KR20230161507A - 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 그리고 부재 - Google Patents
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Abstract
높은 YR, 그리고 높은 연성, 연신 플랜지성 및 굽힘성을 가지며, 또한, 전단 가공성을 높인, TS 로 1180 MPa 이상인 용융 아연 도금 강판을 제공한다. 모재 강판에 대해서, 소정의 성분 조성 및 강 조직으로 하는, 특히 애스펙트비 : 2.0 이하의 잔류 γ 의 개수 비율을 50 ％ 초과로 하고, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수를 1 개로 하고, 표층부에서의 ??치드 마텐자이트의 면적률을 80 ％ 이하로 하고, 표층 연화 두께를 10 ㎛ 이상 100 ㎛ 이하로 하고, 저온역 확산성 수소량을 0.015 질량ppm 이하로 한다.
Description
본 발명은, 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 그리고 부재에 관한 것이다.
차량의 경량화에 따른 CO2 배출량 삭감과 차체의 경량화에 따른 내충돌 성능 향상의 양립을 목적으로, 자동차용 강판의 고강도화가 진행되고 있다. 또한, 새로운 법 규제의 도입도 잇따르고 있다. 그래서, 차체 강도의 증가를 목적으로 하여, 자동차 캐빈의 골격을 형성하는 주요한 구조 부품이나 보강 부품 (이하, 자동차의 골격 구조 부품 등이라고도 한다) 에 대한 고강도 강판, 특히, 인장 강도 (이하, 간단히 TS 라고도 한다) 로 1180 MPa 이상인 고강도 강판의 적용 사례가 증가하고 있다.
또한, 자동차의 골격 구조 부품 등에 사용되는 고강도 강판에는, 자동차의 골격 구조 부품 등으로 성형했을 때에, 높은 부품 강도를 갖는 것이 요구된다. 부품 강도의 상승에 대해서는, 예를 들어, 부품의 길이 방향의 항복 강도 (이하, 간단히 YS 라고도 한다) 를 높이는 것이나, 강판의 항복비 (＝YS/TS×100, 이하, 간단히 YR 이라고도 한다) 를 높이는 것이 유효하다. 이로써, 자동차 충돌 시의 충격 흡수 에너지 (이하, 간단히 충격 흡수 에너지라고도 한다) 가 상승한다.
또한, 자동차의 골격 구조 부품 등 중, 예를 들어, 크래쉬 박스 등은, 타발 단면 (端面) 이나 굽힘 가공부를 갖는다. 그래서, 이와 같은 부품에는, 성형성의 관점에서, 높은 연성에 추가하여 높은 연신 플랜지성 및 굽힘성을 갖는 강판을 적용하는 것이 바람직하다.
게다가, 차체 녹방지 성능의 관점에서, 자동차의 골격 구조 부품 등의 소재가 되는 강판에는, 용융 아연 도금을 실시하여 얻은 용융 아연 도금 강판이 적용되는 경우가 있다.
이와 같은 용융 아연 도금 강판에 관한 기술로서, 예를 들어 특허문헌 1 에는,
「모재 강판과, 상기 모재 강판 표면에 형성된 용융 아연 도금층을 구비하고, 인장 강도가 780 MPa 이상인, 고강도 용융 아연 도금 강판으로서,
상기 모재 강판은,
질량％ 로,
C : 0.050 ％ 이상 0.200 ％ 이하,
Si : 0.10 ％ 이상 0.90 ％ 이하,
Mn : 2.00 ％ 이상 3.50 ％ 이하,
P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
S : 0.0200 ％ 이하,
Al : 1.000 ％ 이하,
N : 0.0100 ％ 이하,
Ca : 0.0200 ％ 이하 및
Cr : 0.300 ％ 이하
를 함유함과 함께, [％Mn]/[％Si] 가 2.9 이상 11.7 이하인 관계를 충족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
베이나이트 및 페라이트로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종이 면적률의 합계로 5 ％ 이상 85 ％ 이하,
템퍼드 마텐자이트의 면적률이 65 ％ 이하,
??치드 마텐자이트의 면적률이 5 ％ 이상 40 ％ 이하 및
잔류 오스테나이트의 면적률이 5.0 ％ 이하인 강 조직을 갖고,
상기 모재 강판의 표층의 Mn 농화량에 대한 Si 농화량의 비가 0.7 이상 1.3 이하이며, 또한 상기 모재 강판 중의 확산성 수소량이 0.80 질량ppm 이하인, 고강도 용융 아연 도금 강판.
다만, [％Mn] 및 [％Si] 는 각각 Mn 및 Si 의 강중 함유량 (질량％) 을 나타낸다.」
가 개시되어 있다.
그런데, TS 로 1180 MPa 이상인 고강도 강판, 특히, 용융 아연 도금 강판에서는 전단 가공 시의 취화 균열이 염려된다. 그래서, 양호한 전단 가공성을 갖는 것도 요구된다.
그러나, 특허문헌 1 에 기재된 용융 아연 도금 강판에서는, 전단 가공성에 대해서 고려가 이루어지지 않았다. 그래서, 자동차의 골격 구조 부품 등에 대한 TS 로 1180 MPa 이상인 고강도 강판, 특히, 용융 아연 도금 강판의 적용 비율을 증가시킨다는 관점에서, 높은 YR, 그리고 높은 연성, 연신 플랜지성 및 굽힘성을 가지며, 또한, 전단 가공성도 높인, TS 로 1180 MPa 이상인 용융 아연 도금 강판의 개발이 요구되고 있는 게 현상황이다.
본 발명은, 상기 현상황을 감안하여 개발된 것으로, 높은 YR (이로써, 부품에 적용했을 때에 높은 부품 강도가 얻어진다), 그리고 높은 연성, 연신 플랜지성 및 굽힘성을 가지며, 또한, 전단 가공성을 높인, TS 로 1180 MPa 이상인 용융 아연 도금 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또, 본 발명은, 상기 용융 아연 도금 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명은, 상기 용융 아연 도금 강판을 사용하여 이루어지는 부재를 제공하는 것을 목적으로 한다.
여기서, 「높은 YR (높은 부품 강도)」이란, YR 이 65 ％ 이상인 것을 의미한다.
또, YR 은 다음 식 (2) 에 의해 구한다.
YR＝YS/TS×100 ····(2)
또한, TS 및 YS 는 각각 JIS Z 2241 에 준거하여 측정한다.
「높은 연성」이란, JIS Z 2241 에 준거하여 측정하는 전연신 (이하, 간단히 El 이라고도 한다) 이 6 ％ 이상인 것을 의미한다.
「높은 연신 플랜지성」이란, JIS Z 2256 에 준거하여 측정하는 구멍 확장률 (이하, 간단히 λ 라고도 한다) 이 30 ％ 이상인 것을 의미한다.
「높은 굽힘성」이란, JIS Z 2248 에 준거하여 실시하는 굽힘 시험 (상세한 것은, 후술하는 실시예의 기재 참조) 의 합격률이 100 ％ 인 것을 의미한다.
「높은 전단 가공성」이란, 후술하는 실시예에 기재된 전단 가공 시험에 있어서, 시험편의 전단 단면에 균열이 확인되지 않는 것을 의미한다.
그런데, 발명자들은 상기 목적을 달성하기 위해, 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, 이하의 지견을 얻었다.
(1) 모재 강판에 대해서, 소정의 성분 조성으로 한 후에, 마텐자이트 (??치드 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트) 를 주체로 하는 강 조직으로 한다. 이로써, TS : 1180 MPa 이상과 높은 연신 플랜지성이 얻어진다.
(2) 모재 강판의 강 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트를 일정량 확보함으로써, 높은 연성이 얻어진다.
(3) 잔류 오스테나이트를 구성하는 결정립 중, 애스펙트비 : 2.0 이하의 결정립의 개수 비율을 50 ％ 초과로 하며, 또한, 모재 강판의 판두께 1/4 위치의 경도 분포의 히스토그램에 있어서 빈도 : 0.25 이상이 되는 빈의 개수를 1 개로 함으로써, 높은 YR (높은 부품 강도) 가 얻어진다.
(4) 모재 강판의 표층부에 있어서 ??치드 마텐자이트의 면적률 : 80 ％ 이하로 하며, 또한, 모재 강판의 표층 연화 두께를 10 ㎛ 이상 100 ㎛ 이하로 함으로써, 높은 굽힘성이 얻어진다.
(5) 모재 강판의 저온역 확산성 수소량을 0.015 질량ppm 이하로 함으로써, 높은 전단 가공성이 얻어진다.
본 발명은, 상기 지견에 의거하여 더 검토하여 완성된 것이다.
즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.
1. 모재 강판과, 상기 모재 강판의 표면의 용융 아연 도금층을 구비하고, 인장 강도가 1180 MPa 이상인, 용융 아연 도금 강판으로서,
상기 모재 강판은,
질량％ 로,
C : 0.090 ％ 이상 0.390 ％ 이하,
Si : 0.01 ％ 이상 2.50 ％ 이하,
Mn : 2.00 ％ 이상 4.00 ％ 이하,
P : 0.100 ％ 이하,
S : 0.0200 ％ 이하,
Al : 0.100 ％ 이하 및
N : 0.0100 ％ 이하
이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
상기 모재 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서,
마텐자이트의 면적률 : 70 ％ 이상,
페라이트의 면적률 : 10 ％ 이하, 및
잔류 오스테나이트의 면적률 : 0.5 ％ 이상 10.0 ％ 미만
이고, 또한
상기 잔류 오스테나이트를 구성하는 결정립 중, 애스펙트비 : 2.0 이하의 결정립의 개수 비율이 50 ％ 초과이고,
상기 모재 강판의 판두께 1/4 위치의 경도 분포의 히스토그램에 있어서 빈도가 0.25 이상이 되는 빈의 개수가 1 개이고, 상기 히스토그램의 빈의 계급 범위는 비커스 경도 HV 로 (n－1)×20＋450 초과, n×20＋450 이하이고, n 은 1 ∼ 10 의 정수이고,
또한, 상기 모재 강판의 표층부에 있어서, ??치드 마텐자이트의 면적률 : 80 ％ 이하이며, 상기 모재 강판의 표층부는, 상기 모재 강판의 표면으로부터 깊이 : 10 ㎛ 까지의 영역이고,
상기 모재 강판의 표층 연화 두께가 10 ㎛ 이상 100 ㎛ 이하인, 강 조직을 갖고,
상기 모재 강판의 저온역 확산성 수소량이 0.015 질량ppm 이하인, 용융 아연 도금 강판.
여기서, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량은, 모재 강판을 실온에서부터 50 ℃ 까지 가열할 때에 모재 강판으로부터 방출되는 수소량이다.
2. 상기 모재 강판의 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,
O : 0.0100 ％ 이하,
Ti : 0.200 ％ 이하,
Nb : 0.200 ％ 이하,
V : 0.200 ％ 이하,
Ta : 0.10 ％ 이하,
W : 0.10 ％ 이하,
B : 0.0100 ％ 이하,
Cr : 1.00 ％ 이하,
Mo : 1.00 ％ 이하,
Ni : 1.00 ％ 이하,
Co : 0.010 ％ 이하,
Cu : 1.00 ％ 이하,
Sn : 0.200 ％ 이하,
Sb : 0.200 ％ 이하,
Ca : 0.0100 ％ 이하,
Mg : 0.0100 ％ 이하,
REM : 0.0100 ％ 이하,
Zr : 0.100 ％ 이하,
Te : 0.100 ％ 이하,
Hf : 0.10 ％ 이하 및
Bi : 0.200 ％ 이하
중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, 상기 1 에 기재된 용융 아연 도금 강판.
3. 상기 용융 아연 도금층이, 합금화 용융 아연 도금층인, 상기 1 또는 2 에 기재된 용융 아연 도금 강판.
