인장 강도)가 13 미만이었다. 또한, 비교예 32는 냉간 압연 공정에서의 압하율이 6％ 미만이었다. 그 결과, 표층 조직에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트의 면적％의 판 두께 방향 증가율이 5.0％/㎛ 초과가 되어, 3점 굽힘 시험 시의 최대 하중이 열위였다. 비교예 14는 용융 아연 도금 공정에서의 제1 균열 처리의 온도가 Ac1℃+30℃ 미만이고, 제2 냉각의 정지 온도가 Ms -50℃ 초과였다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않고, 프레스 성형성 및 3점 굽힘 시험 시의 최대 하중이 열위였다. 비교예 15는 제1 냉각의 평균 냉각 속도가 10℃/초 미만이었다. 그 결과, 페라이트가 50％ 초과, 나아가 펄라이트와 시멘타이트의 합계가 5％ 초과가 되고, 프레스 성형성이 열위였다.
비교예 18은 제2 균열 처리의 유지 시간이 500초 초과이며, 또한 제2 냉각의 정지 온도가 Ms -50℃ 초과였다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않고, 프레스 성형성이 열위였다. 비교예 22는 제2 균열 처리의 온도가 600℃ 초과였다. 그 결과, 페라이트가 50％ 초과, 나아가 펄라이트와 시멘타이트의 합계가 5％ 초과가 되고, 프레스 성형성이 열위였다. 비교예 23은 용융 아연 도금 공정에서의 제2 균열 처리의 온도가 300℃ 미만이었다. 그 결과, 원하는 표층 조직이 얻어지지 않고, 3점 굽힘 시험 시의 최대 하중이 열위였다. 비교예 27은 용융 아연 도금 공정에서의 제2 냉각의 정지 온도가 Ms -50℃ 초과였다. 그 결과, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않고, 프레스 성형성 및 3점 굽힘 시험 시의 최대 하중이 열위였다. 비교예 28은 제2 균열 처리의 유지 시간이 80초 미만이었다. 그 결과, 표층 조직을 있어서의 템퍼링 마르텐사이트의 면적％의 판 두께 방향 증가율이 5.0％/㎛ 초과가 되고, 3점 굽힘 시험 시의 최대 하중이 열위였다. 비교예 29는 용융 아연 도금 공정에서의 제3 균열 처리의 유지 시간이 5초 미만이었다. 그 결과, 프레시 마르텐사이트가 10％ 초과가 되고, 프레스 성형성이 열위였다. 비교예 33은 용융 아연 도금 공정에서의 가열 시의 분위기가 식 (2)를 만족시키지 않았다. 또한, 비교예 34는 가열 시의 수소 분압이 식 (3)을 만족시키지 않았다. 또한, 비교예 35는 제2 균열 처리 시의 수소 분압이 식 (5)를 만족시키지 않았다. 그 결과, 이들의 비교예에서는 미도금이 발생되었다. 비교예 57 내지 62에서는 화학 조성이 소정의 범위 내로 제어되어 있지 않기 때문에, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않고, 프레스 성형성이 열위였다. 또한, 비교예 59 내지 61에서는 C, Si 및 Mn 함유량이 과잉이었기 때문에 강판의 인성이 부족하고, 3점 굽힘 시험 중에 시험체가 취성적으로 파괴되었다.
이것과는 대조적으로, 실시예의 용융 아연 도금 강판은, 인장 강도가 980MPa 이상이고 또한 TS×El×λ0.5/1000이 80 이상이며, 나아가 3점 굽힘 시험의 결과가 양호했기 때문에, 프레스 성형성이 우수하고, 또한 굽힘 변형 시의 하중 저하가 억제되어 있음을 알 수 있다. 또한, 실시예 10, 24, 31 및 39의 용융 아연 도금 강판에 대하여, 모재 강판과 용융 아연 도금층의 계면으로부터 당해 모재 강판측에 1/4 두께의 위치에 있어서의 경도를 조사한 바, 각각 315HV, 394HV, 390HV 및 487HV였다.

