KR20140052072A

KR20140052072A - 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그것들의 제조 방법

Info

Publication number: KR20140052072A
Application number: KR1020147008175A
Authority: KR
Inventors: 히로유키 가와타; 나오키 마루야마; 아키노부 무라사토; 아키노부 미나미; 다케시 야스이; 다쿠야 구와야마; 히로유키 반; 가오루 히라마츠
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-09-30
Filing date: 2012-09-28
Publication date: 2014-05-02
Anticipated expiration: 2032-09-28
Also published as: MX373560B; EP2762582A1; TW201329251A; US9162422B2; JP5413539B2; ZA201402352B; EP2762582A4; BR112014007498A2; EP2762582B1; KR101614230B1; CA2850340A1; MX2014003718A; PL2762582T3; RU2014117645A; JPWO2013047821A1; CN103842541A; TWI507538B; US20140234660A1; ES2725803T3; BR112014007498B1

Abstract

C, Si, Mn, P, S, Al, N, O를 각각 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강이며, 모재 강판에서의 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 1/8 두께 내지 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 3/8 두께의 범위에 있어서, 모재 강판의 조직이 체적 분율로 3％ 이상의 잔류 오스테나이트상, 50％ 이하의 페라이트상 및 40％ 이상의 경질상을 함유하고, 평균 전위 밀도가 5×10¹³/m² 이상이며, 잔류 오스테나이트상에 포함되는 고용 C량이 질량％로 0.70 내지 1.00％이며, 잔류 오스테나이트상의 집합 조직의 FCC철의 X선 랜덤 강도비가 3.0 이하이고, 잔류 오스테나이트상의 압연 방향에 대한 입경과 판 폭 방향에 대한 입경의 비가 0.75 내지 1.33이며, 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 판 두께 0.6 내지 5.0mm가 되는 것을 특징으로 한다.

Description

베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그것들의 제조 방법{HIGH-STRENGTH GALVANNEALED STEEL SHEET OF HIGH BAKE HARDENABILITY, HIGH-STRENGTH ALLOYED GALVANNEALED STEEL SHEET, AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그것들의 제조 방법에 관한 것이다.

최근 들어, 자동차 등에 사용되는 강판의 고강도화에 대한 요구가 높아지고 있어, 인장 최대 응력 900MPa 이상의 고강도 강판도 사용되도록 되어 오고 있다. 한편, 프레스 가공 등의 성형 가공 시에는, 우수한 성형 가공성을 발휘하는 것이 요구되고 있다. 그러나, 강도의 향상은 성형 가공성의 열화를 일으키기 쉬워서 양자를 만족시키는 것은 곤란하였다.

따라서, 최근에는 연성이나 구멍 확장성 등의 가공성과 고강도화를 양립시키기 위해서, 성형 가공 후의 도장 베이킹 처리(베이킹 경화 처리)에 의한 베이킹 경화성(BH성)을 이용한 강판이 개발되고 있다.

여기서, 베이킹 경화란, 강판 내에 고용 상태로 잔존하는 C(고용 C)나 N(고용 N)이, 도장 후의 베이킹 처리(통상 170℃ 전후로 가열하여 수십분 유지)중에 전위에 확산하고, 이 전위를 고착함으로써 항복 강도가 상승하는 현상이다. 이 항복 강도의 상승분이 도장 베이킹 경화량(BH량)이며, BH량은 일반적으로 고용 C량 또는 고용 N량을 증가시킴으로써 증가하는 것이 알려져 있다.

특허문헌 1에는, 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 경질 조직을 주된 조직으로 하고, 페라이트의 분율을 5％ 이하로 제한함으로써 높은 베이킹 경화량을 확보한 냉연 강판이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 2에는, 베이나이트를 주된 조직으로 하고, 베이나이트와 페라이트의 경도비를 작게 하고, 또한 각각의 조직에서의 경도의 분산을 작게 함으로써 베이킹 경화성, 연성, 구멍 확장성의 향상을 도모한 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 3에는, 열연 강판에 냉연을 실시하지 않고 그대로 어닐링을 행하거나, 또는 냉연 후에 어닐링을 2회 행함으로써 얻어지는 템퍼링 마르텐사이트 및/또는 템퍼링 베이나이트를 포함하는 강판으로 함으로써 가공성 및 베이킹 경화성을 향상시키는 방법이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 4, 5 및 6에는, 다량의 N을 첨가함으로써 베이킹 경화성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

일본 특허 공개 제2008-144233호 공보 일본 특허 공개 제2004-263270호 공보 일본 특허 공개 제2003-277884호 공보 일본 특허 공개 제2005-023348호 공보 일본 특허 공개 제2003-049242호 공보 일본 특허 공개 제2001-247946호 공보

그러나, 특허문헌 1 및 2에서는 베이킹 경화량에 관한 언급은 있지만, 베이킹 경화성의 이방성에 대해서는 언급되어 있지 않아, 안정적으로 원하는 베이킹 경화량을 확보할 수 있을지 어떨지는 극히 불안정한 것이었다.

또한, 특허문헌 3의 방법에서는 냉간 압연을 행하지 않으므로, 강판의 판 두께 정밀도가 열화되는 문제가 있었다. 또한, 냉간 압연을 행하는 경우에도, 그 후의 어닐링 공정을 2회 행한다고 하고 있어 제조 비용을 증대시키는 문제가 있었다.

또한, 특허문헌 4, 5 및 6에서는, 베이킹 경화량을 확보하기 위해서 다량의 N을 첨가할 필요가 있어 용접성을 열화시킬 우려가 있었다.

따라서, 본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것이며, 인장 최대 강도 900MPa 이상의 고강도, 우수한 연성을 확보함과 함께, 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그것들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위하여 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 강판 내의 평균 전위 밀도를 높임과 함께, 오스테나이트의 집합 조직의 이방성을 약화시켜서 등방성 조직으로 함으로써, 인장 최대 강도 900MPa 이상의 고강도 및 우수한 연성을 확보하면서, 베이킹 경화량이 크고, 등방적인 베이킹 경화성을 갖는 강판을 얻을 수 있는 점을 발견하였다.

상기 과제를 해결하는 것을 목적으로 한 본 발명의 요지는 이하와 같다.

[1]모재 강판이, 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％, N: 0.0001 내지 0.0100, O: 0.0001 내지 0.0100을 각각 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 모재 강판의 조직이, 체적 분율로 3％ 이상의 잔류 오스테나이트상, 50％ 이하의 페라이트상 및 40％ 이상의 경질상을 함유하고, 상기 모재 강판에서의 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 1/8 두께 내지 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 3/8 두께의 범위에 있어서, 평균 전위 밀도가 5×10¹³/m² 이상이며, 상기 잔류 오스테나이트상에 포함되는 고용 C량이 질량％로 0.70 내지 1.00％이며, 상기 잔류 오스테나이트상의 집합 조직의 FCC철의 X선 랜덤 강도비가 3.0 이하이고, 상기 잔류 오스테나이트상의 압연 방향에 대한 입경과 판 폭 방향에 대한 입경의 비가 0.75 내지 1.33이며, 또한, 상기 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 판 두께 0.6 내지 5.0mm가 되는 것을 특징으로 하는 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[2]상기 경질상이, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상, 템퍼링 마르텐사이트상 및 프레시 마르텐사이트상으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 상기 [1]에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.

[3]상기 모재 강판의 표층부에는, 산화물이 미세하게 분산되고, 또한 두께가 0.01 내지 10.0㎛인 탈탄층이 형성되어 있고, 상기 산화물의 평균 입자 직경이 500nm 이하, 평균 밀도가 1.0×10¹²개/m₂ 이상인 것을 특징으로 하는 상기 [1]에 기재된 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[4]또한, 질량％로, Ti: 0.001 내지 0.150％, Nb: 0.001 내지 0.100％, V: 0.001 내지 0.300％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1]에 기재된 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[5]또한, 질량％로, Mo: 0.01 내지 2.00％, W: 0.01 내지 2.00％, Cr: 0.01 내지 2.00％, Ni: 0.01 내지 2.00％, Cu: 0.01 내지 2.00％, B: 0.0001 내지 0.0100％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1]에 기재된 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[6]또한, 질량％로, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.0100％ 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1]에 기재된 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[7]상기 [1]에 기재된 고강도 강판의 표면에 형성된 상기 용융 아연 도금층이 합금화 처리되어 있는 것을 특징으로 하는 베이킹 경화성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.

[8]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％,

N: 0.0001 내지 0.0100,

O: 0.0001 내지 0.0100,

를 각각 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 성분을 갖는 슬래브를 1180℃ 이상으로 가열하여 복수의 패스로 행하는 열간 압연을 개시하고, 1050℃ 내지 압연 완료 온도까지의 범위에서의 열연 강판의 온도(T), 판 두께(h) 및 각 패스간의 경과 시간(t)의 관계가 하기 식(1)을 만족하는 열간 압연을 행하여 880℃ 이상의 온도 영역에서 압연을 완료시키는 열간 압연 공정과, 열간 압연 완료 후부터 냉각 개시까지의 경과 시간을 1.0초 이상으로 한 후에 냉각을 개시하고, 450℃ 이상에서 이 냉각을 정지하는 제1 냉각 공정과, 제1 냉각 후부터 400℃까지의 경과 시간을 1.0시간 이상으로 하고, 그 후에 합계의 압하율을 30 내지 75％로 하여 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과, 최고 가열 온도 (Ac₃-50)℃ 이상에서 어닐링하는 연속 어닐링 공정과, 상기 연속 어닐링 공정 후, 상기 강판을 아연 도금욕에 침지하여 상기 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성하는 도금 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

또한, 상기 식(1)에 있어서, N은 열간 압연 개시부터 완료까지의 전체 패스수, i는 패스의 순서, T_i는 i회째의 패스에서의 압연 온도(℃), h_i는 i회째의 패스에서의 가공 후 판 두께(mm), t_i는 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.

[9]상기 도금 공정은, 가열할 때에 사용하는 공기와 연료 가스에 의한 혼합 가스에서의 단위 체적의 당해 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적과 단위 체적의 당해 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위하여 이론상 필요해지는 공기의 체적의 비인 공기비가 0.7 내지 1.2가 된 예열대에서 상기 강판의 표층부에 산화물을 생성시키고, 계속해서, H₂O와 H₂의 분압비(P(H₂O)/P(H₂))가 0.0001 내지 2.0이 된 환원대에서 상기 산화물을 환원한 후, 도금욕 온도를 450 내지 470℃, 도금욕 진입 시의 강판 온도를 430 내지 490℃, 도금욕 내에서의 유효 Al량을 0.01 내지 0.18질량％로 한 조건에서 상기 강판을 아연 도금욕에 침지시킴으로써, 상기 강판의 표면에 상기 용융 아연 도금층을 형성하는 것을 특징으로 하는 상기 [8]에 기재된 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[10]상기 도금 공정 후에, 상기 강판을 5.00％ 이하의 압하율로 압연을 실시하는 조질 압연 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 상기 [8]에 기재된 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[11]상기 [8]에 기재된 제조 방법에 의해 고강도 용융 아연 도금 강판으로 한 후에, 상기 용융 아연 도금층을 합금화시키는 것을 특징으로 하는 베이킹 경화성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[12]상기 용융 아연 도금층을 합금화시킨 후에, 상기 강판을 10％ 미만의 압하율로 압연을 실시하는 조질 압연 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 상기 [10]에 기재된 베이킹 경화성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 강판의 마이크로 조직을 소정의 분율로 규정함으로써, 충분한 평균 전위 밀도가 부여되므로, 이 다량의 전위에 C를 고착시킬 수 있어 강판 내의 C량을 증대시킬 수 있다. 그 결과, 베이킹 경화량을 크게 할 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트 내의 고용 C량을 저감시킴으로써, 이 잔류 오스테나이트를 불안정한 것으로 할 수 있고, 성형 가공 등에 의해 용이하게 마르텐사이트로 변태시킬 수 있다. 그 결과, 베이킹 경화량을 크게 할 수 있다. 또한, 이와 같이 잔류 오스테나이트가 매우 단단한 마르텐사이트로 변태함으로써, 마르텐사이트 조직의 주변에 가동 전위가 도입되므로, 한층 더 베이킹 경화량을 확보할 수 있다.