4. 상기 1 또는 2 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에,
권취 온도 : 350 ℃ 이상 600 ℃ 이하, 및
권취 후의 냉각에 있어서의 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간 : 5000 s 이상
의 조건에서 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고,
이어서, 상기 열연 강판에 산세를 실시하고,
이어서, 상기 열연 강판에,
열처리 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하, 및
400 ℃ 이상 열처리 온도 이하의 온도역에서의 체류 시간 : 10 분 이상
의 조건에서 제 1 열처리를 실시하고,
이어서, 상기 열연 강판에, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고,
이어서, 상기 냉연 강판을,
250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에서의 평균 가열 속도 : 10 ℃/s 이상,
250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에서의 산소 농도 : 0.5 체적％ 이상 5.0 체적％ 이하,
어닐링 온도 : 820 ℃ 이상 950 ℃ 이하, 및
어닐링 온도역에서의 노점 : －35 ℃ 이상
의 조건에서 어닐링하고,
이어서, 상기 냉연 강판에, 용융 아연 도금 처리를 실시하여 도금 강판으로 하고,
이어서, 상기 도금 강판을, 냉각 정지 온도 : 150 ℃ 이하의 조건에서 냉각시키고,
이어서, 상기 도금 강판에, 다음 식 (1) 을 만족하는 조건에서 제 2 열처리를 실시하는, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
6.5≤(T＋273)×{log(t×3600)＋20}/1000≤13.0 ···(1)
여기서, T 는 제 2 열처리에 있어서의 열처리 온도 (℃), t 는 제 2 열처리에 있어서의 보열 시간 (hr) 이다.
5. 상기 용융 아연 도금 처리 후, 상기 도금 강판에 합금화 처리를 실시하는, 상기 4 에 기재된 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
6. 상기 1 ∼ 3 중 어느 하나에 기재된 용융 아연 도금 강판을 사용하여 이루어지는, 부재.
7. 자동차의 골격 구조 부품용, 또는 자동차의 보강 부품용인, 상기 6 에 기재된 부재.
본 발명에 따르면, 높은 YR, 그리고 높은 연성, 연신 플랜지성 및 굽힘성을 가지며, 또한, 전단 가공성을 높인, TS 로 1180 MPa 이상인 용융 아연 도금 강판이 얻어진다.
특히, 본 발명의 용융 아연 도금 강판은, 여러 가지 특성이 우수하므로, 다양한 크기 및 형상의 자동차의 골격 구조 부품 등에 적용하는 것이 가능하다. 이로써, 차체 경량화에 따른 연비 향상을 도모할 수 있으며, 산업상 이용 가치는 매우 크다.
본 발명을, 이하의 실시형태에 의거하여 설명한다.
[1] 용융 아연 도금 강판
[1-1] 모재 강판
먼저, 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 모재 강판의 성분 조성에 대해서 설명한다. 또, 성분 조성에 있어서의 단위는 모두 「질량％」이지만, 이하, 특별히 언급하지 않는 한, 간단히 「％」로 나타낸다.
C : 0.090 ％ 이상 0.390 ％ 이하
C 는, 중요한 기본 성분 중 하나이다. 즉, C 는, 특히 마텐자이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 분율, 그리고 잔류 오스테나이트의 애스펙트비에 영향을 미치는 원소이다. 여기서, C 의 함유량이 0.090 ％ 미만에서는, 마텐자이트의 분율이 감소하여, TS 를 1180 MPa 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 한편, C 의 함유량이 0.390 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 애스펙트비가 증가하여, 원하는 YR 을 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, C 의 함유량은, 0.090 ％ 이상 0.390 ％ 이하로 한다. C 의 함유량은, 바람직하게는 0.100 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.110 ％ 이상이다. C 의 함유량은, 바람직하게는 0.360 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.350 ％ 이하이다.
Si : 0.01 ％ 이상 2.50 ％ 이하
Si 는, 연속 어닐링 중의 탄화물 생성을 억제하여, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진한다. 즉, Si 는, 잔류 오스테나이트의 분율, 및 잔류 오스테나이트의 애스펙트비에 영향을 미치는 원소이다. 또한, Si 는, 모재 강판의 경도 분포, 특히 마텐자이트의 경도 분포에 영향을 미치는 원소이다. 여기서, Si 의 함유량이 0.01 ％ 미만에서는, 어닐링 후의 냉각, 또는 제 2 열처리 시에, 마텐자이트의 경도의 불균일화를 초래한다. 이로써, 모재 강판의 판두께 1/4 위치의 경도 분포의 히스토그램에 있어서 빈도 : 0.25 이상이 되는 빈의 개수가 증가하여, YR 및 λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 한편, Si 의 함유량이 2.50 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 애스펙트비가 증가하여, 원하는 YR 을 실현할 수 없다. 또한, λ 도 저하된다. 따라서, Si 의 함유량은, Si : 0.01 ％ 이상 2.50 ％ 이하로 한다. Si 의 함유량은, 바람직하게는 0.10 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.15 ％ 이상이다. Si 의 함유량은, 바람직하게는 2.00 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.50 ％ 이하이다.
Mn : 2.00 ％ 이상 4.00 ％ 이하
Mn 은, 중요한 기본 성분 중 하나이다. 즉, Mn 은, 특히 마텐자이트의 분율에 영향을 미치는 중요한 원소이다. 여기서, Mn 의 함유량이 2.00 ％ 미만에서는, 마텐자이트의 분율이 감소하여, 1180 MPa 이상의 TS 를 실현하는 것이 곤란해진다. 한편, Mn 의 함유량이 4.00 ％ 를 초과하면, 어닐링 후의 냉각, 또는 제 2 열처리 시에 마텐자이트의 경도의 불균일화를 초래한다. 이로써, 모재 강판의 판두께 1/4 위치의 경도 분포의 히스토그램에 있어서 빈도 : 0.25 이상이 되는 빈의 개수가 증가하여, YR 및 λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Mn 의 함유량은, 2.00 ％ 이상 4.00 ％ 이하로 한다. Mn 의 함유량은, 바람직하게는 2.20 ％ 이상, 보다 바람직하게는 2.50 ％ 이상이다. Mn 의 함유량은, 바람직하게는 3.80 ％ 이하, 보다 바람직하게는 3.60 ％ 이하이다.
P : 0.100 ％ 이하
P 는, 구오스테나이트 입계에 편석되어 입계를 취화시킨다. 그래서, 강판의 극한 변형능이 저하되므로, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, P 의 함유량은 0.100 ％ 이하로 한다. P 의 함유량은, 바람직하게는 0.070 ％ 이하이다. 또, P 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않지만, P 는 고용 (固溶) 강화 원소이며, 강판의 강도를 상승시킬 수 있다. 그래서, P 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
S : 0.0200 ％ 이하
S 는, 황화물로서 존재하며, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, S 의 함유량은 0.0200 ％ 이하로 한다. S 의 함유량은, 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이다. 또, S 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않지만, 생산 기술상의 제약으로 S 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Al : 0.100 ％ 이하
Al 은, A3 변태점을 상승시키고, 강 조직 중에 페라이트상을 생성시키는 원소이다. 여기서, 강 조직 중에 페라이트상이 다량으로 생성되면, 원하는 YR 을 실현하는 것이 곤란해진다. 그래서, Al 의 함유량은 0.100 ％ 이하로 한다. Al 의 함유량은, 바람직하게는 0.050 ％ 이하이다. 또, Al 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않다. 다만, Al 은, 연속 어닐링 중의 탄화물 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진한다. 즉, Al 은, 잔류 오스테나이트의 분율, 및 잔류 오스테나이트의 애스펙트비에 영향을 미친다. 그래서, Al 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
N : 0.0100 ％ 이하
N 은, 질화물로서 존재하며, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, N 의 함유량은 0.0100 ％ 이하로 한다. N 의 함유량은, 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이다. 또, N 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않지만, 생산 기술상의 제약으로 N 의 함유량은 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 모재 강판은, 상기 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 성분 조성을 갖는다. 또한, 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 모재 강판은, 상기 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는다. 여기서, 불가피적 불순물로는, Zn, Pb 및 As 를 들 수 있다. 이들 불순물은 합계로 0.100 ％ 이하이면, 함유되는 것이 허용된다.
이상, 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 모재 강판의 기본 성분 조성에 대해서 설명했는데, 또한, 이하의 임의 첨가 원소 중 적어도 1 종을, 단독으로 또는 조합하여 함유시킬 수 있다.
O : 0.0100 ％ 이하,
Ti : 0.200 ％ 이하,
Nb : 0.200 ％ 이하,
V : 0.200 ％ 이하,
Ta : 0.10 ％ 이하,
W : 0.10 ％ 이하,
B : 0.0100 ％ 이하,
Cr : 1.00 ％ 이하,
Mo : 1.00 ％ 이하,
Ni : 1.00 ％ 이하,
Co : 0.010 ％ 이하,
Cu : 1.00 ％ 이하,
Sn : 0.200 ％ 이하,
Sb : 0.200 ％ 이하,
Ca : 0.0100 ％ 이하,
Mg : 0.0100 ％ 이하,
REM : 0.0100 ％ 이하,
Zr : 0.100 ％ 이하,
Te : 0.100 ％ 이하,
Hf : 0.10 ％ 이하 및
Bi : 0.200 ％ 이하
이하, 이들의 임의 첨가 원소를 함유시키는 경우의 각 원소의 바람직한 함유량에 대해서 설명한다.