Claims (3)

  1. 모재 강판의 적어도 한쪽 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며, 상기 모재 강판이, 질량％로,
    C: 0.050％ 내지 0.350％,
    Si: 0.10％ 내지 2.50％,
    Mn: 1.00％ 내지 3.50％,
    P: 0.050％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    Al: 0.001％ 내지 1.500％,
    N: 0.0100％ 이하,
    O: 0.0100％ 이하,
    Ti: 0％ 내지 0.200％,
    B: 0％ 내지 0.0100％,
    V: 0％ 내지 1.00％,
    Nb: 0％ 내지 0.100％,
    Cr: 0％ 내지 2.00％,
    Ni: 0％ 내지 1.00％,
    Cu: 0％ 내지 1.00％,
    Co: 0％ 내지 1.00％,
    Mo: 0％ 내지 1.00％,
    W: 0％ 내지 1.00％,
    Sn: 0％ 내지 1.00％,
    Sb: 0％ 내지 1.00％,
    Ca: 0％ 내지 0.0100％,
    Mg: 0％ 내지 0.0100％,
    Ce: 0％ 내지 0.0100％,
    Zr: 0％ 내지 0.0100％,
    La: 0％ 내지 0.0100％,
    Hf: 0％ 내지 0.0100％,
    Bi: 0％ 내지 0.0100％, 및
    Ce, La 이외의 REM: 0％ 내지 0.0100％
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
    상기 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직이, 면적％로,
    페라이트: 0％ 내지 50％,
    잔류 오스테나이트: 0％ 내지 30％,
    템퍼링 마르텐사이트: 5％ 이상,
    프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 10％, 및
    펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 5％
    를 함유하고, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 상기 잔부 조직이 베이나이트를 포함하고,
    상기 모재 강판과 상기 용융 아연 도금층의 계면으로부터 상기 모재 강판측에 1/4 두께의 위치에 있어서의 경도에 대하여 90％ 이하의 경도를 갖는 영역을 연질층으로 하였을 때, 상기 계면으로부터 상기 모재 강판측에 두께 10㎛ 이상의 연질층이 존재하고,
    상기 연질층이 템퍼링 마르텐사이트를 포함하며, 또한,
    상기 연질층 내에 있어서의 상기 계면으로부터 상기 모재 강판 내부로의 템퍼링 마르텐사이트의 면적％의 판 두께 방향 증가율이 5.0％/㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강 조직이, 또한, 면적％로, 잔류 오스테나이트: 6％ 내지 30％를 함유하는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판.
  3. 제1항에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하는 열간 압연 공정, 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정, 및 얻어진 냉연 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 용융 아연 도금 공정을 포함하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이며,
    (A) 상기 냉간 압연 공정이 이하의 (A1) 및 (A2)의 조건:
    (A1) 압연 선하중이 하기 식 (1)을 만족시키고, 또한, 압하율이 6％ 이상인 냉간 압연을 1회 이상 실시하는 것,
    Figure pct00019

    (식 중, A는 압연 선하중(kgf/㎜)이며, B는 열연 강판의 인장 강도(kgf/㎟)이다.)
    (A2) 총 냉간 압하율이 30 내지 80％인 것
    을 만족시키고,
    (B) 상기 용융 아연 도금 공정이, 강판을 가열하여 제1 균열 처리하는 것, 제1 균열 처리된 강판을 제1 냉각하고 이어서 제2 균열 처리하는 것, 제2 균열 처리된 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하는 것, 도금이 실시된 강판을 제2 냉각하는 것, 및 제2 냉각된 강판을 가열하고 이어서 제3 균열 처리하는 것을 포함하고, 또한 이하의 (B1) 내지 (B6)의 조건:
    (B1) 제1 균열 처리 전의 강판 가열 시에 있어서, 하기 식 (2) 및 (3)을 만족시키는 분위기 하에서, 650℃ 내지 Ac1℃+30℃ 이상 950℃ 이하의 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 10.0℃/초인 것,
    (B2) 상기 강판을 상기 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지하는 것(제1 균열 처리),
    (B3) 제1 냉각에 있어서의 700 내지 600℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 10 내지 100℃/초인 것,
    (B4) 하기 식 (4) 및 (5)를 만족시키는 분위기 하에서, 제1 냉각된 강판을 300 내지 600℃의 범위에서 80초 내지 500초간 유지하는 것(제2 균열 처리),
    (B5) 제2 냉각이 Ms-50℃ 이하까지 행해지는 것,
    (B6) 제2 냉각된 강판을 200 내지 420℃의 온도 영역에서 가열하고, 이어서 상기 온도 영역에서 5 내지 500초간 유지하는 것(제3 균열 처리)
    을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 제1항 또는 제2항에 기재된 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
    Figure pct00020

    (식 중, PH2O는 수증기의 분압을 나타내고, PH2는 수소의 분압을 나타낸다.)
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