또한, 잔류 오스테나이트의 집합 조직의 FCC철의 X선 랜덤 강도비를 저감시킴으로써, 등방적인 잔류 오스테나이트 조직으로 할 수 있다. 그로 인해, 그 후의 성형 가공 등의 가공에 의해 등방적인 마르텐사이트로 변태시킬 수 있으므로, 베이킹 경화성도 등방적인 것으로 할 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 결정립의 형태를 규정함으로써, 가공 방향에 의한 마르텐사이트로의 변태율을 안정적이며 일정한 것으로 할 수 있고, 마르텐사이트 변태에 의해 얻어지는 베이킹 경화성을 등방적인 것으로 할 수 있다.

이와 같이 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 베이킹 경화량을 충분히 확보할 수 있음과 함께, 등방적인 베이킹 경화성을 얻을 수 있다. 그로 인해, 강도, 연성의 향상 외에, 베이킹 경화성을 크게 향상시킬 수 있다.

또한, 본 발명의 강판은 등방적인 베이킹 경화성을 부여할 수 있으므로, 본 발명의 강판을 부재 등에 채용할 때, 그 이용 방향을 한정하지 않고 설계하는 것이 가능해진다.

또한, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에서는, 열간 압연 공정과, 그 후의 냉각 공정의 조건을 규정함으로써, 충분한 전위 밀도를 갖는 원하는 마이크로 조직으로 할 수 있음과 함께, 오스테나이트의 집합 조직의 발달을 억제할 수 있어 오스테나이트 조직의 이방성을 약화시킬 수 있다. 그로 인해, 그 후의 가공으로 변태시키는 마르텐사이트 조직을 등방적인 것으로 할 수 있어 베이킹 경화성을 향상시킬 수 있다. 또한, 도금 공정에 있어서, 강판을 도금욕에 침지하기 전후에 300 내지 470℃의 온도 범위에서 소정 시간 정류시켜서 베이나이트 변태를 촉진시킨다. 그로 인해, 어닐링 공정으로 얻어진 잔류 오스테나이트 내의 고용 C량을 제어할 수 있어 잔류 오스테나이트를 불안정화시킬 수 있다. 그 결과, 후속 공정인 가공 시에 마르텐사이트로 변태하기 쉬워지므로, 베이킹 경화량을 증대시킬 수 있다.

이하, 본 발명의 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그것들의 제조 방법에 대하여 상세하게 설명한다.

<고강도 용융 아연 도금 강판>

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 모재 강판이, 질량％로, C: 0.075 내지 0.400％, Si: 0.10 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％, N: 0.0001 내지 0.0100, O: 0.0001 내지 0.0100을 각각 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 모재 강판의 조직이, 체적 분율로 3％ 이상의 잔류 오스테나이트상, 50％ 이하의 페라이트상 및 40％ 이상의 경질상을 함유하고, 상기 모재 강판에서의 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 1/8 두께 내지 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 3/8 두께의 범위에서 평균 전위 밀도가 5×10¹³/m² 이상이며, 잔류 오스테나이트상에 포함되는 고용 C량이 질량％로 0.70 내지 1.00％이며, 잔류 오스테나이트상의 집합 조직의 FCC철의 X선 랜덤 강도비가 3.0 이하이고, 잔류 오스테나이트상의 압연 방향에 대한 입경과 판 두께 방향에 대한 입경의 비가 0.75 내지 1.33이며, 또한 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 판 두께 0.6 내지 5.0mm가 되는 것을 특징으로 한다.

이하, 본 발명의 강판 조직 및 화학 성분(조성)을 한정한 이유에 대하여 설명한다. 또한, ％의 표기는 특별히 언급이 경우에는 질량％를 의미한다.

(판 두께)

적용하는 강판의 판 두께로서는 0.6 내지 5.0mm로 한다. 0.6mm 미만에서는 강판의 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란해져서 적당하지 않고, 5.0mm를 초과하면 강판 내부를 균등하게 냉각하는 것이 곤란해져서 소정의 마이크로 조직을 얻을 수 없게 되기 때문이다.

(마이크로 조직)

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 모재 강판의 마이크로 조직은 소정의 화학 성분을 갖고, 강판에서의 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 1/8 두께 내지 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 3/8 두께의 범위에 있어서, 체적 분율로 3％ 이상의 잔류 오스테나이트상(이하, 잔류 오스테나이트라고 함), 50％ 이하의 페라이트상(이하, 페라이트라고 함) 및 40％ 이상의 경질상을 함유한다.

「페라이트」

페라이트는 항복 응력이 낮고, 우수한 가공 경화 특성을 갖는 조직이다. 이로 인해, 페라이트 분율을 과도하게 높이면, 베이킹 경화 처리 전의 강도가 높아지고, 또한 베이킹 경화 처리 후의 항복 응력이 저하되므로, 베이킹 경화성이 크게 열화되는 점에서, 강판 내의 페라이트 분율은 50％ 이하로 한다. 베이킹 경화성을 더욱 높이기 위해서는 페라이트 분율은 45％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 40％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직한다. 페라이트 분율의 하한은 특별히 정하지 않으며, 0％이라도 상관없지만, 연성의 관점에서는 페라이트 분율을 5％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 10％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

「잔류 오스테나이트」

잔류 오스테나이트는 FCC(면심 입방 격자) 결정 구조를 갖고, 성형 가공 등의 가공중에 경질의 마르텐사이트로 변태하여 큰 가공 경화를 나타내는 조직이다. 또한, 가공중에 생성된 마르텐사이트는, 베이킹 경화 처리에 의해 저온에서 템퍼링 됨으로써 항복 응력을 비약적으로 높이는 점에서, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 높임으로써 큰 베이킹 경화량을 얻을 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태함으로써, 마르텐사이트 조직의 주변에 가동 전위가 도입되므로, 보다 베이킹 경화량을 얻을 수 있다. 이것들의 관점에서, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 3％ 이상으로 한다. 또한, 베이킹 경화량과 함께 연성을 높이기 위해서는 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 5％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 7％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

한편, 30％를 초과하는 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는, C나 Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소를 다량으로 첨가할 필요가 있어 용접성이 현저하게 열화되는 점에서, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 30％ 이하로 한다. 용접성의 관점에서, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 25％ 이하인 것이 바람직하고, 20％ 이하인 것이 더욱 바람직한다.

잔류 오스테나이트에 고용하는 오스테나이트 안정화 원소량은, 잔류 오스테나이트의 안정성을 결정하고, 잔류 오스테나이트가 경질의 마르텐사이트로 변태하기 위하여 필요한 변형량을 변화시킨다. 이로 인해, 잔류 오스테나이트의 고용 원소량을 제어함으로써 가공 경화 거동을 제어하고, 베이킹 경화성, 연성 및 인장 강도를 크게 향상시키는 것이 가능하다.

본 실시 형태에서는, 잔류 오스테나이트를 불안정한 것으로 하고, 약간의 변형량으로도 용이하게 마르텐사이트로 변태시킬 수 있도록, 오스테나이트 안정화 원소인 C의 고용량을 제어하였다.

본 실시 형태에서는, 가공에 대하여 과도하게 안정된 잔류 오스테나이트에서는 충분한 베이킹 경화성을 얻지 못하는 점에서, 잔류 오스테나이트 내의 고용 탄소량을 1.00％ 이하로 한다. 잔류 오스테나이트 내의 고용 탄소량이 1.00％를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 과도하게 안정되고, 베이킹 경화 처리 전의 성형 가공 등의 가공에 의해 생성되는 마르텐사이트의 양이 적어, 충분한 베이킹 경화성을 얻을 수 없다. 잔류 오스테나이트를 마르텐사이트로 효율적으로 변태시키기 위해서는, 잔류 오스테나이트 내의 고용 탄소량은 0.96％ 이하인 것이 바람직하다. 한편, 잔류 오스테나이트 내의 고용 탄소량이 0.70％를 하회하면, 어닐링 공정 후에 실온까지 냉각하는 과정에서 마르텐사이트 변태가 시작되어 잔류 오스테나이트의 분율을 확보할 수 없으므로, 고용 탄소량은 0.70％ 이상으로 한다. 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는, 고용 탄소량은 0.75％ 이상인 것이 바람직하고, 0.80％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

여기서, 고용 탄소의 조정은, 1]1050℃부터 마무리 압연 완료까지의 압하량과 온도를 후술하는 식(1)의 범위로 하는 것, 및 2]후술하는 바와 같이 어닐링 후에 300 내지 470℃에서 20 내지 1000초 유지하는 것의 양쪽에 영향을 미친다. 즉, 1] 및 2]를 양립시키지 않으면 실질적으로 고용 탄소의 조정을 할 수 없게 된다.

즉, 후술하는 식(1)을 만족시킬 경우, 열연판의 마이크로 조직은 균질하며 미세한 것이 되고, 섬 형상의 펄라이트가 균질하면서 미세하게 분산한다. 이 펄라이트에는 Mn이 편석하므로, 어닐링 공정에서의 상변태를 거쳐서 우선적으로 잔류 γ로 치환된다. 그리고, 균질하면서 미세한 오스테나이트에는 어닐링 공정에서의 상변태에 수반하여 효율적으로 고용 탄소가 농화되어 적정한 고용 탄소량이 된다.

한편, 식(1)이 지정 범위를 하회할 경우, 재결정이 진행되지 않으므로 압연 방향으로 신장된 조대한 펄라이트가 생성된다. 그리고, 어닐링 공정을 거쳐서 생성되는 잔류 오스테나이트는, 신장된 조대한 오스테나이트가 된다. 이로 인해, 상변태에 의한 탄소의 농화가 진행되기 어려워서 고용 탄소가 적정한 범위가 되지 않는다. 또한, 잔류 오스테나이트의 형상도 문제가 된다.

또한, 후술하는 식(1)이 지정 범위를 상회할 경우, 재결정이 과도하게 진행하여 괴상이며 조대한 펄라이트가 생성된다. 그리고, 어닐링 공정을 거쳐서 생성되는 잔류 오스테나이트는 괴상이며 조대한 오스테나이트가 된다. 이로 인해, 상변태에 의한 탄소의 농화가 진행되기 어려워서 고용 탄소가 적정한 범위가 되지 않는다. 또한, 잔류 오스테나이트의 형상도 문제가 된다.