O : 0.0100 ％ 이하
O 는, 산화물로서 존재하며, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, O 의 함유량은 0.0100 ％ 이하로 한다. O 의 함유량은 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이다. 또, O 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않지만, 생산 기술상의 제약으로 O 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ti : 0.200 ％ 이하, Nb : 0.200 ％ 이하, V : 0.200 ％ 이하
Ti, Nb 및 V 는, 석출물이나 개재물을 생성시킨다. 이와 같은 석출물이나 개재물이 조대화되어 다량으로 생성되면, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Ti, Nb 및 V 의 함유량은 각각 0.200 ％ 이하로 한다. Ti, Nb 및 V 의 함유량은 각각 바람직하게는 0.100 ％ 이하이다. 또, Ti, Nb 및 V 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않다. 다만, Ti, Nb 및 V 를 첨가함으로써, 연속 어닐링 시의 승온 과정에서의 재결정 온도가 상승한다. 이로써, 마텐자이트의 경도가 균일해지고, YR 의 증가에 기여한다. 그래서, Ti, Nb 및 V 의 함유량은 각각 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ta : 0.10 ％ 이하, W : 0.10 ％ 이하
Ta 및 W 는, 석출물이나 개재물을 생성시킨다. 이와 같은 석출물이나 개재물이 조대화되어 다량으로 생성되면, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Ta 및 W 의 함유량은 각각 0.10 ％ 이하로 한다. Ta 및 W 의 함유량은 각각 바람직하게는 0.08 ％ 이하이다. 또, Ta 및 W 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않다. 다만, Ta 및 W 는, 열간 압연 시 또는 연속 어닐링 시에, 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 강도를 상승시킨다. 그래서, Ta 및 W 의 함유량은 각각 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
B : 0.0100 ％ 이하
B 는, 주조 시 또는 열간 압연 시에 있어서 강판 내부의 균열 발생을 조장하고, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, B 의 함유량은 0.0100 ％ 이하로 한다. B 의 함유량은, 바람직하게는 0.0080 ％ 이하이다. 또, B 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않다. 다만, B 는, 어닐링 중에 오스테나이트 입계에 편석되어, ??칭성을 향상시키는 원소이다. 그래서, B 의 함유량은 0.0003 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Cr : 1.00 ％ 이하, Mo : 1.00 ％ 이하, Ni : 1.00 ％ 이하
Cr, Mo 및 Ni 의 함유량이 과잉으로 되면, 조대한 석출물이나 개재물을 증가시키고, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Cr, Mo 및 Ni 의 함유량은 각각 1.00 ％ 이하로 한다. Cr, Mo 및 Ni 의 함유량은 각각 바람직하게는 0.80 ％ 이하이다. 또, Cr, Mo 및 Ni 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않다. 다만, Cr, Mo 및 Ni 는 모두 ??칭성을 향상시키는 원소이다. 그래서, Cr, Mo 및 Ni 의 함유량은 각각 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Co : 0.010 ％ 이하
Co 의 함유량이 과잉으로 되면, 조대한 석출물이나 개재물을 증가시키고, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Co 의 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. Co 의 함유량은, 바람직하게는 0.008 ％ 이하이다. 또, Co 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않다. 다만, Co 는 ??칭성을 향상시키는 원소이다. 그래서, Co 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Cu : 1.00 ％ 이하
Cu 의 함유량이 과잉으로 되면, 조대한 석출물이나 개재물을 증가시키고, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Cu 의 함유량은 1.00 ％ 이하로 한다. Cu 의 함유량은, 바람직하게는 0.80 ％ 이하이다. 또, Cu 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않다. 다만, Cu 는 ??칭성을 향상시키는 원소이다. 그래서, Cu 의 함유량은 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Sn : 0.200 ％ 이하
Sn 은, 주조 시 또는 열간 압연 시에 있어서 강판 내부의 균열 발생을 조장하고, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Sn 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 한다. Sn 의 함유량은, 바람직하게는 0.100 ％ 이하이다. 또, Sn 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않다. 다만, Sn 은 ??칭성을 향상시키는 원소이다. 그래서, Sn 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Sb : 0.200 ％ 이하
Sb 의 함유량이 과잉으로 되면, 조대한 석출물이나 개재물을 증가시키고, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Sb 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 한다. Sb 의 함유량은, 바람직하게는 0.100 ％ 이하이다. 또, Sb 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않다. 다만, Sb는 표층 연화 두께를 제어하고, 강도 조정을 가능하게 하는 원소이다. 그래서, Sb 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ca : 0.0100 ％ 이하, Mg : 0.0100 ％ 이하, REM : 0.0100 ％ 이하
Ca, Mg 및 REM 의 함유량이 과잉으로 되면, 조대한 석출물이나 개재물을 증가시키고, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Ca, Mg 및 REM 의 함유량은 각각 0.0100 ％ 이하로 한다. Ca, Mg 및 REM 의 함유량은 각각 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이다. 또, Ca, Mg 및 REM 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않다. 다만, Ca, Mg 및 REM 은 모두, 질화물이나 황화물의 형상을 구상화 (球狀化) 하고, 강판의 극한 변형능을 향상시키는 원소이다. 그래서, Ca, Mg 및 REM 의 함유량은, 각각 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Zr : 0.100 ％ 이하, Te : 0.100 ％ 이하
Zr 및 Te 의 함유량이 과잉으로 되면, 조대한 석출물이나 개재물을 증가시키고, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Zr 및 Te 의 함유량은 각각 0.100 ％ 이하로 한다. Zr 및 Te 의 함유량은 각각 바람직하게는 0.080 ％ 이하이다. 또, Zr 및 Te 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않다. 다만, Zr 및 Te 는 모두 질화물이나 황화물의 형상을 구상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상시키는 원소이다. 그래서, Zr 및 Te 의 함유량은, 각각 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Hf : 0.10 ％ 이하
Hf 의 함유량이 과잉으로 되면, 조대한 석출물이나 개재물을 증가시키고, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Hf 의 함유량은 0.10 ％ 이하로 한다. Hf 의 함유량은, 바람직하게는 0.08 ％ 이하이다. 또, Hf 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않다. 다만, Hf 는, 질화물이나 황화물의 형상을 구상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상시키는 원소이다. 그래서, Hf 의 함유량은 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Bi : 0.200 ％ 이하
Bi 의 함유량이 과잉으로 되면, 조대한 석출물이나 개재물을 증가시키고, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그래서, λ 가 저하된다. 또한, 굽힘성도 저하된다. 따라서, Bi 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 한다. Bi 의 함유량은, 바람직하게는 0.100 ％ 이하이다. 또, Bi 의 함유량의 하한은 특별히 규정되어 있지 않다. 다만, Bi 는, 편석을 경감시키는 원소이다. 그래서, Bi 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또, 상기한 O, Ti, Nb, V, Ta, W, B, Cr, Mo, Ni, Co, Cu, Sn, Sb, Ca, Mg, REM, Zr, Te, Hf 및 Bi 에 대해서, 각 함유량이 바람직한 하한치 미만인 경우에는 본 발명의 효과를 저해하는 일이 없기 때문에, 불가피적 불순물로서 포함하는 것으로 한다.
다음으로, 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 모재 강판의 강 조직에 대해서 설명한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 모재 강판의 강 조직은,
모재 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서,
마텐자이트의 면적률 : 70 ％ 이상,
페라이트의 면적률 : 10 ％ 이하, 및
잔류 오스테나이트의 면적률 : 0.5 ％ 이상 10.0 ％ 미만
이고, 또한
상기 잔류 오스테나이트를 구성하는 결정립 중, 애스펙트비 : 2.0 이하의 결정립의 개수 비율이 50 ％ 초과이고,
상기 모재 강판의 판두께 1/4 위치의 경도 분포의 히스토그램에 있어서 빈도가 0.25 이상이 되는 빈의 개수가 1 개이고, 상기 히스토그램의 빈의 계급 범위는 비커스 경도 HV 로 (n－1)×20＋450 초과, n×20＋450 이하이고, n 은 1 ∼ 10 의 정수이고,
또한, 상기 모재 강판의 표층부에 있어서, ??치드 마텐자이트의 면적률 : 80 ％ 이하이며, 상기 모재 강판의 표층부는, 상기 모재 강판의 표면으로부터 깊이 : 10 ㎛ 까지의 영역이고,
상기 모재 강판의 표층 연화 두께가 10 ㎛ 이상 100 ㎛ 이하인, 강 조직이다.
모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 마텐자이트의 면적률 : 70 ％ 이상
모재 강판의 강 조직에 있어서 마텐자이트를 주상으로 하는, 구체적으로는, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 마텐자이트의 면적률을 70 ％ 이상으로 함으로써, 1180 MPa 이상의 TS 와 높은 연신 플랜지성을 실현하는 것이 가능해진다. 따라서, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 마텐자이트의 면적률은 70 ％ 이상으로 한다. 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 75 ％ 이상, 보다 바람직하게는 80 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 85 ％ 이상이다. 또, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 마텐자이트의 면적률의 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 높은 연성을 얻는다는 관점에서, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 99 ％ 이하, 보다 바람직하게는 98 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 97 ％ 이하이다. 또, 여기서 말하는 마텐자이트에는, ??치드 마텐자이트 (프레시 마텐자이트) 에 추가하여, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트가 포함된다.
모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 페라이트의 면적률 : 10 ％ 이하
모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 페라이트의 면적률을 10 ％ 이하로 함으로써, YR 이 증가한다. 또한, λ 가 증가하고, 굽힘성도 향상된다. 따라서, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 페라이트의 면적률은 10 ％ 이하로 한다. 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 8 ％ 이하이다. 또, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 페라이트의 면적률은, 0 ％여도 된다. 다만, 연성의 향상의 관점에서는, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 페라이트의 면적률은 바람직하게는 1 ％ 이상, 보다 바람직하게는 2 ％ 이상이다. 또, 여기서 말하는 페라이트는, 베이나이틱 페라이트로 정의되는 경우도 있다.
여기서, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 마텐자이트 및 페라이트의 면적률은, 이하와 같이 하여 측정한다.
즉, 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 (斷面) (L 단면) 이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸다. 이어서, 시료의 관찰면을 다이아몬드 페이스트에 의해 경면 연마하고, 그 후, 콜로이달 실리카를 사용하여 마무리 연마한다. 이어서, 시료의 관찰면을 3 vol.％ 나이탈로 에칭하여, 조직을 출현시킨다. 이어서, 시료의 관찰면에 있어서, InLens 검출기를 구비하는 SEM (Scanning Electron Microscope ; 주사 전자 현미경) 에 의해, 모재 강판의 판두께의 1/4 위치를 관찰 위치로 하고 (즉, 강판의 판두께의 1/4 위치가 시야 범위의 판두께 방향의 중심 위치가 되도록 한다), 가속 전압 : 1 ㎸, 배율 : 5000 배, 시야 범위 : 17 ㎛ × 23 ㎛ 의 조건에서 3 시야 관찰한다. 얻어진 조직 화상으로부터, Adobe Systems 사의 Adobe Photoshop 을
사용하여 마텐자이트 및 페라이트의 면적을 산출한다. 이어서, 시야마다 산출된 마텐자이트 및 페라이트의 면적을 각각 시야 범위의 면적 (17 ㎛ × 23 ㎛) 으로 나누고, 그들 값의 산술 평균치를, 마텐자이트 및 페라이트의 면적률로 한다.
또, 상기 조직 화상에 있어서, 각 상은, 이하의 점에서 서로 식별 가능하다. 즉, ??치드 마텐자이트는, 볼록부의 조직이며, 또한, 내부가 미세한 요철을 갖는 조직이다. 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트는, 오목부의 조직이며, 또한, 미세한 탄화물을 포함하는 조직이다. 페라이트는 오목부의 조직으로, 탄화물을 포함하지 않은 평탄한 조직이다.
모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 잔류 오스테나이트의 면적률 : 0.5 ％ 이상 10.0 ％ 미만
모재 강판의 강 조직에, 일정량의 잔류 오스테나이트를 함유시킴으로써, 원하는 El 을 실현할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 잔류 오스테나이트의 면적률을 0.5 ％ 이상으로 한다. 한편, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 잔류 오스테나이트의 면적률이 10.0 ％ 이상이 되면, 원하는 YR 을 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 잔류 오스테나이트의 면적률은 0.5 ％ 이상 10.0 ％ 미만으로 한다. 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 잔류 오스테나이트의 면적률은, 바람직하게는 1.0 ％ 이상, 보다 바람직하게는 1.5 ％ 이상이다. 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 잔류 오스테나이트의 면적률은, 바람직하게는 8.0 ％ 이하, 보다 바람직하게는 6.0 ％ 이하이다.
여기서, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 잔류 오스테나이트의 면적률은, 이하와 같이 하여 측정한다.
즉, 강판 표면으로부터 판두께 1/4 위치 (강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4 에 상당하는 위치) 가 관찰면이 되도록 강판을 연삭하고, 화학 연마에 의해 더 0.1 ㎜ 연마한다. 이어서, 관찰면에 대해서, X 선 회절 장치에 의해, Co 의 Kα 선원을 사용하여, fcc 철 (오스테나이트) 의 (200) 면, (220) 면, (311) 면과, bcc 철의 (200) 면, (211) 면, (220) 면의 적분 반사 강도를 측정하고, bcc 철의 각 면으로부터의 적분 반사 강도에 대한 fcc 철 (오스테나이트) 의 각 면으로부터의 적분 반사 강도의 강도비로부터 오스테나이트의 체적률을 구한다. 그리고, 이 오스테나이트의 체적률을, 3 차원적으로 균일한 것으로 간주하여, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서의 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다.
또한, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서, 마텐자이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 잔부 조직의 면적률은 5 ％ 이하인 것이 바람직하다. 잔부 조직으로는, 기타 강판의 조직으로서 공지된 것, 예를 들어, 펄라이트, 시멘타이트나 준안정 탄화물 (엡실론 (ε) 탄화물, 이타 (η) 탄화물, 키 (χ) 탄화물 등) 등의 탄화물을 들 수 있다. 잔부 조직의 동정은, 예를 들어 SEM (Scanning Electron Microscope ; 주사 전자 현미경) 에 의한 관찰에 의해 실시하면 된다.
또한, 잔부 조직의 면적률은, 다음 식에 의해 산출한다.
[잔부 조직의 면적률 (％)]＝100－[마텐자이트의 면적률 (％)]－[페라이트의 면적률 (％)]－[잔류 오스테나이트의 면적률 (％)]
모재 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서 잔류 오스테나이트를 구성하는 결정립 중, 애스펙트비 : 2.0 이하의 결정립의 개수 비율 (이하, 애스펙트비 : 2.0 이하의 잔류 γ 의 개수 비율이라고도 한다) : 50 ％ 초과
애스펙트비 : 2.0 이하의 잔류 γ 의 개수 비율은, 매우 중요한 요건이다. 잔류 오스테나이트를 구성하는 결정립의 애스펙트비 (장축 길이/단축 길이) 를 저감시킴으로써, 즉, 등축에 가까운 결정립의 개수 비율을 증가시킴으로써, 변형 초기에 있어서의 잔류 오스테나이트로부터 마텐자이트로의 변태가 억제되고, YR 을 증가시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 애스펙트비 : 2.0 이하의 잔류 γ 의 개수 비율을 50 ％ 초과로 할 필요가 있다. 또, 애스펙트비 : 2.0 이하의 잔류 γ 의 개수 비율은 클수록 바람직하고, 바람직하게는 60 ％ 이상, 보다 바람직하게는 70 ％ 이상이다.
여기서, 애스펙트비 : 2.0 이하의 잔류 γ 의 개수 비율은, 이하와 같이 하여 측정한다.
즉, 강판 표층으로부터 판두께 1/4 위치 (강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4 에 상당하는 위치) 가 관찰면이 되도록 두께 300 ㎛ 의 시료를 기계 가공으로 제작한다. 그 후, 전해 연마를 사용하여 트윈 제트식 전해 연마법에 의해 박막화한 시료에 대해서, 투과 EBSD 로 측정한다. 투과 EBSD 의 측정은, 잔류 오스테나이트를 평가하기 위해서 충분한 측정 조건 (측정 시야 : 15 ㎛ × 15 ㎛, 측정점 간격 : 20 ㎚, 가속 전압 : 20 ㎸) 에서 3 시야 관찰한다. 얻어진 결정 방위의 데이터로부터, AMETEK EDAX 사의 OIM Analysis 를 사용하여 상 (相) 을 Iron-Ga㎜a 만으로 하고, 먼저 BCC 상의 정보를 제거한다. 이어서, 얻어진 결정 방위의 데이터에 대해서, CI (Confidence Index) ＞ 0.1 을 임계값으로 설정한다. 이어서, Grain Shape Aspect Ratio 에 의해, 잔류 오스테나이트의 결정립의 애스펙트비, 및 애스펙트비 : 2.0 이하의 잔류 γ 의 개수 비율 (Number Fraction) 을 산출한다.
모재 강판의 판두께 1/4 위치의 경도 분포의 히스토그램에 있어서 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수 (이하, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수라고도 한다) : 1 개
경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수는, 매우 중요한 요건이다. 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수를 1 개로 하고, 바꾸어 말하면, 모재 강판의 경도를 균일하게 하고, 모재 강판의 경도의 편차를 저감시킴으로써, YR 을 증가시킬 수 있다. 또한, λ 나 굽힘성도 향상된다. 그래서, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수는 1 개로 한다. 또, 모재 강판의 판두께 1/4 위치의 경도 분포의 히스토그램의 빈의 계급 범위는 비커스 경도 HV 로 (n－1)×20＋450 초과, n×20＋450 이하, n 을 1 ∼ 10 의 정수로 한다.
또한, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수는, 이하와 같이 하여 측정한다.
즉, 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 (L 단면) 이 시험면이 되도록 시료를 잘라낸다. 이어서, 시료의 시험면을 다이아몬드 페이스트에 의해 경면 연마한다. 시료의 시험면의 모재 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서, 마이크로 비커스 경도계를 사용하여, 하중 5 gf 의 조건에서 비커스 경도 HV 를 50 지점 측정한다. 이어서, 빈의 계급 범위를 비커스 경도 HV 로 (n－1)×20＋450 초과, n×20＋450 이하, n 을 1 ∼ 10 의 정수로 하여, 경도 분포의 히스토그램을 작성하고, 작성된 히스토그램에 있어서 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수를 센다. 또, 각 빈의 빈도는, 각 빈으로 분류되는 비커스 경도 HV 의 측정 결과 수를, 비커스 경도 HV 의 전체 측정수 (50) 으로 나눈 값이다. 예를 들어, 비커스 경도 HV 로 450 초과 470 이하의 범위 내의 측정 결과가 된 것이 10 개인 경우, 계급 범위가 450 초과 470 이하인 빈의 빈도는 0.20 (＝10 ÷ 50) 이 된다.
모재 강판의 표층부에서의 ??치드 마텐자이트 (프레시 마텐자이트) 의 면적률 : 80 ％ 이하
모재 강판의 표층부에서의 ??치드 마텐자이트의 면적률은, 매우 중요한 요건이다. 모재 강판의 표층부에서의 ??치드 마텐자이트의 면적률을 감소시킴으로써, 바꾸어 말하면, 모재 강판의 표층부에 있어서 페라이트, 베이나이틱 페라이트, 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트와 같은 수소 고용도가 작은 상의 면적률을 증가시킴으로써, 원하는 굽힘성을 실현할 수 있다. 또한, 모재 강판의 표층부에 있어서 수소 고용도가 작은 상의 면적률을 증가시킴으로써, 후술하는 모재 강판의 저온역 확산성 수소량의 저감에도 기여한다. 또한, El 을 증가시킬 수도 있다. 또한, λ 도 향상시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, 모재 강판의 표층부에서의 ??치드 마텐자이트의 면적률을 80 ％ 이하로 한다. 모재 강판의 표층부에서의 ??치드 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 75 ％ 이하, 보다 바람직하게는 70 ％ 이하이다. 또, 모재 강판의 표층부에서의 ??치드 마텐자이트의 면적률의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 원하는 TS 를 실현한다는 관점에서, 모재 강판의 표층부에서의 ??치드 마텐자이트의 면적률은 20 ％ 이상인 것이 바람직하다. 모재 강판의 표층부에서의 ??치드 마텐자이트의 면적률은, 보다 바람직하게는 30 ％ 이상이다. 또, 모재 강판의 표층부는, 모재 강판의 표면으로부터 깊이 : 10 ㎛ 까지의 영역이다.
여기서, 모재 강판의 표층부에서의 ??치드 마텐자이트의 면적률은, 이하와 같이 하여 측정한다.
즉, 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸다. 이어서, 시료의 관찰면을 연마한다. 이어서, 시료의 관찰면을 3 vol.％ 나이탈로 에칭하여, 조직을 출현시킨다. 이어서, 모재 강판의 표층부를 관찰 위치로 하고, SEM (Scanning Electron Microscope ; 주사 전자 현미경) 에 의해 배율 : 3000 배로 3 시야 관찰한다. 얻어진 조직 화상으로부터, Adobe Systems 사의 Adobe Photoshop 을 사용하여 ??치드 마텐자이트의 면적을 3 시야만큼 산출한다. 이어서, 시야마다 산출된 ??치드 마텐자이트의 면적을 각각의 시야 범위의 면적으로 나누고, 그들 값의 산술 평균치를, 모재 강판의 표층부에서의 ??치드 마텐자이트의 면적률로 한다. 또, 상기 조직 화상에 있어서, ??치드 마텐자이트는 백색의 조직을 나타내고 있다.
모재 강판의 표층부에서의 ??치드 마텐자이트 이외의 잔부 조직의 면적률은, 바람직하게는 20 ％ 이상, 보다 바람직하게는 25 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 30 ％ 이상이다. 또한, 모재 강판의 표층부에서의 ??치드 마텐자이트 이외의 잔부 조직의 면적률은, 바람직하게는 80 ％ 이하, 보다 바람직하게는 70 ％ 이하이다. 모재 강판의 표층부에서의 ??치드 마텐자이트 이외의 잔부 조직은, 기본적으로 페라이트, 베이나이틱 페라이트, 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트와 같은 상에 의해 구성되지만, 면적률로 5 ％ 이하이면, 기타 강판의 조직으로서 공지된 것, 예를 들어, 펄라이트, 시멘타이트나 준안정 탄화물 (엡실론 (ε) 탄화물, 이타 (η) 탄화물, 키 (χ) 탄화물 등) 등의 탄화물이 포함되어 있어도 된다. 잔부 조직의 동정은, 예를 들어 SEM (Scanning Electron Microscope ; 주사 전자 현미경) 에 의한 관찰에 의해 실시하면 된다.
또한, 잔부 조직의 면적률은, 다음 식에 의해 산출한다.
[잔부 조직의 면적률 (％)]＝100－[??치드 마텐자이트의 면적률 (％)]
모재 강판의 표층 연화 두께 : 10 ㎛ 이상 100 ㎛ 이하
모재 강판의 판두께 1/4 위치와 비교하여, 모재 강판의 표층부를 연화시킴으로써, 원하는 굽힘성이 얻어진다. 그래서, 모재 강판의 표층 연화 두께는 10 ㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 모재 강판의 표층 연화 두께가 100 ㎛ 를 초과하면, TS 의 저하를 초래하는 경우가 있다. 따라서, 모재 강판의 표층 연화 두께는 10 ㎛ 이상 100 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 모재 강판의 표층 연화 두께는, 보다 바람직하게는 12 ㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 15 ㎛ 이상이다. 또한, 모재 강판의 표층 연화 두께는, 보다 바람직하게는 80 ㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 60 ㎛ 이하이다.
여기서, 표층 연화 두께는, 이하와 같이 하여 측정한다.
즉, 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 (L 단면) 에 대해서, 습식 연마에 의해 표면의 평활화를 실시한다. 이어서, 비커스 경도계를 사용하여, 하중 5 gf 의 조건에서 모재 강판의 표면으로부터 깊이 10 ㎛ 의 위치에서 모재 강판의 판두께 중심 위치까지, 판두께 (깊이) 방향으로 5 ㎛ 간격으로 경도 측정을 실시한다. 그리고, 모재 강판의 판두께 1/4 위치에서 얻어진 경도를 기준 경도로 하고, 모재 강판의 표면으로부터 경도가 기준 경도×0.85 이하가 되는 최심부의 깊이 위치까지의 거리 (깊이) 를 측정하고, 그 측정치를 표층 연화 두께로 한다.
또, 모재 강판의 강 조직은, 통상적으로 판두께 방향에서 대체로 상하 대칭이 되므로, 모재 강판의 판두께 1/4 위치 및 표층부에 있어서의 조직의 동정 (同定), 그리고, 애스펙트비 : 2.0 이하의 잔류 γ 의 개수 비율, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수 및 모재 강판의 표층 연화 두께의 측정에서는, 모재 강판의 표면 (겉면 및 이면) 중, 임의의 일면을 대표로 하고, 예를 들어, 모재 강판의 표면 (겉면 및 이면) 중 임의의 일면을 판두께 1/4 위치 등의 판두께 위치의 기점 (판두께 0 위치) 으로 하면 된다. 이하도 동일하다.
또한, 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판에서는, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량을 적정하게 제어하는 것이 중요하다.