또한, 잔류 오스테나이트 내의 고용 C량(Cγ)은, 잔류 오스테나이트의 면적 분율의 측정과 동일 조건에서 X선 회절 시험을 행하고, 잔류 오스테나이트의 격자 형상수(a)를 구하여 하기 식(2)를 사용하여 구할 수 있다. 또한, 식(2)는 문헌 Scripta Metallurgica et Materialia, vol.24.1990.p509-514에 개시된다.

또한, 가공에 수반되는 잔류 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 변태는, 잔류 오스테나이트의 결정 방위에 의한 영향을 받는다. 이로 인해, 잔류 오스테나이트의 결정 방위가 강하게 편향되어 있으면, 가공하는 방향에 의해 그 가공도에 대한 마르텐사이트로의 변태율이 변화하고, 베이킹 경화량이 변화한다. 따라서, 등방적으로 베이킹 경화량을 얻기 위해서는, 어느 방향으로 가공해도 가공도에 대한 마르텐사이트로의 변태율이 일정하도록, 잔류 오스테나이트의 결정 방위를 랜덤하게 할 필요가 있다.

잔류 오스테나이트의 결정 방위의 편향에 대해서는, X선 회절법에 의해 철의 FCC 결정의 집합 조직을 측정함으로써 그 정도를 평가할 수 있다. 구체적으로는, FCC철의 X선 랜덤 강도비는, X선 회절에 의해 측정되는 {200}, {311}, {220} 극점도 중 복수의 극점도를 기초로, 급수 전개법으로 계산한 3차원 집합 조직을 나타내는 결정 방위 분포 함수(Orientation Distribution Function, ODF라고 함)로부터 구하면 된다.

본 실시 형태에 있어서는, 베이킹 경화성의 이방성을 충분히 저감시켜서 등방적으로 베이킹 경화량을 얻기 위해서, 잔류 오스테나이트의 집합 조직의 FCC철의 X선 랜덤 강도비를 3.0 이하로 할 필요가 있다. 이방성의 저감에는 당해 랜덤 강도비가 낮을수록 바람직하고, 2.5 이하로 하는 것이 바람직하며, 2.0 이하로 하는 것이 더욱 바람직한다. 당해 랜덤 강도비의 하한은 특별히 구하지 않지만, 1.2 미만으로 하는 것은 공업상 매우 곤란한 점에서, 1.2 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, X선 랜덤 강도비란, 특정한 방위로의 집적을 갖지 않는 표준 시료와 공시재 각각의 X선 강도를 동일한 조건에서 X선 회절법 등에 의해 측정하여 얻어진 공시재의 X선 강도를 표준 시료의 X선 강도로 제산한 수치이다.

X선 회절용 시료의 제작은 다음과 같이 하여 행하면 된다.

우선, 강판을 기계 연마나 화학 연마 등에 의해 판 두께 방향으로 소정의 위치까지 연마하고, 필요에 따라 전해 연마나 화학 연마에 의해 변형을 제거함과 동시에, 1/4 판 두께부가 측정면이 되도록 조정한다. 또한, 측정면을 정확하게 1/4 판 두께부로 하는 것은 곤란하므로, 목표로 하는 위치를 중심으로 판 두께에 대하여 3％의 범위 내가 측정면이 되도록 시료를 제작하면 된다. 또한, X선 회절에 의한 측정이 곤란한 경우에는, EBSD법에 의해 통계적으로 충분한 수의 측정을 행해도 된다.

또한, 판면에 평행한 면에서 잔류 오스테나이트의 결정립이 특정한 방향으로 신장되면, 가공하는 방향에 의해 마르텐사이트로의 변태율이 변화하므로, 베이킹 경화량의 이방성이 발생한다. 즉, 잔류 오스테나이트의 결정립의 형태를 규정함으로써, 베이킹 경화량의 이방성을 약화시키는 것이 가능해진다.

본 실시 형태에서는, 잔류 오스테나이트의 결정립의 압연 방향에 대한 평균 입경을 d(RD), 및 판 폭 방향에 대한 평균 입경을 d(TD)로 했을 때, 이 양자로 이루어지는 파라미터, d(RD)/d(TD)를 0.75 이상, 1.33 이하의 범위로 한정한다. 베이킹 경화량의 이방성을 더욱 저감시키기 위해서는, d(RD)/d(TD)는 0.80 이상, 1.25 이하인 것이 바람직하고, 0.85 이상, 1.18 이하인 것이 보다 바람직하다.

또한, 잔류 오스테나이트의 결정립은, 1/4 두께에서의 판면에 평행한 면을 경면으로 마무리하고, FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscopy)을 사용하여 EBSD(Electron Bach-Scattering Diffraction)법에 의한 고분해능 결정 방위 해석을 행하고, 평가하였다. 측정 스텝을 0.1㎛로 하고, FCC철의 회절 패턴을 나타내는 점이 10점 이상 집합하고, 또한 서로의 결정 방위차가 10° 미만인 영역을 잔류 오스테나이트의 결정립으로 하였다. 이 경우, 각 측정점에서 제2 근접 측정점과의 결정 방위차를 구하고, 상이한 결정립에 속한다고 판단되는 결정 방위차가 10.0° 이상의 점을 무시하고, 나머지의 동일 결정립 내에 있다고 판단되는 결정 방위차가 10.0° 이하의 제2 근접 측정점군과의 결정 방위차의 평균값을 구한다. 입경은, 랜덤하게 선택한 30 내지 300개의 잔류 오스테나이트 결정립에서 압연 방향과 판 폭 방향에서의 입경을 각각 측정하였다.

「경질상」

본 실시 형태에서는 상기 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 이외에, 경질상을 40％ 이상 함유시키는 것으로 한다. 또한, 경질상으로서는 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상, 템퍼링 마르텐사이트상 및 프레시 마르텐사이트상을 복합으로 함유하고 있는 것이 바람직하다. 이 경질상은, 페라이트상보다도 경질의 변태 생성물의 총칭이다.

「베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트」

베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트는 잔류 오스테나이트를 효율적으로 얻기 위하여 필요한 조직이며, 강판 조직에 체적 분율로 10 내지 80％ 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 바람직한다. 한편, 베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트의 체적 분율이 80％를 초과하면, 항복 응력이 과도하게 높아져서 연성이 열화되는 것이 우려되므로 바람직하지 않다. 연성의 관점에서는, 베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트의 체적 분율은 70％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 60％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

「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 베이킹 경화성이 열화되는 것이 우려되므로 바람직하지 않다.

「프레시 마르텐사이트」

프레시 마르텐사이트는 인장 강도를 크게 향상시키지만, 한편 파괴의 기점이 되어 신장 플랜지성을 열화시키므로, 강판 조직에 체적 분율로 25％ 이하 포함되어 있는 것이 바람직하다. 신장 플랜지성을 높이기 위해서는 프레시 마르텐사이트의 체적 분율을 20％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 15％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직한다.

「그 밖의 마이크로 조직」

본 발명의 강판의 마이크로 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.

또한, 이상 설명한 바와 같은 강판 조직에 포함되는 각 조직의 체적 분율은, 예를 들어 이하에 나타내는 방법에 의해 측정할 수 있다.

본 발명의 강판의 강판 조직에 포함되는 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은, 강판의 압연 방향에 평행하면서 판면에 수직인 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마, 나이탈 에칭하여, 판 두께 1/4를 중심으로 하는 1/8 두께 내지 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 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.

(평균 전위 밀도)

본 실시 형태에 관한 모재 강판에서의 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 1/8 두께 내지 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 3/8 두께의 범위에서, 평균 전위 밀도(출하 시)를 1.0×10¹³/m² 이상으로 한다.

이하, 평균 전위 밀도의 규정 이유에 대하여 설명한다.

베이킹 경화성을 높이기 위해서는 다량인 고용 탄소를 첨가하는 것이 매우 유효하다. 그러나, 철의 BCC 결정 내에 고용하는 탄소량은 미량인 점에서, 변태 온도를 가능한 한 낮춰서 강판 내의 평균 전위 밀도를 높여 다량의 전위에 탄소를 고착시킴으로써 고용 탄소량을 증가시키는 것이 유효하다. 이 관점에서, 강판 내의 평균 전위 밀도를 1.0×10¹³/m² 이상으로 한다. 전위 밀도가 클수록 고용 탄소를 얻기 쉬운 점에서, 평균 전위 밀도는 3.0×10¹³/m² 이상으로 하는 것이 바람직하고, 5.0×10¹³/m² 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 전위 밀도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 전위 밀도가 1.0×10¹⁷/m²를 초과하면 연성이 현저하게 열화되는 점에서, 1.0×10¹⁷/m² 이하로 하는 것이 바람직하고, 3.0×10¹⁶/m² 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

전위 밀도는, X선 회절법이나 투과형 전자 현미경(TEM) 관찰에 의해 구할 수 있다. TEM은, 미소 영역을 관찰 가능한 점에서, 복상 조직 강판이면, 페라이트 및 경질 조직의 전위 밀도를 각각 측정 가능하다. 단, TEM 관찰은, 샘플 제작 단계에서 강판을 얇은 판상, 또는 가는 바늘 형상으로 가공할 필요가 있어 시료 제작이 어려움과 함께, 시료가 작으므로 얼마 안되는 운동으로 전위가 시료 표면에 도달하여 소멸되어버리는 점에서, 전위 밀도가 저하되는 경우가 있어 샘플 제작에 있어서는 충분한 주의를 기울일 필요가 있다. 또한, TEM 관찰은, 측정 가능한 시야도 한정된다. 한편, X선 회절법은, 비교적 간단하게 넓은 영역의 평균적인 전위 밀도 측정이 가능하다. 이 점에서, 본 발명에서는, X선 회절법을 이용하여 전위 밀도를 측정하는 방법을 채용하고 있다.

또한, 전위 밀도는 마이크로 조직의 분율을 소정의 범위로 제어하고, 또한 적당한 조질 압연을 실시함으로써 얻을 수 있다. 마이크로 조직의 종류에 따라 내부에 축적되는 전위 밀도가 상이하기 때문이다.

(탈탄층)

또한, 본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서, 도금층의 밀착성을 높임과 함께, 지철 표층의 항복 응력을 높여서 베이킹 경화 처리 후에 용이하게 항복하는 것을 방지하므로, 표층부를 경질 조직이 적은 탈탄층으로 하고, 미세한 산화물을 분산시킴으로써, 베이킹 경화성을 향상시키고 있다. 또한, 여기에서 말하는 경질 조직이란, 주로 상술한 경질층이나 잔류 오스테나이트로 이루어지는 것을 지칭하는 것으로 한다.

본 실시 형태에서는, 모재 강판의 표층부에 형성된 탈탄층의 두께를 0.01 내지 10.0㎛, 탈탄층 내에 미세하게 분산된 산화물의 평균 입자시 직경을 500nm 이하, 그리고 탈탄층 내에서의 산화물의 평균 밀도를 1.0×10¹²개/m² 이상의 범위로 한다.

이하, 이들의 한정 이유를 설명한다.