모재 강판의 저온역 확산성 수소량 : 0.015 질량ppm 이하
모재 강판의 저온역 확산성 수소량은, 매우 중요한 요건이다. 즉, 본 발명자들은, 높은 YR, 그리고 높은 연성, 연신 플랜지성 및 굽힘성을 가지며, 또한, 전단 가공성을 높인, TS 로 1180 MPa 이상인 용융 아연 도금 강판을 얻기 위해, 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량, 요컨대, 모재 강판을 실온에서부터 50 ℃ 까지 가열했을 때에 모재 강판으로부터 방출되는 수소량이, 상기 특성, 특히, 전단 가공성에 크게 영향을 미치는 것을 알아냈다. 즉, 본 발명자들은, 전단 가공성이, 모재 강판을 가열했을 때에, 고온역에서 모재 강판으로부터 방출되는 수소량보다 오히려 저온역, 구체적으로는, 실온에서부터 50 ℃ 까지의 온도역에서 방출되는 수소량에 크게 의존하고 있다는 지견, 또한, 높은 YR, 그리고 높은 연성, 연신 플랜지성 및 굽힘성을 가지면서, 전단 가공성을 대폭 향상시키기 위해서는, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량을 저감시키고, 특히 0.015 질량ppm 이하로 하는 것이 불가피하다는 지견을 얻어, 본 발명을 개발하는 데에 도달한 것이다. 그래서, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량은 0.015 질량ppm 이하로 한다. 모재 강판의 저온역 확산성 수소량은 적을수록 바람직하고, 바람직하게는 0.010 질량ppm 이하, 보다 바람직하게는 0.006 질량ppm 이하이다. 또, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량의 하한은 특별히 한정되는 것이 아니며, 0 질량ppm 이어도 된다. 다만, 생산 기술상의 제약으로 모재 강판의 저온역 확산성 수소량은 0.001 질량ppm 이상이 바람직하다.
여기서, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량은, 이하와 같이 하여 측정한다.
즉, 용융 아연 도금 강판의 샘플 중앙 위치로부터 길이가 30 ㎜, 폭이 5 ㎜ 인 시험편을 전단 가공에 의해 채취한다. 채취 후, 바로 시험편을 액체 질소에 침지시킨다. 이어서, 시험편의 표면 온도가 실온 미만이 되도록 처리액의 온도를 관리하면서, 시험편의 용융 아연 도금층을 알칼리 제거한다. 이어서, 승온 탈리 분석법에 의해 시험편을 가열했을 때에, 시험편으로부터 방출되는 수소량을 측정한다. 구체적으로는, 시험편을 실온에서부터 승온 도달 온도 : 300 ℃, 승온 속도 : 200 ℃/hr 의 조건으로 가열하고, 그 후, 실온까지 냉각시킨다. 이 때, 가열 시의 실온에서부터 50 ℃ 까지의 온도역에서 시험편으로부터 방출된 누적 수소량 (이하, 누적 방출 수소량이라고도 한다) 을 측정한다. 그리고, 다음 식에 의해, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량을 산출한다.
[모재 강판의 저온역 확산성 수소량 (질량ppm)]＝[누적 방출 수소량 (g)]÷[시험편의 질량 (g)]×106
또한, 실온은, 10 ∼ 25 ℃ 의 범위 내이면, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량의 측정에 특별한 영향을 미치는 것은 아니다. 다만, 실온이, 10 ∼ 25 ℃ 의 범위 외가 되는 경우에는, 25 ℃ 를 실온의 대표 온도로 하고, 25 ℃ 에서부터 50 ℃ 까지의 온도역에서의 시험편으로부터의 누적 방출 수소량을 측정하면 된다.
또, 용융 아연 도금 강판에 타발 가공, 연신 플랜지 성형, 및 굽힘 가공 등의 가공을 실시한 강판이나, 상기 가공 후의 강판을 용접하여 제조한 제품 (부재) 에 대해서도, 상기와 동일한 요령으로 모재 강판 부분의 저온역 확산성 수소량을 측정하면 된다.
또한, 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 모재 강판의 판두께는 특별히 한정되지 않지만, 통상 0.3 ㎜ 이상 2.8 ㎜ 이하이다.
[1-2] 용융 아연 도금층
다음으로, 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 용융 아연 도금층에 대해서 설명한다. 또, 여기서 말하는 용융 아연 도금층에는, 합금화 용융 아연 도금층 (용융 아연 도금에 합금화 처리를 실시하여 얻은 도금층) 도 포함하는 것으로 한다. 또한, 용융 아연 도금층은, 모재 강판의 표면의 양면에 형성한다.
용융 아연 도금층의 조성은 특별히 한정되지 않고, 일반적인 것이면 된다. 일례에 있어서는, Fe : 20 질량％ 이하, Al : 0.001 질량％ 이상 1.0 질량％ 이하를 함유하고, 추가로 Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, 및 REM 으로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0 질량％ 이상 3.5 질량％ 이하 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는다. (합금화되지 않은) 용융 아연 도금층의 경우에는, 일례에 있어서는, 도금층 내의 Fe 함유량이 7 질량％ 미만이다. 합금화 용융 아연 도금층의 경우에는, 일례에 있어서는, 도금층 내의 Fe 함유량은 7 질량％ 이상 15 질량％ 이하, 보다 바람직하게는 8 질량％ 이상 13 질량％ 이하이다.
또한, 편면 당의 도금 부착량은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 20 ∼ 80 g/㎡ 가 바람직하다.
게다가, 용융 아연 도금층은, 크랙을 갖는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금층에 크랙을 의도적으로 부여함으로써, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량의 저감을 한층 더 도모할 수 있다. 또, 용융 아연 도금층에 있어서의 크랙 유무는, 이하와 같이 하여 판정한다. 용융 아연 도금 강판의 용융 아연 도금층의 표면 (겉면 및 이면) 을, SEM 에 의해 배율 : 1500 배로 각 면에 대해서 2 시야씩, 총 4 시야 관찰한다. 그리고, 상기 4 시야 중 어느 것에 있어서, 길이 : 10 ㎛ 이상인 크랙이 1 개 이상 존재하는 경우에는, 크랙 있음으로 판정된다. 또한, 상기 4 시야 전부에 있어서, 길이 : 10 ㎛ 이상인 크랙이 존재하지 않는 경우에는, 크랙 없음으로 판정된다.
[1-3] 기타
인장 강도 (TS) : 1180 MPa 이상
본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 TS 는, 1180 MPa 이상이다. 또한, TS 는, JIS Z 2241 에 준거하여, 후술하는 실시예에 기재된 요령으로 측정한다.
또한, 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 판두께는 특별히 한정되지 않지만, 통상 0.3 ㎜ 이상 2.8 ㎜ 이하이다.
[2] 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
다음으로, 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은,
상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브에,
권취 온도 : 350 ℃ 이상 600 ℃ 이하, 및
권취 후의 냉각에 있어서의 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간 : 5000 s 이상,
의 조건에서 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고,
이어서, 상기 열연 강판에 산세를 실시하고,
이어서, 상기 열연 강판에,
열처리 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하, 및
400 ℃ 이상 열처리 온도 이하의 온도역에서의 체류 시간 : 10 분 이상
의 조건에서 제 1 열처리를 실시하고,
이어서, 상기 열연 강판에, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고,
이어서, 상기 냉연 강판을,
250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에서의 평균 가열 속도 : 10 ℃/s 이상,
250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에서의 산소 농도 : 0.5 체적％ 이상 5.0 체적％ 이하,
어닐링 온도 : 820 ℃ 이상 950 ℃ 이하, 및
어닐링 온도역에서의 노점 : －35 ℃ 이상
의 조건에서 어닐링하고,
이어서, 상기 냉연 강판에, 용융 아연 도금 처리를 실시하여 도금 강판으로 하고,
이어서, 상기 도금 강판을, 냉각 정지 온도 : 150 ℃ 이하인 조건에서 냉각시키고,
이어서, 상기 도금 강판에, 다음 식 (1) 을 만족하는 조건에서 제 2 열처리를 실시한다는 것이다.
6.5≤(T＋273)×{log(t×3600)＋20}/1000≤13.0 ···(1)
여기서, T 는 제 2 열처리에 있어서의 열처리 온도 (℃), t 는 제 2 열처리에 있어서의 보열 시간 (hr) 이다.
또한, 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 상기 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위한 방법이다.
또, 상기 온도는, 특별히 언급하지 않는 한, 모두 강 슬래브 또는 강판의 표면 온도를 기준으로 한다.
[열연 공정]
먼저, 강 슬래브에, 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 한다. 강 슬래브 (강 소재) 의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로 (轉爐) 나 전기로 등, 공지된 용제 방법 모두가 적합하다. 또한, 강 슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하다. 또한, 강 슬래브는, 조괴 (造塊) 법이나 박 (薄) 슬래브 주조법 등에 의해 제조하는 것도 가능하다. 또, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후, 재차 가열하는 종래법에 추가하여, 직송 압연이나 직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다. 직송 압연은, 실온까지 냉각시키지 않고, 온편 (溫片) 인 상태로 가열로에 장입하는 프로세스이다. 직접 압연은, 약간의 보열을 실시한 후에 바로 압연하는 프로세스이다.
강 슬래브를 가열하는 경우, 탄화물의 용해나, 압연 하중의 저감의 관점에서, 슬래브 가열 온도를 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 스케일 로스의 증대를 방지하기 위해, 슬래브 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 슬래브 가열 온도는 슬래브 표면의 온도이다.
이어서, 강 슬래브를, 통상적인 조건에서 조 (粗) 압연에 의해 시트 바로 한다. 또, 슬래브 가열 온도를 약간 낮게 한 경우에는, 압연 시의 트러블을 방지한다는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터 등을 사용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다. 또한, 마무리 압연 온도는, Ar3 변태점 이상이 바람직하다. 마무리 압연 온도를 과도하게 저하시키면, 압연 부하의 증대나, 오스테나이트의 미재결정 상태에서의 압하율의 상승을 초래한다. 이로써, 압연 방향으로 신장된 이상한 조직이 발달하고, 그 결과, 어닐링 후에 얻어지는 강판의 가공성이 저하되는 경우가 있다. 또, Ar3 변태점은 다음 식에 의해 구한다.
Ar3(℃)＝868―396×[％C]＋24.6×[％Si]―68.1×[％Mn]―36.1×[％Ni]―20.7×[％Cu]―24.8×[％Cr]
또, 상기 식 중의 [％ 원소기호] 는, 상기 성분 조성에 있어서의 당해 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
또, 시트 바끼리를 접합시켜 연속적으로 마무리 압연을 실시해도 된다. 또한, 시트 바를 일단 권취해도 상관없다. 또한, 압연 시의 압연 하중을 저감시키기 위해, 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은, 강판 형상의 균일화나 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또, 윤활 압연 시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.
그리고, 열연 공정에서는, 특히, 권취 온도 및 권취 후의 냉각에 있어서의 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간의 제어가 특별히 중요해진다.
권취 온도 : 350 ℃ 이상 600 ℃ 이하
열연 공정에서는, 마무리 압연 후, 열연 강판을 권취하여 회수하고, 그 후, 냉각시킨다. 이 때, 권취 온도를 350 ℃ 이상으로 함으로써, 압연 시에 생성된 산화 스케일에 C 가 확산된다. 즉, 열연 강판의 표층부의 탈탄이 촉진되어, 모재 강판의 표층 연화 두께, 및 모재 강판의 표층부에서의 마텐자이트의 면적률을, 원하는 범위 내로 제어하는 것이 가능해진다. 이로써, 높은 굽힘성을 얻을 수 있다. 또한, 모재 강판의 표층부에서의 마텐자이트의 면적률이 감소함으로써, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량도 감소한다. 그 결과, 우수한 El, λ 및 전단 가공성을 얻는 것이 가능해진다. 또한, 열연 강판의 강 조직이 저온 변태상 주체의 조직이 되고, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수를 1 개로 제어하는 것이 가능해진다. 그 결과, YR 도 증가한다. 다만, 권취 온도가 600 ℃ 를 초과하면, 모재 강판의 표층 연화 두께가 증대하여, 1180 MPa 이상의 TS 를 실현하는 것이 곤란해진다. 또한, 열연 강판의 강 조직이 저온 변태상 주체의 조직이 되지 않고, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수를 1 개로 제어하는 것이 곤란해진다. 그 결과, 원하는 YR, λ 및 굽힘성을 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 권취 온도는 350 ℃ 이상 600 ℃ 이하로 한다. 권취 온도는, 바람직하게는 380 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 410 ℃ 이상이다. 또한, 권취 온도는, 바람직하게는 570 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 550 ℃ 이하이다.