모재 강판의 표층부에 적당한 두께를 갖는 탈탄층이 형성됨으로써, 인장 강도를 확보할 수 있음과 함께, 모재 강판과 도금층의 밀착성을 높일 수 있다. 탈탄층의 두께가 0.01㎛ 미만에서는 도금층의 밀착성을 충분히 얻지 못하는 점에서, 탈탄층의 두께를 0.01㎛ 이상으로 한다. 도금층의 밀착성을 더욱 향상시키기 위해서는, 탈탄층의 두께는 0.08㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.15㎛ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 과도하게 두꺼운 탈탄층은 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.

또한, 탈탄층이란 지철의 최표면으로부터 연속하는 영역이며, 동일 영역에서는 경질 조직의 분율이 모재 강판의 1/4 두께에서의 경질 조직의 분율의 절반 이하인 영역을 가리키는 것으로 한다.

탈탄층의 두께는, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 경면으로 마무리하고, FE-SEM을 사용하여 관찰하고, 1개의 강판에 있어서, 3군데 이상의 탈탄층 두께를 측정하고, 그 평균값을 갖고 탈탄층 두께로 한다.

모재 강판의 표층부에 형성된 탈탄층은 저강도이며, 탈탄층을 기점으로 한 파괴는 일어나기 어렵지만, 강판의 내부와 탈탄층은 큰 강도차를 가지므로, 지철과 탈탄층의 계면은 새로운 파괴의 기점으로서 작용할 수 있다. 이것을 방지하기 위해서는 산화물을, 탈탄층 내의 결정립내 및/또는 결정립계에 분산시키고, 탈탄층의 강도를 높여서 강판 내부와의 강도차를 작게 하는 것이 유효하다. 충분한 강화를 얻기 위해서, 산화물의 밀도를 1.0×10¹²개/m² 이상으로 한다. 저온 인성을 보다 향상시키기 위해서는, 산화물의 밀도는 3.0×10¹²개/m² 이상으로 하는 것이 바람직하고, 5.0×10¹²개/m² 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 산화물의 밀도가 1.0×10¹⁶개/m²를 초과하면 산화물간의 거리가 과도하게 가까워져서 경도의 가공으로 표층부가 파괴되고, 그 위의 도금층을 손상시키는 점에서, 1.0×10¹⁶개/m² 이하로 한다. 강판 표층이 충분한 성형성을 갖기 위해서는, 산화물의 밀도는 5.0×10¹⁵개/m² 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.0×10¹⁵개/m² 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 여기에서 말하는 산화물이란, 주로 Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물을 지칭하는 것으로 한다.

또한, 탈탄층에 분산하는 산화물의 크기가 크면, 그 산화물 자체가 파괴의 기점으로서 작용하는 점에서, 연성 등의 내파괴 특성이 열화된다. 이로 인해, 산화물의 평균 입자 직경을 500nm 이하로 한다. 연성 등의 내파괴 특성을 보다 향상시키기 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 처리 분위기 및 온도를 엄격하게 제어할 필요가 있어 실용상 곤란하므로, 30nm 이상으로 하는 것이 바람직하다.

탈탄층 내의 산화물은, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 경면으로 마무리하고, FE-SEM을 사용하여 관찰한다. 산화물 밀도는, 탈탄층을 7㎛²분 관찰하여 산화물의 개수를 세거나, 또는 산화물을 1000개 셀 때까지 필요로 한 관찰 면적을 사용하여 구한다. 또한, 산화물의 평균 입자 직경은, 랜덤하게 선택한 100 내지 1000개의 원 상당의 입자 직경을 평균한 것으로 한다.

<고강도 합금화 용융 아연 도금 강판>

또한, 본 실시 형태에 관한 고강도 용융 아연 도금 강판의 표면에 형성된 용융 아연 도금층이 합금화 처리되고, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판으로 해도 상관없다. 이에 의해 얻어진 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판도, 상술한 바와 같은 고강도 용융 아연 도금 강판과 동등한 효과를 발휘할 수 있다.

또한, 본 발명의 고강도 강판은, 상기 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층의 표면에, 인산화물 및/또는 인을 포함하는 복합 산화물로 이루어지는 피막이 형성되어 있어도 된다. 이에 의해 강판을 가공할 때에 윤활제로서 기능시킬 수 있어 강판 표면에 형성한 아연 도금을 보호할 수 있다.

이어서, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 화학 성분(조성)에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 설명에서의 [％]는 [질량％]이다.

「C: 0.075 내지 0.400％」

C는, 고강도 강판의 강도 및 베이킹 경화성을 높이기 위하여 함유된다. 그러나, C의 함유량이 0.400％를 초과하면 용접성이 불충분해진다. 용접성의 관점에서, C의 함유량은 0.300％ 이하인 것이 바람직하고, 0.250％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, C의 함유량이 0.075％ 미만이면 강도가 저하되어 900MPa 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 강도 및 베이킹 경화성을 보다 높이기 위해서는, C의 함유량은 0.085％ 이상인 것이 바람직하고, 0.100％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

「Si: 0.01 내지 2.00％」

Si는, 어닐링 공정에 있어서, 철계 탄화물의 생성을 억제하여 강도와 성형성을 높임과 함께, 소정의 양의 잔류 오스테나이트를 얻기 위하여 필요한 원소이다. 그러나, Si의 함유량이 2.00％를 초과하면 강판이 취화되어 냉간 압연이 곤란해지는 경우가 있다. 이로 인해, 냉간 압연의 관점에서, Si의 함유량은 1.80％ 이하인 것이 바람직하고, 1.50％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Si의 함유량이 0.01％ 미만에서는, 철계 탄화물이 어닐링 공정에서 다량으로 생성되어 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없고, 또한 도금층의 합금화 처리중에 조대한 철계 탄화물이 다량으로 생성되어 강도 및 성형성이 열화될 우려가 있다. 그로 인해, Si의 함유량은 0.20％ 이상인 것이 바람직하고, 0.50％ 이상이 보다 바람직하다.

「Mn: 0.80 내지 3.50％」

Mn은 강판의 강도를 높이기 위하여 본 발명의 강판에 첨가된다. 그러나, Mn의 함유량이 3.50％를 초과하면, 강판의 판 두께 중앙부에 조대한 Mn 농화부가 발생하여 취화가 일어나기 쉬워지고, 주조한 슬래브가 깨지는 등의 트러블이 생기기 쉽다. 또한, Mn의 함유량이 3.50％를 초과하면 용접성도 열화된다. 따라서, Mn의 함유량은 3.50％ 이하로 할 필요가 있다. 용접성의 관점에서, Mn의 함유량은 3.00％ 이하인 것이 바람직하고, 2.70％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Mn의 함유량이 0.80％ 미만이면 어닐링 후의 냉각중에 연질의 조직이 다량으로 형성되어버리므로, 900MPa 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어려워지는 점에서, Mn의 함유량을 0.80％ 이상으로 할 필요가 있다. 강도를 보다 높이기 위해서, Mn의 함유량은 1.00％ 이상인 것이 바람직하고, 1.30％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

「P: 0.0001 내지 0.100％」

P는, 강판의 판 두께 중앙부에 편석하는 경향이 있어 용접부를 취화시킨다. P의 함유량이 0.100％를 초과하면 용접부가 대폭 취화되므로, P의 함유량을 0.100％ 이하로 한정한다. 취화의 관점에서, P의 함유량은 0.030％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, P의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과는 발휘되지만, P의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은 제조 비용이 대폭적인 증가를 수반하는 점에서, 0.0001％를 하한값으로 한다. 또한, 바람직하게는 0.0010％ 이상이다.

「S: 0.0001 내지 0.0100％」

S는, 용접성 및 주조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미친다. 이 점에서, S의 함유량의 상한값을 0.0100％ 이하로 한다. 또한, S는 Mn과 결부되어 조대한 MnS를 형성하여 연성이나 신장 플랜지성을 저하시키므로, 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0025％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. S의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과는 발휘되지만, S의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하므로, 0.0001％를 하한값으로 한다. 또한, 바람직하게는 0.0005％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상이다.

「Al: 0.001％ 내지 2.00％」

Al은, 철계 탄화물의 생성을 억제하여 잔류 오스테나이트를 얻기 쉽게 함과 함께, 강도 및 성형성을 높이는 원소이다. 그러나, Al의 함유량이 2.00％를 초과하면 용접성이 악화되므로, Al의 함유량의 상한을 2.00％로 한다. 이 관점에서, Al의 함유량은 1.50％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하로 하는 것이 보다 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 탈산재로서도 유효한 원소이지만, 탈산의 효과를 보다 충분히 얻기 위해서는, Al량은 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

「N: 0.0001 내지 0.0100％」

N은 조대한 질화물을 형성하고, 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. 연성 및 신장 플랜지성의 관점에서, N 함유량의 상한을 0.0070％로 하는 것이 바람직하고, 0.0050％로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, N은, 용접 시의 블로홀 발생의 원인이 되는 점에서, 그 함유량이 적은 쪽이 좋다. N의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과는 발휘되지만, N의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하면, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하는 점에서 0.0001％ 이상으로 한다. 또한, 바람직하게는 0.0005％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상이다.

「O: 0.0001 내지 0.0100％」

O는, 산화물을 형성하여 연성 및 신장 플랜지성을 열화시키는 점에서, 그 첨가량을 억제할 필요가 있다. O의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 신장 플랜지성의 열화가 현저해지는 점에서, O 함유량의 상한을 0.0100％ 이하로 하였다. 또한, O의 함유량은 0.0070％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0050％ 이하인 것이 보다 바람직하다. O의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과는 발휘되지만, O의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하므로, 0.0001％를 하한으로 하였다. 또한, O의 함유량의 하한은, 0.0003％로 하는 것이 바람직하고, 0.0005％로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 본 발명의 모재 강판에는, 상기 원소 외에, Ti: 0.001 내지 0.150％, Nb: 0.001 내지 0.100％, V: 0.001 내지 0.300％의 1종 또는 2종 이상을 첨가하는 것이 바람직하다.

「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 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.

「Nb: 0.001 내지 0.100％」

Nb는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Nb의 함유량이 0.150％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화되므로, Nb의 함유량은 0.150％ 이하인 것이 바람직하다. Nb의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Nb에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Nb의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 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 바람직하다. V의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, V 첨가에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, V의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 모재 강판에는, 상기 원소 외에, Mo: 0.01 내지 2.00％, W: 0.01 내지 2.00％, Cr: 0.01 내지 2.00％, Ni: 0.01 내지 2.00％, Cu: 0.01 내지 2.00％, B: 0.0001 내지 0.0100％의 1종 또는 2종 이상을 첨가하는 것이 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％ 이하인 것이 바람직하다. Mo의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Mo 첨가에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, Mo의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 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％ 이하인 것이 바람직하다. W의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과는 발휘되지만, W 첨가에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, W의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 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％ 이하인 것이 바람직하다. Cr의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cr 첨가에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, Cr의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 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％ 이하인 것이 바람직하다. Ni의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Ni 첨가에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, Ni의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 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％ 이하인 것이 바람직하다. Cu의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cu 첨가에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, Cu의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 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％ 이하인 것이 바람직하다. B의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과는 발휘되지만, B 첨가에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 모재 강판에는, 상기 원소 외에, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.0100％를 첨가하는 것이 바람직하다.

「Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.0100％」

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, 도리어 연성을 손상시킬 우려가 있으므로, 각 원소의 함유량의 합계가 0.0100％ 이하인 것이 바람직하다. Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과는 발휘되지만, 강판의 성형성을 개선하는 효과를 충분히 얻기 위해서는, 각 원소의 함유량의 합계가 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다.

또한, REM이란, Rare Earth Metal의 약어이며, 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리킨다. 본 발명에 있어서, REM이나 Ce는 미슈 메탈로 첨가되는 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.

<고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법>

이어서, 본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 상술한 화학 성분을 갖는 슬래브를, 1180℃ 이상으로 가열하여 복수의 패스로 행하는 열간 압연을 개시하고, 1050℃ 내지 압연 완료 온도까지의 범위에서의 열연 강판의 온도(T), 판 두께(h) 및 각 패스간의 경과 시간(t)의 관계가 하기 식(1)을 만족하는 열간 압연을 행하고, 880℃ 이상의 온도 영역에서 압연을 완료시키는 열간 압연 공정과, 열간 압연 완료 후부터 냉각 개시까지의 경과 시간을 1.0초 이상으로 한 후에 냉각을 개시하고, 450℃ 이상에서 이 냉각을 정지하는 제1 냉각 공정과, 제1 냉각 후부터 400℃까지의 경과 시간을 1시간 이상으로 하고, 그 후에 합계의 압하율을 30 내지 75％로 하여 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과, 최고 가열 온도 (Ac₃-50)℃ 이상에서 어닐링하는 연속 어닐링 공정과, 연속 어닐링 공정 후, 강판을 아연 도금욕에 침지하여 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성하는 도금 공정을 구비한다.

또한, 하기 식(1)에 있어서, N은 열간 압연 개시부터 완료까지의 전체 패스수, i는 패스의 순서, T_i는 i회째의 패스에서의 압연 온도(℃), h_i는 i회째의 패스에서의 가공 후 판 두께(mm), t_i는 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.

여기에, 식(1)은 열간 압연 공정에서의 오스테나이트의 재결정의 진행 및 재결정 오스테나이트의 성장을 고려한 경험식이며, 압연 후의 오스테나이트 결정립의 크기를 나타내는 지표이다. 압연 온도(T)의 다항식과 압하율의 곱은 재결정의 구동력을 나타낸다. 지수항은 원자의 확산 용이성을 나타내고, 재결정립 오스테나이트의 성장 속도와 관련이 있다. 양자의 곱에 시간(t)을 더함으로써, 1패스마다의 오스테나이트의 성장 정도를 평가할 수 있고, 2승 평균을 구하여 그 평방근을 갖고 다패스 열연에 의한 오스테나이트 입자계를 평가할 수 있다.

이하에, 상기 제조 조건의 한정 이유에 대하여 설명한다.

본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 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 고강도 강판의 제조 방법은, 주조 후에 즉시 열간 압연을 행하는 연속 주조-직접 압연(CC-DR)과 같은 프로세스에 적합하다.

(열간 압연 공정)

열간 압연 공정에 있어서는, 슬래브 가열 온도를 1180℃ 이상으로 한다. 슬래브 가열 온도가 과도하게 낮으면, 주조에 기인하여 슬래브 조직의 결정 방위의 이방성이 발생할 우려가 있다. 또한, 슬래브 가열 온도가 낮으면, 마무리 압연 온도가 Ar₃ 변태점을 하회해버려서 페라이트 및 오스테나이트의 2상역 압연이 되어, 열연판 조직이 불균질한 혼립 조직이 되고, 냉연 및 어닐링 공정을 거쳤다고 해도 불균질한 조직은 해소되지 않아서 연성이나 굽힘성이 뒤떨어진다. 또한, 처리 압연 온도의 저하는, 과도한 압연 하중의 증가를 초래하여 압연이 곤란해지거나, 압연 후의 강판의 형상 불량을 초래하거나 할 우려가 있는 점에서, 슬래브 가열 온도는 1200℃ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 슬래브 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 1300℃를 초과하여 가열하기 위해서는, 다량의 에너지를 투입하는 필요가 있는 점에서, 슬래브 가열 온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, Ar₃ 변태점 온도는 다음 식에 의해 계산한다.

Ar₃=901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×Al

상기 식에 있어서, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, Al은 각 원소의 함유량 [질량％]이다.

상기 슬래브 가열 온도까지 슬래브를 가열한 후, 열간 압연을 행하여 열연 강판으로 한다. 열간으로 압연할 때, 고온에서 과도한 압하량을 실시하면, 오스테나이트의 집합 조직이 강해지고, 그 이방성도 커진다. 이것을 피하기 위해서, 1100℃부터 열간 압연 완료까지의 동안에 열연 강판의 온도, 판 두께 및 각 패스간의 경과 시간으로 이루어지는 상기 식(1)을 만족하는 조건에서 열간 압연을 행한다.

상기 식(1)은 오스테나이트의 집합 조직의 발달 정도를 평가하는 식이며, 상기 식(1)의 값이 0.10을 하회하면, 열연 강판에서의 오스테나이트의 집합 조직이 강해지므로, 상기 식(1)의 값은 0.10 이상으로 한다. 집합 조직을 더욱 약화시켜서 오스테나이트의 결정 방위를 랜덤화하기 위해서, 상기 식(1)의 값은 0.20 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.30 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

한편, 상기 식(1)의 값이 1.00을 상회하면, 오스테나이트의 재결정이 과도하게 진행하여 조직이 조대해지는 점에서, 상기 식(1)의 값은 1.00 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.90 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 열간 압연 공정에 있어서, 열간 압연의 마무리 압연 온도, 즉 열간 압연의 완료 온도는 880℃ 이상으로 한다.

열간 압연의 완료 온도가 880℃ 미만이면, 오스테나이트의 집합 조직의 발달이 촉진되어 결정 방위가 강하게 편향되고, 냉간 압연 및 어닐링 후의 잔류 오스테나이트의 결정 방위도 편향될 우려가 있다. 그로 인해, 열간 압연에 있어서는 가능한 한 고온에서 압연하여 잔류 오스테나이트의 집합 조직을 발달시키지 않는 것이 중요하다.

한편, 열간 압연의 완료 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 완료 온도를 1000℃를 초과하는 과도한 고온 영역으로 한 경우에는, 그 온도를 확보하기 위하여 슬래브를 매우 높은 온도에서 추출할 필요가 있어 비용면에서 바람직하지 않으므로, 완료 온도는 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(제1 냉각 공정)

열간 압연 종료 후는, 얻어진 열연 강판을 급속 냉각하여 코일로서 열연 코일로 하지만, 이 급속 냉각의 개시까지의 경과 시간 및 급속 냉각의 조건은 열연 강판의 이방성에 영향을 주므로, 이것들을 적절하게 제어할 필요가 있다. 본 실시 형태에서는, 열간 압연 완료 후부터 급속 냉각 개시까지의 경과 시간을 1.0초 이상으로 하고, 그 후에 급속 냉각을 개시하여 450℃ 이상에서 이 냉각을 정지시킨다. 이것들의 한정 이유는 다음과 같다.

열간 압연 후에 있어서는, 열연 강판 내의 오스테나이트의 집합 조직은 압연에 의한 가공에 의해 강한 이방성을 갖고 있다. 이 이방성을 저감시키기 위해서는 열간 압연 종료 후, 그 후의 급속 냉각을 개시할 때까지의 동안에 오스테나이트의 재결정을 진행시킬 필요가 있다. 이 관점에서, 열간 압연 완료 후부터 급속 냉각을 개시할 때까지의 경과 시간을 1.0초 이상으로 한다. 오스테나이트의 재결정을 더욱 진행시키기 위해서는 1.5초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 2.0초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 당해 시간의 상한은 특별히 정하지 않지만, 20초를 초과하는 장시간의 경과 후에 급속 냉각을 개시시키기 위해서는, 열간 압연 후에 강판을 정류시키기 위한 충분한 스페이스가 필요해지고, 설비의 대폭적인 대형화가 필요해져서 비용상 바람직하지 않은 점에서, 당해 시간을 20초 이하로 하는 것이 바람직하다. 비용의 관점에서는 15초 이하로 하는 것이 더욱 바람직한다.

또한, 열간 압연 후에 코일로서 권취할 때까지의 급속 냉각의 평균 냉각 속도는, 10℃/초 이상 60℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도가 10℃/초 이하에서는, 페라이트와 펄라이트가 압연 방향으로 띠 형상으로 신장된 마이크로 조직을 형성하고, 또한 펄라이트 내에 Mn이 농화되어 띠 형상의 Mn 농화 영역이 생긴다. 어닐링 공정에서 얻어지는 잔류 오스테나이트는, 이 Mn 농화 영역의 영향을 받아서 압연 방향으로 신장된 형태로 남기 쉬워, 베이킹 경화성의 이방성이 발생하는 경우가 있어 바람직하지 않다. 한편, 평균 냉각 속도가 60℃/초를 초과하면, 냉각중에 오스테나이트로부터의 변태가 진행되지 않아서 냉각 후에 저온 변태 조직이 된다. 이 저온 변태 조직은 오스테나이트의 집합 조직을 강하게 반영하므로, 바람직하지 않다.

또한, 급속 냉각에서의 냉각 정지 온도는, 열연 강판을 코일에 권취하는 공정중의 조직 변태에 영향을 준다. 즉, 열연 강판을 코일로서 권취하는 공정에 있어서, 열연 강판 내에, 펄라이트 및/또는 긴 직경이 1㎛를 초과하는 조대한 시멘타이트를 생성시킴으로써, 냉간 압연에 수반하여 도입되는 변형이 불균일하게 분산되므로, 어닐링 공정에서 역변태에 의해 여러가지 결정 방위의 오스테나이트가 생성되어 잔류 오스테나이트의 집합 조직이 랜덤하게 된다. 즉, 잔류 오스테나이트의 이방성이 약해지고, 이 잔류 오스테나이트가 변태함으로써 얻어지는 마르텐사이트의 등방화를 향상시킬 수 있다. 이 관점에서, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트를 생성시켜서 잔류 오스테나이트의 등방성을 얻기 위해서, 열간 압연 후의 급속 냉각의 정지 온도는 500℃ 이상으로 한다. 이방성을 저감시키기 위해서는 냉각 정지 온도는 530℃ 이상이 바람직하고, 550℃ 이상이 보다 바람직하다. 한편, 냉각 정지 온도를 너무 높이면, 강판 표층의 스케일층이 과도하게 두꺼워져서 표면 품위를 손상시키는 점에서, 냉각 정지 온도를 650℃ 이하로 할 필요가 있다. 이 관점에서는, 냉각 정지 온도를 630℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(제2 냉각 공정)

이어서, 상술한 바와 같이 급속 냉각한 강판을 계속하여 코일로서 권취하는 공정에서는, 급속 냉각의 정지부터 400℃까지의 경과 시간을 1.0시간 이상으로 한다. 즉, 이 경과 시간 동안에 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트를 충분히 생성시켜서 베이킹 경화성의 이방성을 줄이기 위해서는, 상술한 급속 냉각의 정지 후, 시멘타이트가 생성되는 온도 영역에서 충분한 시간 정류시킬 필요가 있으므로, 급속 냉각의 정지부터 400℃까지의 경과 시간이 1시간 이상이 되도록 서냉한다.