권취 후의 냉각에 있어서의 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간 (이하, 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간이라고도 한다) : 5000 s 이상
열연 강판을 코일 형상으로 권취한 후, 300 ℃ 이상의 온도역에서 5000 s 이상으로 하여 체류시킨다. 이로써, 압연 시에 생성된 산화 스케일에 C 가 확산된다. 즉, 열연 강판의 표층부의 탈탄이 촉진되어, 모재 강판의 표층 연화 두께, 및 모재 강판의 표층부에서의 마텐자이트의 면적률을, 원하는 범위 내로 제어하는 것이 가능해진다. 이로써, 높은 굽힘성을 얻을 수 있다. 또한, 모재 강판의 표층부에서의 마텐자이트의 면적률이 감소함으로써, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량도 감소한다. 그 결과, 우수한 El, λ 및 전단 가공성을 얻는 것이 가능해진다. 그래서, 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간은 5000 s 이상으로 한다. 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간은, 바람직하게는 7000 s 이상, 보다 바람직하게는 9000 s 이상이다. 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간의 상한은 특별히 규정되어 있지 않지만, TS 를 소정의 범위 내로 한다는 관점에서, 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간은 100000 s 이하로 하는 것이 바람직하다. 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간은, 보다 바람직하게는 80000 s 이하, 더욱 바람직하게는 40000 s 이하이다. 또, 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간의 기점은, 열연 강판을 코일 형상으로 권취한 시점 (권취 완료 시점) 으로 한다. 또한, 체류 온도는, 300 ℃ 이상의 온도역이면, 특별히 한정되지 않지만, 바람직하게는 350 ℃ 이상이고, 바람직하게는 600 ℃ 이하이다.
또, 상기 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 후의 냉각 조건에 대해서는, 특별히 한정되지 않으며, 통상적인 방법에 따르면 된다. 예를 들어, 냉각 속도는 0.001 ℃/s 이상 1 ℃/s 이하가 바람직하고, 냉각 정지 온도는 20 ℃ 이상 200 ℃ 이하가 바람직하다.
[산세 공정]
열연 공정 후, 열연 강판을 산세한다. 산세에 의해 강판 표면의 산화물을 제거할 수 있어, 양호한 화성 처리성이나 도금 품질이 확보된다. 또, 산세는, 1 회만 실시해도 되고, 복수 회로 나누어 실시해도 된다. 산세 조건에 대해서는 특별히 한정되지 않으며, 통상적인 방법에 따르면 된다.
[제 1 열처리 공정]
이어서, 열연 강판에, 제 1 열처리를 실시한다. 이 때, 이하의 조건을 만족시키는 것이 중요하다.
열처리 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하
열연 강판에 열처리를 실시함으로써, 열연 강판의 강 조직 중에 미세한 탄화물이 균일하게 생성되고, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수를 1 개로 제어하는 것이 가능해진다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 열처리 온도를 450 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 열처리 온도가 650 ℃ 를 초과하면, 탄화물이 구상 조대화되거나 펄라이트가 생성되거나 한다. 이로써, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수를 1 개로 제어하는 것이 곤란해진다. 따라서, 열처리 온도는 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하로 한다. 열처리 온도는, 바람직하게는 460 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 470 ℃ 이상이다. 열처리 온도는, 바람직하게는 600 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 550 ℃ 이하이다.
400 ℃ 이상 열처리 온도 이하의 온도역에서의 체류 시간 (이하, 열처리 온도역에서의 체류 시간이라고도 한다) : 10 분 이상
열처리 온도역에서의 체류 시간을 10 분 이상으로 함으로써, 열연 강판의 강 조직 중에 미세한 탄화물이 균일하게 생성되고, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수를 1 개로 제어하는 것이 가능해진다. 그래서, 열처리 온도역에서의 체류 시간은 10 분 이상으로 한다. 열처리 온도역에서의 체류 시간은, 바람직하게는 100 분 이상, 보다 바람직하게는 500 분 이상이다. 또한, 열처리 온도역에서의 체류 시간의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 열연 강판의 강 조직 중에 미세한 탄화물을 균일하게 생성시킨다는 관점에서, 3000 분 이하로 하는 것이 바람직하다. 열처리 온도역에서의 체류 시간은, 보다 바람직하게는 2000 분 이하이다.
[냉연 공정]
이어서, 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다. 냉간 압연 조건에 대해서는 특별히 한정되지 않으며, 통상적인 방법에 따르면 된다.
예를 들어, 탠덤식의 다 (多) 스탠드 압연 또는 리버스 압연 등에 의해, 2 패스 이상의 압연 패스에 의한 냉간 압연을 실시한다. 또한, 냉간 압연의 누적 압하율은, 예를 들어 20 ％ 이상 75 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 압연 패스의 횟수나 각 패스의 압하율에 대해서는, 특별히 한정되지 않으며, 통상적인 방법에 따르면 된다.
[어닐링 공정]
상기와 같이 하여 얻어진 냉연 강판에, 어닐링을 실시한다. 이 때, 이하의 조건을 만족시키는 것이 중요하다.
250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역 (이하, 가열 온도역이라고도 한다) 에서의 평균 가열 속도 : 10 ℃/s 이상
가열 온도역에서의 평균 가열 속도를 상승시킴으로써, 가열 중에 생성되는 오스테나이트가 미세화되고, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수를 1 개로 제어하는 것이 가능해진다. 그래서, 가열 온도역에서의 평균 가열 속도는 10 ℃/s 이상으로 한다. 가열 온도역에서의 평균 가열 속도는, 바람직하게는 12 ℃/s 이상, 보다 바람직하게는 14 ℃/s 이상이다. 또한, 가열 온도역에서의 평균 가열 속도의 상한은 특별히 규정되어 있지 않지만, 생산 기술상의 제약으로 바람직하게는 50 ℃/s 이하, 보다 바람직하게는 40 ℃/s 이하이다.
가열 온도역에서의 산소 농도 : 0.5 체적％ 이상 5.0 체적％ 이하
가열 온도역에서의 산소 농도를 상승시킴으로써, 분위기 중의 산소를 통해 탈탄이 진행되어, 강판의 표층부에 연화층이 형성된다. 그 결과, 원하는 굽힘성을 실현할 수 있다. 또한, 모재 강판의 표층부에서의 마텐자이트의 면적률이 감소하고, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량도 감소한다. 이러한 효과를 얻기 위해서, 가열 온도역에서의 산소 농도를 0.5 체적％ 이상으로 한다. 한편, 가열 온도역에서의 산소 농도가 5.0 체적％ 를 초과하면, 모재 강판의 표층 연화 두께가 증대하여, 1180 MPa 이상의 TS 를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 가열 온도역에서의 산소 농도는 0.5 체적％ 이상 5.0 체적％ 이하로 한다. 가열 온도역에서의 산소 농도는, 바람직하게는 1.0 체적％ 이상, 보다 바람직하게는 1.5 체적％ 이상이다. 가열 온도역에서의 산소 농도는, 바람직하게는 4.5 체적％ 이하, 보다 바람직하게는 4.0 체적％ 이하이다. 또, 가열 온도역의 온도는, 강판의 표면 온도를 기준으로 한다. 즉, 강판의 표면 온도가 가열 온도역 내에 있는 경우에, 산소 농도를 상기 범위로 조정하면 된다.
어닐링 온도 : 820 ℃ 이상 950 ℃ 이하
어닐링 온도가 820 ℃ 미만에서는, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서의 어닐링 처리가 된다. 이와 같은 경우, 어닐링 후의 강판에 다량의 페라이트가 함유되게 되기 때문에, 원하는 YR, λ 및 굽힘성을 실현하는 것이 곤란해진다. 한편, 어닐링 온도가 950 ℃ 를 초과하면, 어닐링 중에 오스테나이트의 결정립이 불균일하게 조대화되어, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수를 1 개로 제어하는 것이 곤란해진다. 그 결과, 원하는 YR, λ 및 굽힘성을 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 어닐링 온도는 820 ℃ 이상 950 ℃ 이하로 한다. 어닐링 온도는, 바람직하게는 850 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 870 ℃ 이상이다. 어닐링 온도는, 바람직하게는 930 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 920 ℃ 이하이다. 또, 어닐링 온도는, 어닐링 공정에서의 최고 도달 온도이다.
어닐링 온도역에 있어서의 노점 : －35 ℃ 이상
어닐링 온도역 (820 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 온도역) 에 있어서의 노점을 상승시킴으로써, 분위기 중의 산소를 통해 탈탄이 진행되어, 강판의 표층부에 연화층이 형성된다. 그 결과, 원하는 굽힘성을 실현할 수 있다. 또한, 모재 강판의 표층부에서의 마텐자이트의 면적률이 감소하고, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량도 감소한다. 이러한 효과를 얻기 위해서, 어닐링 온도역에 있어서의 노점은 －35 ℃ 이상으로 한다. 어닐링 온도역에 있어서의 노점은, 바람직하게는 －30 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 －25 ℃ 이상으로 한다. 어닐링 온도역에 있어서의 노점의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 모재 강판의 표층 연화 두께를 소정의 범위로 제어하고, 소정의 TS 를 확보한다는 관점에서, 어닐링 온도역에 있어서의 노점은 바람직하게 15 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 5 ℃ 이하이다. 또, 어닐링 온도역의 온도는, 강판의 표면 온도를 기준으로 한다. 즉, 강판의 표면 온도가 어닐링 온도역 내에 있는 경우에, 노점을 상기 범위로 조정하면 된다. 후술하는 산소 농도에 대해서도 동일하다.
또, 어닐링 온도역에서의 보열 시간 (이하, 어닐링 시간이라고도 한다) 이나 산소 농도는 특별히 한정되지 않지만, 모재 강판의 표층 연화 두께 및 모재 강판의 표층부에서의 마텐자이트의 면적률을 소정의 범위로 제어한다는 관점에서, 각각 10 s 이상 600 s 이하 및 2 체적ppm 이상 30 체적ppm 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보열 시의 온도는 항상 일정하지 않아도 된다.
상기 어닐링 후, 냉연 강판을 냉각시킨다. 이 때의 조건에 대해서는, 특별히 한정되지 않으며, 통상적인 방법에 따르면 된다. 예를 들어, 어닐링 온도 이하 500 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수를 제어한다는 관점에서, 5 ℃/s 이상 50 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
[도금 처리 공정]
이어서, 냉연 강판에, 도금 처리를 실시하여 도금 강판으로 한다. 도금 처리로는, 용융 아연 도금 처리를 들 수 있다. 또한, 용융 아연 도금 처리 후에, 합금화 처리를 실시해도 된다. 게다가, 어닐링, 냉각 및 도금 처리를 1 라인 (CGL (Continuous Galvanizing Line)) 에서 연속적으로 실시해도 된다. 예를 들어, 어닐링 후, 냉연 강판을 500 ℃ 정도의 온도역으로 냉각시킨다. 이어서, 냉연 강판을 냉각대의 강대 출측으로 통판시키고, 선단부가 용융 아연 도금욕에 침지된 스나우트를 통하여 용융 아연 도금욕으로 이동시키면서, 추가로 냉각시킨다. 냉연 강판의 냉각 종료부터 냉연 강판이 용융 아연 도금욕에 침입할 때까지의 시간은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수를 제어한다는 관점에서, 1 s 이상 300 s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 냉각대와 스나우트의 연결부 직전에는, 냉연 강판의 진행 방향을 변화시켜 스나우트 내에 침입시키기 위한 롤이 형성되어 있고, 냉연 강판은, 그 롤을 통과하고 나서 스나우트 내에 침입한다. 이어서, 스나우트를 통하여 용융 아연 도금욕으로 유도된 냉연 강판을, 용융 아연 도금욕 중에 침지시키고, 용융 아연 도금 처리를 실시하여 도금 강판으로 한다.