당해 경과 시간은 2.0시간 이상으로 하는 것이 바람직하고, 3.0시간 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 경과 시간의 상한은 특별히 정하지 않지만, 24.0시간을 초과하여 정류시키기 위해서는 특수한 설비가 필요해져서 비용상 바람직하지 않은 점에서, 24.0시간 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한 여기서, 이러한 경과 시간 동안에 열연 강판을 정류시키는 공정은, 권취 공정과 겹치는 것이 통상이지만, 경과 기간은 권취 후의 코일 방치 기간까지 포함해도 되는 것은 물론이다. 또한 이차 냉각 공정의 서냉이란, 상기의 경과 기간 내의 일부의 기간에서 일정 온도에 체류시키는 경우를 포함하는 것은 물론이다.

(냉간 압연 공정)

상술한 바와 같이 하여 열연 코일로서 권취된 강판에 대해서는, 그 후에 냉간 압연을 실시한다.

냉간 압연은, 합계의 압하율이 30％ 이상 75％ 이하가 되도록 행한다. 냉간 압연은 복수의 패스에서 행하는 것이 바람직하고, 압연의 패스수나 각 패스에의 압하율의 배분은 따지지 않는다. 냉간 압연의 합계 압하율이 30％를 하회하면, 강판에 충분한 변형이 축적되지 않고, 그 후의 어닐링 공정에 있어서, 역변태에 의해 발생하는 오스테나이트의 결정 방위가 충분히 랜덤하게 되지 않아서 이방성이 발생하고, 베이킹 경화성의 이방성이 발생한다. 충분히 변형을 축적시키기 위해서는, 냉간 압연의 압하율의 합계는 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 바람직한다.

(연속 어닐링 공정)

이어서, 상술한 바와 같이 하여 얻어진 냉연 강판에 어닐링 처리를 실시한다. 이 어닐링 공정 중에서의 최고 가열 온도 도달 후의 냉각 과정에는, 강판 표면에 대한 용융 아연 도금 처리(경우에 따라서는 또한 도금층의 합금화 처리)를 편입시키는 것이 바람직하다. 즉, 어닐링 공정을 실시하기 위한 설비로서는, 예열대, 환원대, 도금대를 갖는 연속 어닐링 도금 라인을 사용하는 것이 바람직하다. 또한, 예열대의 분위기는 산화 분위기, 무산화 분위기, 직하 환원 분위기 중 어느 것이라도 상관없다.

그래서 이하에서는, 이러한 연속 어닐링 도금 라인을 사용하여 어닐링 후의 냉각 과정에 도금 관계의 공정을 편입시킨 연속 처리로서 설명한다.

어닐링 공정은, 600 내지 750℃의 범위 내에서의 평균 가열 속도가 20℃/sec 이하가 되도록 승온하는 것이 바람직하고, 최고 가열 온도가 (Ac₃-50)℃ 이상이 되도록 가열하고, 740 내지 500℃의 범위 내에서의 평균 냉각 속도가 1.0℃/초 이상이 되도록 냉각하기로 한다.

여기서, 연속 어닐링 도금 라인에 있어서는, 상기의 600 내지 750℃의 범위 내에서의 20℃/sec 이하에서의 승온을 포함하는 가열 과정을 예열대에서 행하고, 계속하여 환원대에서 어닐링의 최고 가열 온도에 도달시키고, 또한 도금대에 이르기까지의 동안의 냉각 과정중에서, 상기의 740 내지 500℃의 범위 내에서의 1.0℃/초 이상에서의 냉각을 행한다.

이것들의 어닐링 조건에 대하여 다음으로 설명한다.

어닐링 공정에서의 가열 속도는 강판 내에서의 재결정 거동에 영향을 미친다. 특히 600 내지 750℃에서의 승온 속도는, 조직의 등방화에 크게 영향을 미친다. 그로 인해, 이 온도 범위 내에서 재결정을 충분히 진행시켜서 역변태 전의 조직을 균일하면서 등방적으로 함으로써, 거기에서 역변태하여 발생하는 오스테나이트도 미세하면서 등방적인 형태를 취하는 점에서, 특히 600 내지 750℃에서의 평균 가열 속도를 20℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한 여기서, 어닐링 공정에서의 가열 과정은, 연속 어닐링 도금 라인 중의 예열대에서 행하여지지만, 그 예열대의 적어도 일부는 산화성 분위기의 산화 처리 존으로 하고, 그 산화 처리 존에 있어서, 강판 표층에 적절한 두께의 Fe 산화 피막을 형성하기 위한 산화 처리를 행하는 것이 바람직하다. 즉, 그 후의 환원대에서의 가열에 의해 강판 표층에 탈탄층을 형성하는 단계의 전처리로서, 예열대의 적어도 일부의 산화 처리 존에서 적절한 두께의 Fe 산화 피막을 형성해 두는 것이 바람직하다. 그 경우, 산화 처리 존을 통과할 때의 강판 온도는 400 내지 800℃로 하고, 예열대 내의 산화 처리 존에서 가열할 때의 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, 강판의 표층에 0.01 내지 20㎛의 Fe 산화 피막을 형성하는 것이 바람직하다.

상기 공기비가 1.2를 초과하면, 산화 피막이 과도하게 성장하여, 그 후의 환원대에서, 강판 표층부에 형성되는 탈탄층이 과도하게 성장될 우려가 있고, 또한 환원대에서 산화 피막을 전부 환원할 수 없어서 강판의 표층에 산화 피막이 잔류하여 도금성이 저하될 우려가 있다. 한편, 상기 체적비가 0.7 미만에서는, 산화 피막이 충분히 생성되지 않는다. 또한, 여기서, 예열대의 산화 처리 존에서 생성되는 산화 피막은, 그 후의 환원대에서 형성되는 탈탄층 내의 Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물의 산소 공급원으로서 기능하지만, 산화 피막이 충분히 생성되지 않으면, 이미 설명한 바와 같은 고밀도이며 미세한 산화물이 분산되는 탈탄층을 얻을 수 없게 될 우려가 있다.

또한 여기서, 예열대의 산화 처리 존을 통과할 때의 강판 온도가 400℃ 미만에서는 충분한 산화 피막을 형성할 수 없고, 한편, 800℃를 초과하는 고온에서는 과도하게 산화 피막이 성장하므로, 탈탄층의 두께를 소정의 범위에 넣는 것이 곤란해진다.

어닐링 공정에서의 최고 가열 온도가 낮으면, 오스테나이트에의 역변태가 충분히 진행되지 않아서 페라이트의 분율이 과도하게 커진다. 또한, 충분한 경질 조직 분율을 확보하기 위해서, 최고 가열 온도는 (Ac₃-50)℃ 이상으로 하고, (Ac₃-35)℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 최고 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 1000℃를 초과하여 가열하면, 강판 표면의 품위를 현저하게 손상시켜서 도금의 습윤성을 열화시키는 점에서, 최고 가열 온도는 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 950℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한 여기서, 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도에는, 연속 어닐링 도금 라인 내의 환원대에서 도달시키는 것이 바람직하다. 환원대에서는, 예열대의 산화 처리 존에서 생성된 Fe 산화 피막을 환원하여 탈탄층을 형성함과 함께, 이 탈탄층 내에 적절하게 Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물을 분산시킬 수 있다. 여기서, 환원대의 분위기는, 수증기 분압(P(H2O))과 수소 분압(P(H₂))의 비(P(H₂O)/P(H₂))가 0.0001 내지 2.00의 범위 내의 분위기로 하는 것이 바람직하다. (P(H₂O)/P(H₂))가 0.0001 미만에서는, Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물은 최표면층에만 형성되고, 탈탄층의 내부에 Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물을 적절하게 분산시키는 것이 곤란해진다. 한편, (P(H₂O)/P(H₂))가 2.00을 초과하면, 탈탄이 과도하게 진행되어 탈탄층의 두께를 소정의 범위로 제어할 수 없을 우려가 있다. 또한, (P(H₂O)/P(H₂))는 0.001 내지 1.50의 범위로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.002 내지 1.20의 범위로 하는 것이 더욱 바람직한다.

어닐링 공정에서의 최고 가열 온도로부터의 냉각 과정은, 페라이트 변태를 억제하고, 또한 변태 온도를 가능한 한 저온으로 하여 유효 결정립 직경을 미세하게 하므로, 그 냉각 과정에서의 740℃부터 500℃의 범위 내에서의 평균 냉각 속도가 1.0℃/초 이상이 되도록 냉각한다. 즉, 740℃부터 500℃는 페라이트가 생성되는 온도 영역이며, 그 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 1.0℃/초 이상으로 함으로써 페라이트 변태를 억제할 수 있다. 이러한 관점에서, 최고 가열 온도로부터의 냉각 과정에서의 평균 냉각 속도를 2.5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 4.0℃/초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 과도하게 큰 평균 냉각 속도를 얻기 위해서는, 특수한 냉각 설비나 도금 공정에 간섭하는 냉매가 필요해지므로 바람직하지 않다. 이 관점에서, 평균 냉각 속도는 150℃/초 이하로 하는 것이 바람직하고, 100℃/초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

(도금 공정)

계속해서, 강판을 도금대의 용융 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금을 행한다. 도금욕의 조성은, 아연을 주체로 하고, 욕 내의 전체 Al량에서 전체 Fe량을 뺀 값인 유효 Al량을 0.01 내지 0.18wt％의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 특히 도금 후에 합금화 처리를 실시할 경우에는, 도금층의 합금화의 진행을 제어하므로, 욕 내의 유효 Al량을 0.07 내지 0.12wt％의 범위 내로 하는 것이 바람직하다.

한편, 도금층을 합금화하지 않을 경우에는, 욕 내의 유효 Al량은 0.18 내지 0.30wt％의 범위이어도 문제 없다. Al이 많으면 합금화에 앞서 지철/도금층간에 Al 합금이 먼저 발생하고, 그것이 배리어로서 작용하므로 합금화가 진행되지 않는다. 따라서, 합금화를 행할 경우에는 Al량을 억제하게 된다. 한편, Al량을 너무 억제하면 합금화가 과도하게 진행되므로, 그 관점에서는 Al을 첨가할 필요가 있고, 양자의 밸런스의 관계에서 Al량이 결정된다. 이에 반해, 합금화하지 않을 경우에는, 배리어층이 생겨도 큰 문제가 안되므로 Al량이 많아져도 실질적으로 문제 없다.

또한, 아연 도금욕 내에 Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, Sr, REM의 1종 또는 2종 이상이 혼입되어 있어도 본 발명의 효과를 손상시키지 않고, 그 양에 따라서는 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다.

도금욕의 온도는 450℃ 내지 470℃로 하는 것이 바람직하다. 도금욕 온도가 450℃ 미만에서는 도금욕의 점도가 과도하게 높아져서 도금층의 두께를 제어하는 것이 곤란해져 강판의 외관을 손상시킨다. 한편, 도금욕 온도가 470℃를 초과하면 다량의 흄이 발생하여 안전하게 제조하는 것이 곤란해지므로 도금욕 온도는 70℃ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 강판이 도금욕에 진입할 때의 강판 온도가 430℃를 하회하면, 도금욕 온도를 450℃ 이상으로 안정시키기 위하여 도금욕에 다량의 열량을 부여할 필요가 있으므로 실용상 부적합하다. 한편, 강판이 도금욕에 진입할 때의 강판 온도가 490℃를 상회하면, 도금욕 온도를 470℃ 이하로 안정시키기 위하여 도금욕으로부터 다량의 발열(열 제거)을 행하는 설비가 필요해져서 제조 비용의 점에서 부적합하다. 따라서, 도금욕의 욕온을 안정시키기 위해서, 도금욕에의 강판의 진입 온도는 430℃ 내지 490℃로 하는 것이 바람직하다.

또한, 도금욕에 침지하기 전 또는 침지한 후에, 베이나이트 변태를 진행시켜서 잔류 오스테나이트를 충분히 확보하는 것을 목적으로 하여, 300℃ 내지 470℃의 범위 내의 온도에서 도금욕에 침지하는 시간도 합쳐서 20 내지 1000초 체류시키고, 이에 의해 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 제어할 수 있다. 이 경우, 정류 시간이 20초 미만에서는 충분히 베이나이트 변태가 진행되지 않아서 잔류 오스테나이트에의 탄소의 농화가 불충분해진다. 베이킹 경화성을 더욱 높이기 위해서는, 정류 시간은 35초 이상인 것이 바람직하고, 50초 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 정류 시간이 1000초를 초과하면, 잔류 오스테나이트에 과도하게 탄소가 농화되거나, 또는 시멘타이트의 생성이 시작되어 소정의 특성을 얻을 수 없다. 잔류 오스테나이트 내의 탄소 농화를 제한하여 높은 베이킹 경화성을 얻기 위해서는, 정류 시간은 600초 이하인 것이 바람직하고, 450초 이하인 것이 보다 바람직하다.

또한, 도금 후에 합금화 처리를 행할 경우, 베이나이트 변태 처리는 합금화 처리 전이어도 나중이어도 상관없다.

도금욕에의 침지 후에는 도금층의 합금화 처리를 행해도 된다. 합금화 처리 온도는, 470℃ 미만에서는 합금화가 충분히 진행되지 않으므로, 470℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 합금화 처리 온도가 620℃를 초과하면, 조대한 시멘타이트가 생성되어 강도가 현저하게 저하되는 점에서, 620℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 합금화 처리 온도는 480℃ 내지 600℃로 하는 것이 보다 바람직하고, 490℃ 내지 580℃로 하는 것이 더욱 바람직한다.

합금화 처리 시간은, 충분히 합금화를 진행시키기 위해서, 2초 이상으로 하는 것이 바람직하며, 5초 이상이 보다 바람직하다. 한편, 합금화 처리 시간이 200초를 초과하면, 도금층이 과도하게 합금화되어 특성이 열화될 우려가 있는 점에서, 합금화 처리 시간은 200초 이하로 하는 것이 바람직하고, 100초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 합금화 처리는 도금욕에의 침지 후에 즉시 행하는 것이 바람직하지만, 침지 후에 강판 온도를 일단 150℃ 이하까지 낮추고나서 합금화 처리 온도까지 재가열해도 된다.

용융 아연 도금 후(용융 아연 도금 후에 즉시 합금화 처리를 실시할 경우에는 합금화 처리 후)의 냉각 과정에 있어서, 150℃ 이하의 온도 영역까지 냉각할 때의 평균 냉각 속도가 0.5℃/초를 하회하면, 조대한 시멘타이트가 생성되어 강도 및/또는 연성이 열화될 우려가 있으므로, 그 평균 냉각 속도는 0.5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또한 1.0℃/초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 용융 아연 도금 후(용융 아연 도금 후에 즉시 합금화 처리를 실시할 경우에는 합금화 처리 후)의 냉각 도중 또는 냉각 후에는, 마르텐사이트를 템퍼링 하는 것을 목적으로 재가열 처리를 행해도 상관없다. 재가열할 때의 가열 온도는, 200℃ 미만에서는 충분히 템퍼링이 진행되지 않으므로, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 가열 온도가 620℃를 초과하면 강도가 현저하게 열화되므로, 620℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 550℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 도금 공정 후에, 실온까지 냉각한 강판에 대하여 평균 전위 밀도를 높이므로, 냉간으로 압연을 실시하는 조질 압연을 행하는 것이 바람직하다. 이 조질 압연이라도 압하율은 5.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 압하율의 하한은 특별히 정하지 않지만, 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

이 경우, 실제상 가공 유기 마르텐사이트를 생성시키지 않고, 또한 페라이트 내에 전이를 생성시킬 정도의 조질 압연의 압하율은 바람직하게는 1％ 이하, 보다 바람직하게는 0.50％로 한다. 이 조질 압연에 의해, 대부분의 잔류 오스테나이트의 가공 야기 변태를 시키지 않고, 강판 전역에서 1.0×10¹³/m² 정도의 변형을 도입할 수 있다.

또한, 상술한 방법에 의해 얻어진 용융 아연 도금 강판에 대하여 인산계 피막 형성 처리를 실시하여 인산화물 및/또는 인을 함유하는 복합 산화물로 이루어지는 피막을 형성해도 된다. 인산화물 및/또는 인을 포함하는 복합 산화물로 이루어지는 피막은, 강판을 가공할 때에 윤활제로서 기능시킬 수 있어 모재 강판의 표면에 형성한 도금층을 보호할 수 있다.

이하, 본 발명에 대하여 실시예에 의해 구체적으로 설명한다. 또한, 이하의 실시예는, 본 발명에 의한 구체적인 효과를 나타내기 위한 것이며, 실시예에 기재된 조건이 본 발명의 기술적 범위를 한정하지 않는 것은 물론이다.

(실시예)

이하, 실시예에 의해 본 발명의 효과를 설명하지만, 본 발명은 이하의 실시예에서 사용한 조건에 한정되지 않는다.

표 1 내지 3에 나타내는 A 내지 AG의 화학 성분(조성)을 갖는 슬래브를 주조하고, 주조 후 즉시 표 4 내지 7에 나타내는 열간 압연 공정의 조건(슬래브 가열 온도, 상기 식(1), 열간 압연 완료 온도)에서 열간 압연하고, 열간 압연 완료 후부터 코일로서 권취할 때까지의 급속 냉각(제1 냉각 공정)의 조건(급속 냉각 개시까지의 경과 시간, 급속 냉각의 평균 냉각 속도, 급속 냉각의 정지 온도)을 표 4 내지 7에 나타내는 조건으로 하여 냉각하고, 그 후, 계속하여 코일로서 권취하는 공정에서는, 급속 냉각의 정지부터 400℃까지의 냉각(제2 냉각)에 필요로 하는 경과 시간을 표 4 내지 7에 나타내는 조건으로 하여 행하였다. 그리고, 강판을 코일로서 권취한 후, 표 4 내지 7에 나타내는 압하율로 냉간 압연 공정(냉연 공정)을 행하였다.

다음으로 예열대, 환원대, 도금대를 갖는 연속 어닐링 도금 라인을 사용하여, 표 8 내지 14에 나타내는 각 조건으로 어닐링 공정 내지 도금 공정을 행하였다.

또한, 실험예 2, 26, 38, 98 및 114에 있어서, 강판을 도금욕에 침지한 후, 실온까지 냉각하는 동안에 베이나이트 변태 처리를 실시하였다. 한편, 실험예 10, 22, 42, 102 및 107에 있어서, 강판을 도금욕에 침지하여 합금화 처리를 행한 후, 실온까지 냉각하는 동안에 베이나이트 변태 처리를 실시하였다. 이것들 이외의 실험예에서는, 제1 냉각 공정 후, 강판을 도금욕에 침지하기 전에 베이나이트 변태 처리를 실시하였다.

또한, 표 내에 기재된 제3 냉각 공정이란, 740℃ 내지 500℃의 범위에서의 냉각 공정이며, 베이나이트 변태 처리란, 도금욕에 침지한 후에 300℃ 내지 470℃의 범위 내의 온도로 정류시키는 처리이며, 제4 냉각 공정이란, 정류 후의 냉각 과정에서 150℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하는 공정이다.

도금 공정 후에 있어서, 일부의 강판에는, 마르텐사이트를 템퍼링 하는 것을 목적으로 재가열 처리(템퍼링 공정)를 행하고, 또한, 일부의 강판에는, 표 8 내지 14에 나타내는 압하율로 조질 압연을 행하였다.

또한, 표 8 내지 14 내에 나타내는 강종 GI는 강판 표면에 용융 아연 도금을 실시한 용융 아연 도금 강판, GA는 용융 아연 도금을 실시한 후에 합금화 처리한 합금화 용융 아연 도금 강판을 나타낸다.

또한, 표 8 내지 14에서의 Ac₃은 이하의 실험식을 기초로 계산하였다.

Ac₃[℃]=910-203√C+44.7Si-30Mn+200Al-20Ni-10Cr

이상과 같이 하여 얻어진 실험예 1 내지 137의 용융 아연 도금 강판(또는 합금화 용융 아연 도금 강판)에 있어서, 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 1/8 두께 내지 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 3/8 두께의 범위에서의 마이크로 조직을 관찰하여 체적 분율을 측정하였다. 그 결과를 표 15 내지 표 18에 나타내었다.

마이크로 조직 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 15 내지 표 18에 나타내었다.

또한, 잔류 오스테나이트 내의 고용 탄소량은, 잔류 오스테나이트의 면적 분율의 측정과 동일 조건에서 X선 회절 시험을 행하여 잔류 오스테나이트의 격자 형상수(a)를 구하고, 상기 식(2)를 사용하여 구하였다.

또한, 잔류 오스테나이트의 FCC철의 X선 랜덤 강도비를, X선 회절에 의해 측정하였다.

잔류 오스테나이트의 결정립의 압연 방향에 대한 평균 입경을 d(RD) 및 판 폭 방향에 대한 평균 입경을 d(TD)를 구하고, 이 양자로 이루어지는 파라미터, d(RD)/d(TD)를 산출하였다. 또한, 잔류 오스테나이트의 결정립은, 1/4 두께에서의 판면에 평행한 면을 경면으로 마무리하고, FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscopy)을 사용하여 EBSD(Electron Bach-Scattering Diffraction)법에 의한 고분해능 결정 방위 해석을 행하고, 평가하였다. 측정 스텝을 0.1㎛로 하고, FCC철의 회절 패턴을 나타내는 점이 10점 이상 집합하고, 또한 서로의 결정 방위차가 10° 미만인 영역을 잔류 오스테나이트의 결정립으로 하였다. 입경은, 랜덤하게 선택한 30 내지 300개의 잔류 오스테나이트 결정립에서 압연 방향과 판 폭 방향에서의 입경을 각각 측정하였다.

또한, 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.

또한, 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.

이어서, BH량을 측정함으로써 베이킹 경화성의 평가 시험을 행하였다.

우선, 상기의 제법에 의해 얻어진 각 강판으로부터 JIS5호 시험편을 제작하여 2％의 인장 및 변형을 부가한 뒤, 170℃×20min 유지의 조건에서 도장 베이킹 상당의 열처리를 실시하여 베이킹 경화량 (BH)량을 측정하였다. 또한, 압연 방향에 대한 BH량을 △BH(RD), 판 폭 방향에 대한 BH량을 △BH(TD)라고 하고, 본 평가에서는 각각의 BH량이 65MPa에 미치지 않는 것을 NG라고 판단하였다. 또한, △BH(RD)/△BH(TD)가 0.8 내지 1.2의 범위 내를 합격으로 하였다.