용융 아연 도금 처리에서는, 예를 들어, 냉연 강판을 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 용융 아연 도금욕 중에 침지시킨다. 또한, Al 량이 0.10 질량％ 이상 0.23 질량％ 이하이고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물인 조성의 용융 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다.
또한, 상기와 같은 용융 아연 도금 처리 후에, 460 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서의 합금화 처리를 실시해도 된다. 합금화 처리 온도가 460 ℃ 미만에서는, Zn-Fe 합금화 속도가 과도하게 느려져 생산성이 저하된다. 한편, 합금화 처리 온도가 600 ℃ 를 초과하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태되어, TS 및 El 이 저하되는 경우가 있다. 그래서, 합금화 처리 온도는, 460 ℃ 이상 600 ℃ 이하가 바람직하다. 합금화 처리 온도는, 바람직하게는 470 ℃ 이상이다. 또한, 합금화 처리 온도는, 바람직하게는 560 ℃ 이하이다.
또한, 도금 부착량은 편면 당 20 ∼ 80 g/㎡ (양면 도금) 가 바람직하다. 또, 도금의 부착량은, 용융 아연 도금 처리 후에 가스 와이핑 등을 실시함으로써 조절하는 것이 가능하다.
[냉각 공정]
도금 처리 후, 즉, 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 처리 후, 도금 강판을, 냉각 정지 온도 : 150 ℃ 이하의 조건에서 냉각시킨다.
냉각 정지 온도 : 150 ℃ 이하
냉각 정지 온도가 150 ℃ 를 초과하면, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수를 1 개로 제어하는 것이 곤란해진다. 그 결과, 원하는 YR, λ 및 굽힘성을 실현하는 것이 곤란해진다. 그래서, 냉각 정지 온도는 150 ℃ 이하로 한다. 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 100 ℃ 이하이다. 또, 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 규정되는 것은 아니지만, 생산성의 관점에서 실온 이상으로 하는 것이 바람직하다.
상기 이외의 냉각 조건에 대해서는, 특별히 한정되지 않으며, 통상적인 방법에 따르면 된다. 예를 들어, 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 처리 종료 후 ∼ 상기 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도는 특별히 한정되는 것은 아니지만, TS 의 추가적인 향상의 관점에서, 바람직하게는 2 ℃/s 이상, 보다 바람직하게는 5 ℃/s 이상이다. 또한, 당해 평균 냉각 속도는, 생산 기술상의 제약으로 바람직하게는 50 ℃/s 이하, 보다 바람직하게는 40 ℃/s 이하이다. 또한, 냉각 방법도 특별히 한정되지 않고, 가스 제트 냉각, 미스트 냉각, 수랭 및 공랭 등을 적용할 수 있다.
상기 냉각 후에, 도금 강판에, 신장률 : 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 추가 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 추가 압연에서의 신장률을 0.05 ％ 이상으로 함으로써, 용융 아연 도금층에 크랙을 도입할 수 있다. 그 결과, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량의 추가적인 저감을 기대할 수 있다. 또한, 애스펙트비 : 2.0 이하의 잔류 γ 의 개수 비율이 증가하여, YS 를 한층 더 높일 수 있다. 한편, 추가 압연에서의 신장률이 1.00 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 면적률이 감소하고, El 이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 추가 압연의 신장률은, 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 추가 압연의 신장률은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 추가 압연의 신장률은, 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하이다.
또, 상기 추가 압연은, 연속 용융 아연 도금 장치와 연속되는 장치 상에서 (온 라인에서) 실시해도 되고, 연속 용융 아연 도금 장치와는 불연속적인 장치 상에 의해 (오프 라인에서) 실시해도 된다. 또한, 1 회의 압연으로 목적하는 신장률을 달성해도 되고, 복수 회의 압연을 실시하여 합계로 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률을 달성해도 된다. 또, 여기서 기재한 압연이란 일반적으로는 조질 압연을 가리키지만, 조질 압연과 동등한 신장률을 부여할 수 있으면, 텐션 레벨러 등에 의한 가공의 방법이어도 상관없다.
[제 2 열처리]
이어서, 도금 강판에, 다음 식 (1) 을 만족하는 조건에서 제 2 열처리를 실시하는 것이 중요하다.
6.5≤(T＋273)×{log(t×3600)＋20}/1000≤13.0 ···(1)
여기서, T 는 제 2 열처리에 있어서의 열처리 온도 (℃), t 는 제 2 열처리에 있어서의 보열 시간 (hr) 이다.
즉, 상기에 게재된 식 (1) 을 만족하는 조건에서 제 2 열처리를 실시함으로써, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량을 저감시킬 수 있다. 또한, 애스펙트비 : 2.0 이하의 잔류 γ 의 개수 비율이 증가한다. 이러한 효과를 얻기 위해, (T＋273)×{log(t×3600)＋20}/1000 을 6.5 이상으로 할 필요가 있다. 한편, (T＋273)×{log(t×3600)＋20}/1000 이 13.0 을 초과하면, 잔류 오스테나이트의 면적률이 감소하고, 원하는 El 을 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 상기에 게재된 식 (1) 을 만족하는 조건에서 제 2 열처리를 실시하는 것이 중요하다. (T＋273)×{log(t×3600)＋20}/1000 은, 바람직하게는 6.8 이상, 보다 바람직하게는 7.0 이상이다. 또한, (T＋273)×{log(t×3600)＋20}/1000 은, 바람직하게는 12.5 이하, 보다 바람직하게는 12.0 이하이다. 또한, 상기에 게재된 식 (1) 에 있어서의 log 는 상용 대수이며, 바닥은 10 이다.
또, 제 2 열처리에서의 열처리 온도는, 제 2 열처리의 최고 도달 온도이다. 또한, 제 2 열처리에서의 보열 시간은, 제 2 열처리에 있어서의 열처리 온도 ―15 ℃ ∼ 제 2 열처리에 있어서의 열처리 온도까지의 온도역에 있어서의 체류 시간이다.
또, 제 2 열처리에 있어서의 보열 후의 냉각 조건에 대해서는 특별히 한정되지 않으며, 통상적인 방법에 따르면 된다. 예를 들어, 냉각 방법은, 가스 제트 냉각, 미스트 냉각, 수랭 및 공랭 등을 적용할 수 있다.
또한, 상기 제 2 열처리 후에, 추가로 추가 압연을 실시해도 된다. 이 추가 압연의 신장률은, 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 1 회의 압연에서 목적하는 신장률을 달성해도 되고, 복수 회의 압연을 실시하여 합계로 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률을 달성해도 된다. 또한, 여기서 기재한 압연이란 일반적으로는 조질 압연을 가리키지만, 조질 압연과 동등한 신장률을 부여할 수 있으면, 텐션 레벨러 등에 의한 가공의 방법이어도 상관없다.
또, 용융 아연 도금 강판이 거래 대상이 되는 경우에는, 통상적으로 실온까지 냉각된 후, 거래 대상이 된다.
상기 이외의 제조 조건에 대해서는 특별히 한정되지 않으며, 통상적인 방법에 따르면 된다.
[3] 부재
다음으로, 본 발명의 일 실시형태에 따른 부재에 대해서 설명한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 부재는, 상기한 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판을 사용하여 이루어지는 부재이다. 본 발명의 일 실시형태에 따른 부재는, 예를 들어, 상기한 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판을, 프레스 가공 등에 의해 목적하는 형상으로 성형한 것이다. 본 발명의 일 실시형태에 따른 부재는, 바람직하게는 자동차의 골격 구조 부품용, 또는 자동차의 보강 부품용의 부재이다.
여기서, 상기한 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융 아연 도금 강판은, 높은 YR, 그리고 높은 연성, 연신 플랜지성 및 굽힘성을 가지며, 또한, 전단 가공성을 높인, TS 로 1180 MPa 이상인 용융 아연 도금 강판이다. 그래서, 본 발명의 일 실시형태에 따른 부재는, 치수 정밀도가 우수하고, 또한, 차체의 경량화에도 기여할 수 있으므로, 특히 자동차의 골격 구조 부품용, 또는 자동차의 보강 부품용의 부재 전반에 바람직하게 사용할 수 있다.
실시예
표 1 에 나타내는 성분 조성을 가지며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 슬래브 (강 소재) 를 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 강 슬래브를 얻었다. 얻어진 강 슬래브를 1250 ℃ 로 가열하고, 조압연하여, 시트 바를 얻었다. 이어서, 얻어진 시트 바에, 마무리 압연 온도 : 900 ℃ 에서 마무리 압연을 실시하고, 표 2 에 나타내는 조건에서 권취 및 냉각을 실시하여, 열연 강판을 얻었다. 얻어진 열연 강판에 산세를 실시한 후, 표 2 에 나타내는 조건에서 제 1 열처리 및 냉간 압연을 실시하여, 판두께 : 1.4 ㎜ 의 냉연 강판을 얻었다.
이어서, 얻어진 냉연 강판에, 표 2 에 나타내는 조건에서 어닐링을 실시하였다. 이어서, 냉연 강판에, 표 2 에 나타내는 종류의 도금 처리를 실시하여, (양면에 용융 아연 도금층을 갖는) 도금 강판을 얻었다. 표 2 중의 도금 처리의 종류에 있어서의 GI 는 용융 아연 도금 처리만 ((합금화 처리 없는) 용융 아연 도금 강판을 얻었다), GA 는 용융 아연 도금 처리 ＋ 합금화 처리 (합금화 용융 아연 도금 강판을 얻었다) 를 실시한 것을 의미한다.
또, GI 에서는, 도금욕으로서 Al : 0.20 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금욕을 사용하였다. 또한, GA 에서는, Al : 0.14 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금욕을 사용하였다. 도금욕 온도는 모두 470 ℃ 로 하였다. 도금 부착량은, GI 에서는, 편면 당 45 ∼ 72 g/㎡ (양면 도금) 정도로 하고, 또한, GA 에서는, 편면 당 45 g/㎡ (양면 도금) 정도로 하였다. 또한, GA 에서는, 합금화 처리 온도를 550 ℃ 정도로 하였다.
또한, GI 의 용융 아연 도금층의 조성은, Fe : 0.1 ∼ 1.0 질량％, Al : 0.2 ∼ 1.0 질량％ 이고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물이었다. GA 의 (합금화) 용융 아연 도금층의 조성은, Fe : 7 ∼ 15 질량％, Al : 0.1 ∼ 1.0 질량％ 이고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물이었다.
이어서, 얻어진 도금 강판을 표 2 에 나타내는 조건에서 냉각시키고, 냉각 후, 도금 강판에, 표 2 에 나타내는 조건에서 제 2 열처리를 실시하였다. 또, 명기하지 않은 조건에 대해서는, 통상적인 방법에 따른 것으로 하였다.
이렇게 해서 얻어진 강판에 대해서, 상기 서술한 방법에 의해, 모재 강판의 판두께 1/4 위치 및 표층부에 있어서의 조직의 동정을 실시하고, 애스펙트비 : 2.0 이하의 잔류 γ 의 개수 비율, 경도 빈도 : 0.25 이상의 빈의 개수, 모재 강판의 표층 연화 두께, 그리고 모재 강판의 저온역 확산성 수소량을 측정하였다. 결과를 표 3 에 나타낸다. 또, 얻어진 강판의 모재 강판의 성분 조성은, 강 슬래브 단계의 성분 조성과 실질적으로 동일하고, 적합 강에 대해서는 모두 상기한 실시형태에 관련된 성분 조성의 범위 내이고, 비교 강에 대해서는 모두 상기한 실시형태에 관련된 성분 조성의 범위 외였다.
또한, 얻어진 강판에 대해서, 이하의 시험 방법에 따라, 인장 특성 및 연신 플랜지성, 굽힘성, 및 전단 가공성을 평가하였다. 결과를 표 3 에 병기한다.
[인장 시험]
인장 시험은, JIS Z 2241 에 준거하여 실시하였다. 즉, 얻어진 강판으로부터, 강판의 압연 직각 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록 JIS 5 호 시험편을 채취하였다. 이어서, 채취한 시험편을 사용하여, 크로스 헤드 속도 : 1.67 × 10－1 ㎜/s 의 조건에서 인장 시험을 실시하고, YS, TS 및 El 을 측정하였다. 그리고, TS 에 대해서는, 1180 MPa 이상을 합격으로 판단하였다. 또한, 측정한 YS 및 TS 로부터, 상기 서술한 식 (2) 에 의해 YR 을 산출하였다. 그리고, YR 이 65 ％ 이상을 합격으로 판단하였다. 또한, El 이 6 ％ 이상을 합격으로 판단하였다.
[구멍 확장 시험]
구멍 확장 시험은, JIS Z 2256 에 준거하여 실시하였다. 즉, 얻어진 강판을, 100 ㎜ × 100 ㎜ 로 전단하고, 이어서, 전단된 강판에 클리어런스 : 12.5 ％ 이며 직경 : 10 ㎜ 인 구멍을 타발하였다. 이어서, 내경 : 75 ㎜ 인 다이스를 사용하여 블랭크 유지력 : 9 ton (88.26 kN) 으로 강판을 누르고, 그 상태에서 꼭지각 : 60°의 원뿔 펀치를 구멍에 밀어넣고 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하였다. 그리고, 다음 식에 의해 (한계) 구멍 확장률 : λ (％) 를 구하였다.
(한계) 구멍 확장률 : λ (％)＝{(Df－D0)/D0}×100
여기서, Df 는 균열 발생 시의 구멍 직경 (㎜), D0 은 초기 구멍 직경 (㎜) 이다. 그리고, (한계) 구멍 확장률 : λ 가 30 ％ 이상인 경우에, 연신 플랜지성이 합격으로 판단되었다.
[굽힘 시험]
굽힘 시험은, JIS Z 2248 에 준거하여 실시하였다. 즉, 얻어진 강판으로부터 모재 강판의 압연 방향에 대하여 평행 방향이 굽힘 시험의 축 방향이 되도록 폭 : 30 ㎜, 길이 : 100 ㎜ 인 단책 (短冊) 형상의 시험편을 채취하였다. 이어서, 가압 하중 : 100 kN, 누름 유지 시간 : 5 초의 조건에서 90°V 굽힘 시험을 실시하였다. 여기서는, 굽힘 반경 (R) 을 판두께 (t) 로 나눈 값인 R/t 를 5 (예를 들어, 판두께가 1.4 ㎜ 인 경우, 굽힘 반경은 7.0 ㎜) 로 하고, 5 샘플의 굽힘 시험을 실시한다. 이어서, 굽힘 정점의 능선부에 있어서의 균열의 발생 유무를 확인하여, 5 샘플 모두에 있어서 균열이 확인되지 않은 경우, 요컨대 합격률 100 ％ 인 경우에, 굽힘성이 합격으로 판단되었다. 여기서, 균열의 발생 유무는, 굽힘 정점의 능선부를 디지털 마이크로스코프 (RH-2000 : 주식회사 하이록스 제조) 를 사용하여 40 배의 배율로 확인함으로써, 판단하였다.
[전단 가공 시험]
얻어진 강판으로부터, 모재 강판의 압연 직각 방향이 전단 분리면이 되도록 폭 (압연 직각 방향) : 114 ㎜, 길이 (압연 방향) : 32 ㎜ 인 단책 형상의 시험편을 크랭크 프레스에서 전단하고 채취하였다. 또, 크랭크 프레스의 전단 조건은, 셰어각 : 0.5 도, 또한 클리어런스 : 20 ％ 로 하였다. 이어서, 단책 형상의 시험편의 폭 중앙 위치가 관찰 위치가 되도록 당해 시험편을 압연 방향과 평행하게 절단하였다. 이어서, 시험편의 절단면을 연마 후, 피크르산에 라이폰 F 를 첨가한 용액으로 부식하였다. 이어서, 시험편의 전단 분리면에 대해서, 광학 현미경을 사용하여 25 배의 배율로 관찰하여, 얻어진 화상에 균열이 확인되지 않은 경우에, 전단 가공성이 합격으로 판단되었다.
표 3 에 나타낸 바와 같이, 발명예에서는 모두, TS 가 1180 MPa 이상이고, 높은 YR, 높은 연성, 높은 연신 플랜지성, 높은 굽힘성, 및 높은 전단 가공성이 얻어졌다.
한편, 비교예에서는, TS, YR, 연성, 연신 플랜지성, 굽힘성, 및 전단 가공성 중 적어도 1 개가 충분하다고는 할 수 없었다.
이상, 본 발명의 실시형태에 대해서 설명했는데, 본 발명은, 상기 실시형태에 의한 본 발명의 개시 일부를 이루는 기술에 의해 한정되는 것은 아니다. 즉, 상기 실시형태에 의거하여 당업자 등에 의해 이루어지는 다른 실시형태, 실시예 및 운용 기술 등은 전부 본 발명의 범주에 포함된다. 예를 들어, 상기한 제조 방법에 있어서의 일련의 열처리에 있어서는, 열이력 조건만 만족하면, 강판에 열처리를 실시하는 설비 등은 특별히 한정되는 것은 아니다.
본 발명에 따르면, 높은 YR, 그리고 높은 연성, 연신 플랜지성 및 굽힘성을 가지며, 또한, 전단 가공성을 높인, TS 로 1180 MPa 이상인 용융 아연 도금 강판이 얻어진다.
특히, 본 발명의 용융 아연 도금 강판은, 여러 가지 특성이 우수하므로, 다양한 크기 및 형상의 자동차의 골격 구조 부품 등에 적용하는 것이 가능하다. 이로써, 차체 경량화에 따른 연비 향상을 도모할 수 있으며, 산업상 이용 가치는 매우 크다.
Claims (7)
- 모재 강판과, 상기 모재 강판의 표면의 용융 아연 도금층을 구비하고, 인장 강도가 1180 MPa 이상인, 용융 아연 도금 강판으로서,
상기 모재 강판은,
질량％ 로,
C : 0.090 ％ 이상 0.390 ％ 이하,
Si : 0.01 ％ 이상 2.50 ％ 이하,
Mn : 2.00 ％ 이상 4.00 ％ 이하,
P : 0.100 ％ 이하,
S : 0.0200 ％ 이하,
Al : 0.100 ％ 이하 및
N : 0.0100 ％ 이하
이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
상기 모재 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서,
마텐자이트의 면적률 : 70 ％ 이상,
페라이트의 면적률 : 10 ％ 이하, 및
잔류 오스테나이트의 면적률 : 0.5 ％ 이상 10.0 ％ 미만
이고, 또한
상기 잔류 오스테나이트를 구성하는 결정립 중, 애스펙트비 : 2.0 이하의 결정립의 개수 비율이 50 ％ 초과이고,
상기 모재 강판의 판두께 1/4 위치의 경도 분포의 히스토그램에 있어서 빈도가 0.25 이상이 되는 빈의 개수가 1 개이고, 상기 히스토그램의 빈의 계급 범위는 비커스 경도 HV 로 (n－1)×20＋450 초과, n×20＋450 이하이고, n 은 1 ∼ 10 의 정수이고,
또한, 상기 모재 강판의 표층부에 있어서, ??치드 마텐자이트의 면적률 : 80 ％ 이하이며, 상기 모재 강판의 표층부는, 상기 모재 강판의 표면으로부터 깊이 : 10 ㎛ 까지의 영역이고,
상기 모재 강판의 표층 연화 두께가 10 ㎛ 이상 100 ㎛ 이하인, 강 조직을 갖고,
상기 모재 강판의 저온역 확산성 수소량이 0.015 질량ppm 이하인, 용융 아연 도금 강판.
여기서, 모재 강판의 저온역 확산성 수소량은, 모재 강판을 실온에서부터 50 ℃ 까지 가열할 때에 모재 강판으로부터 방출되는 수소량이다. - 제 1 항에 있어서,
상기 모재 강판의 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,
O : 0.0100 ％ 이하,
Ti : 0.200 ％ 이하,
Nb : 0.200 ％ 이하,
V : 0.200 ％ 이하,
Ta : 0.10 ％ 이하,
W : 0.10 ％ 이하,
B : 0.0100 ％ 이하,
Cr : 1.00 ％ 이하,
Mo : 1.00 ％ 이하,
Ni : 1.00 ％ 이하,
Co : 0.010 ％ 이하,
Cu : 1.00 ％ 이하,
Sn : 0.200 ％ 이하,
Sb : 0.200 ％ 이하,
Ca : 0.0100 ％ 이하,
Mg : 0.0100 ％ 이하,
REM : 0.0100 ％ 이하,
Zr : 0.100 ％ 이하,
Te : 0.100 ％ 이하,
Hf : 0.10 ％ 이하 및
Bi : 0.200 ％ 이하
중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, 용융 아연 도금 강판. - 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 용융 아연 도금층이, 합금화 용융 아연 도금층인, 용융 아연 도금 강판. - 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에,
권취 온도 : 350 ℃ 이상 600 ℃ 이하, 및
권취 후의 냉각에 있어서의 300 ℃ 이상의 온도역에서의 체류 시간 : 5000 s 이상
의 조건에서 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고,
이어서, 상기 열연 강판에 산세를 실시하고,
이어서, 상기 열연 강판에,
열처리 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하, 및
400 ℃ 이상 열처리 온도 이하의 온도역에서의 체류 시간 : 10 분 이상
의 조건에서 제 1 열처리를 실시하고,
이어서, 상기 열연 강판에, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고,
이어서, 상기 냉연 강판을,
250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에서의 평균 가열 속도 : 10 ℃/s 이상,
250 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 온도역에서의 산소 농도 : 0.5 체적％ 이상 5.0 체적％ 이하,
어닐링 온도 : 820 ℃ 이상 950 ℃ 이하, 및
어닐링 온도역에서의 노점 : －35 ℃ 이상
의 조건에서 어닐링하고,
이어서, 상기 냉연 강판에, 용융 아연 도금 처리를 실시하여 도금 강판으로 하고,
이어서, 상기 도금 강판을, 냉각 정지 온도 : 150 ℃ 이하의 조건에서 냉각시키고,
이어서, 상기 도금 강판에, 다음 식 (1) 을 만족하는 조건에서 제 2 열처리를 실시하는, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
6.5≤(T＋273)×{log(t×3600)＋20}/1000≤13.0 ···(1)
여기서, T 는 제 2 열처리에 있어서의 열처리 온도 (℃), t 는 제 2 열처리에 있어서의 보열 시간 (hr) 이다. - 제 4 항에 있어서,
상기 용융 아연 도금 처리 후, 상기 도금 강판에 합금화 처리를 실시하는, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. - 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 용융 아연 도금 강판을 사용하여 이루어지는, 부재.
- 제 6 항에 있어서,
자동차의 골격 구조 부품용, 또는 자동차의 보강 부품용인, 부재.
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