이어서, 실험예 1 내지 109의 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, 인장 강도, 전체 신장을 측정하였다.

강판 표면의 외관은, 비도금의 발생 상황을 육안 판단함으로써 행하였다. 「×」는 직경 0.5mm 이상의 비도금이 관찰되고, 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° V굽힘 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.

이상의 시험 결과, 평가 결과를 표 15 내지 표 18에 나타내었다.

또한, 표 1 내지 18에 있어서, 밑줄을 그은 수치 및 기호는 본 발명 범위 밖을 나타낸다. 이 경우, 실험예 124는 화학 성분에 대해서, Si의 함유량이 크고, 냉간 압연 공정에서 강판이 파단되어 시험을 중단한 예이다.

실험예 125의 합금화 용융 아연 도금 강판은 Si의 함유량이 작고, 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없어서 도금층의 합금화 처리중에 철계 탄화물이 다량으로 생성되었으므로, 강도 및 연성이 열화된 예이다.

실험예 126은, 화학 성분에 대해서, Mn의 함유량이 크고, 주조 완료 후부터 열간 압연 공정에 제공할 때까지의 동안에 슬래브가 파단되어 시험을 중단한 예이다.

실험예 127은, 화학 성분에 대해서, Al의 함유량이 크고, 연속 어닐링 공정에서 선행하는 강판과 용접된 부위가 파단되어 시험을 중단한 예이다.

실험예 128은, 평균 냉각 속도 10 내지 60℃/초([0077] 참조)에 대해서, 합금화 용융 아연 도금 강판은 열간 압연 후의 냉각 속도가 작고, 어닐링 후의 잔류 오스테나이트가 신장되어 베이킹 경화성의 이방성이 증대된 예이다.

실험예 129는, 합금화 용융 아연 도금 강판은 열간 압연 후의 냉각 속도가 크고, 어닐링 후의 잔류 오스테나이트의 집합 조직이 강해져서 베이킹 경화성의 이방성이 증대된 예이다.

실험예 130은, 어닐링 공정에서의 가열 공정 650 내지 750℃에서의 가열 속도 20℃/초 이하([0082] 참조)에 대해서, 합금화 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에서의 가열 공정 650 내지 750℃에서의 가열 속도가 크고, 어닐링 후의 잔류 오스테나이트의 이방성이 강해져서 베이킹 경화성의 이방성이 증대된 예이다.

실험예 131은, 어닐링 공정에서의 제1 냉각 공정 740 내지 500℃에서의 냉각 속도 1.0℃/초 이상([0087] 참조)에 대해서, 합금화 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에서의 제1 냉각 공정 740 내지 500℃에서의 냉각 속도가 작고, 페라이트 분율이 과도하게 높아져서 베이킹 경화성이 열화된 예이다.

실험예 132는, 어닐링 공정에서의 제2 냉각 공정에서의 냉각 속도 0.5℃/초 이상([0091] 참조)에 대해서, 합금화 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에서의 제2 냉각 공정에서의 냉각 속도가 작고, 다량인 조대한 탄화물이 발생하여 잔류 오스테나이트 분율이 저하되어 강도 및 베이킹 경화성이 열화된 예이다.

실험예 133은, 도금 공정에서의 공기비 0.7 내지 1.2([0084] 참조)에 대해서, 합금화 용융 아연 도금 강판은 도금 공정의 예열대에서의 공기비가 작고, 표층의 탈탄층의 두께가 불충분해져서 도금 밀착성이 열화된 예이다.

실험예 134는, 합금화 용융 아연 도금 강판은 도금 공정의 예열대에서의 공기비가 크고, 표층의 탈탄층의 두께가 과도하게 커진 예이며, 피로 강도가 현저하게 열위이며 실용에 대응할 수 없는 것이 되었다.

실험예 135는, 도금 공정에서의 환원대 분위기의 분압비 0.0001 내지 2.00([0086] 참조)에 대해서, 합금화 용융 아연 도금 강판은 도금 공정의 환원대의 분위기가 본 발명의 범위를 일탈하고 있고, 표층의 탈탄층 내의 산화물이 적고, 도금 박리 시험에서 탈탄층과 모재의 계면을 기점으로 한 깨짐이 발생하여 외관이 악화되었으므로, 도금 밀착성이 열위라고 평가된 예이다.

실험예 136은, 합금화 용융 아연 도금 강판은 도금 공정의 환원대의 분위기가 본 발명의 범위를 일탈하고 있고, 표층의 탈탄층이 과잉으로 성장된 예이며, 피로 강도가 현저하게 열위이며 실용에 대응할 수 없는 것이 되었다.

실험예 137은, 도금 공정에서의 유효 Al량 0.01 내지 0.18wt％([0088] 참조)에 대해서, 합금화 용융 아연 도금 강판은 도금욕의 유효 Al 농도가 높은 예이며, 어닐링 공정 직후의 검사에서 외관 품위가 현저하게 열위이었으므로, 이후의 마이크로 조직 관찰 및 특성 평가 시험을 중지하였다.

표 1 내지 18에 나타낸 바와 같이, 본 실시예에서는 우수한 베이킹 경화성을 얻을 수 있었다. 이에 반해, 비교예에서는 충분한 인장 강도, 베이킹 경화성을 얻을 수 없었다.

본 발명에 의한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 베이킹 경화량을 충분히 확보할 수 있음과 함께, 등방적인 베이킹 경화성을 얻을 수 있고, 그로 인해, 강도, 연성의 향상 외에, 베이킹 경화성을 크게 향상시킬 수 있다.

Claims

모재 강판이, 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％,
N: 0.0001 내지 0.0100,
O: 0.0001 내지 0.0100,
을 각각 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
상기 모재 강판의 조직이, 체적 분율로 3％ 이상의 잔류 오스테나이트상, 50％ 이하의 페라이트상 및 40％ 이상의 경질상을 함유하고,
상기 모재 강판에서의 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 1/8 두께 내지 표면으로부터 판 두께 1/4를 중심으로 하는 3/8 두께의 범위에 있어서,
평균 전위 밀도가 5×10¹³/m² 이상이며,
상기 잔류 오스테나이트상에 포함되는 고용 C량이 질량％로 0.70 내지 1.00％이며,
상기 잔류 오스테나이트상의 집합 조직의 FCC철의 X선 랜덤 강도비가 3.0 이하이고,
상기 잔류 오스테나이트상의 압연 방향에 대한 입경과 판 폭 방향에 대한 입경의 비가 0.75 내지 1.33이며,
또한, 상기 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 판 두께 0.6 내지 5.0mm가 되는 것을 특징으로 하는, 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서, 상기 경질상이, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상, 템퍼링 마르텐사이트상 및 프레시 마르텐사이트상으로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서, 상기 모재 강판의 표층부에는, 산화물이 미세하게 분산되고, 또한 두께가 0.01 내지 10.0㎛인 탈탄층이 형성되어 있고, 상기 산화물의 평균 입자 직경이 500nm 이하, 평균 밀도가 1.0×10¹²개/m₂ 이상인 것을 특징으로 하는, 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서, 또한, 질량％로,
Ti: 0.001 내지 0.150％,
Nb: 0.001 내지 0.100％,
V: 0.001 내지 0.300％,
의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서, 또한, 질량％로,
Mo: 0.01 내지 2.00％,
W: 0.01 내지 2.00％,
Cr: 0.01 내지 2.00％,
Ni: 0.01 내지 2.00％,
Cu: 0.01 내지 2.00％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서, 또한, 질량％로,
Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.0100％ 함유하는 것을 특징으로 하는, 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항에 기재된 고강도 강판의 표면에 형성된 상기 용융 아연 도금층이 합금화 처리되어 있는 것을 특징으로 하는, 베이킹 경화성이 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％,
N: 0.0001 내지 0.0100,
O: 0.0001 내지 0.0100,
를 각각 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 성분을 갖는 슬래브를 1180℃ 이상으로 가열하여 복수의 패스로 행하는 열간 압연을 개시하고, 1050℃ 내지 압연 완료 온도까지의 범위에서의 열연 강판의 온도(T), 판 두께(h) 및 각 패스간의 경과 시간(t)의 관계가 하기 식(1)을 만족하는 열간 압연을 행하여 880℃ 이상의 온도 영역에서 압연을 완료시키는 열간 압연 공정과,
열간 압연 완료 후부터 냉각 개시까지의 경과 시간을 1.0초 이상으로 한 후에 냉각을 개시하고, 450℃ 이상에서 이 냉각을 정지하는 제1 냉각 공정과,
제1 냉각 후부터 400℃까지의 경과 시간을 1.0시간 이상으로 하고, 그 후에 합계의 압하율을 30 내지 75％로 하여 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과,
최고 가열 온도 (Ac₃-50)℃ 이상에서 어닐링하는 연속 어닐링 공정과,
상기 연속 어닐링 공정 후, 상기 강판을 아연 도금욕에 침지하여 상기 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성하는 도금 공정을 구비하고,
상기 아연 도금욕에 침지하기 전, 또는 침지한 후에 있어서, 300 내지 470℃의 범위 내의 온도에서, 20 내지 1000초 체류시키는 베이나이트 변태 처리를 행하는 것을 특징으로 하는, 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

또한, 상기 식(1)에 있어서, N은 열간 압연 개시부터 완료까지의 전체 패스수, i는 패스의 순서, T_i는 i회째의 패스에서의 압연 온도(℃), h_i는 i회째의 패스에서의 가공 후 판 두께(mm), t_i는 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.
제8항에 있어서, 상기 도금 공정은, 가열할 때에 사용하는 공기와 연료 가스에 의한 혼합 가스에서의 단위 체적의 당해 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적과 단위 체적의 당해 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위하여 이론상 필요해지는 공기의 체적의 비인 공기비가 0.7 내지 1.2가 된 예열대에서 상기 강판의 표층부에 산화물을 생성시키고, 계속해서, H₂O와 H₂의 분압비(P(H₂O)/P(H₂))가 0.0001 내지 2.0이 된 환원대에서 상기 산화물을 환원한 후, 도금욕 온도를 450 내지 470℃, 도금욕 진입 시의 강판 온도를 430 내지 490℃, 도금욕 내에서의 유효 Al량을 0.01 내지 0.18질량％로 한 조건에서 상기 강판을 아연 도금욕에 침지시킴으로써, 상기 강판의 표면에 상기 용융 아연 도금층을 형성하는 것을 특징으로 하는, 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제8항에 있어서, 상기 도금 공정 후에, 상기 강판을 5.00％ 이하의 압하율로 압연을 실시하는 조질 압연 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제8항에 기재된 제조 방법에 의해 고강도 용융 아연 도금 강판으로 한 후에, 상기 용융 아연 도금층을 합금화시키는 것을 특징으로 하는, 베이킹 경화성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제10항에 있어서, 상기 용융 아연 도금층을 합금화시킨 후에, 상기 강판을 10％ 미만의 압하율로 압연을 실시하는 조질 압연 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 베이킹 경화성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.