KR20200080346A - 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20200080346A
KR20200080346A KR1020207018703A KR20207018703A KR20200080346A KR 20200080346 A KR20200080346 A KR 20200080346A KR 1020207018703 A KR1020207018703 A KR 1020207018703A KR 20207018703 A KR20207018703 A KR 20207018703A KR 20200080346 A KR20200080346 A KR 20200080346A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel sheet
ferrite
martensite
bainite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
KR1020207018703A
Other languages
English (en)
Other versions
KR102263119B1 (ko
Inventor
타로 키즈
임마누엘 타리간
미노루 우타카
유이치 오자와
Original Assignee
제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 filed Critical 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Publication of KR20200080346A publication Critical patent/KR20200080346A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102263119B1 publication Critical patent/KR102263119B1/ko
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment 
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

고강도 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법을 제공한다.
성분 조성은, 질량%로, C: 0.05∼0.15%, Si: 0.1% 이하, Mn: 1.0∼2.0%, P: 0.10% 이하, S: 0.030% 이하, Al: 0.10% 이하, N: 0.010% 이하를 함유하고, Ti, Nb, V의 1종 또는 2종 이상을 (1)식을 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 조직은, 면적율로, 페라이트가 80% 이상, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계가 1∼20%이며, 페라이트의 평균 입경이 10.0μm 이하, 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상(相)의 평균 입경이 3.0μm 이하이며, 페라이트의 평균 입경에 대한 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경의 비가 0.3 이하이다.
0.008%≤12×(Ti/48+Nb/93+V/51)≤=0.05%···(1)
단, Ti, Nb, V: 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다. 포함되지 않는 원소의 경우는, 식 중의 원소의 함유량을 0으로 하여 계산한다.

Description

고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 {HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은, 자동차의 로어 암이나 프레임 등의 차대 부재(underbody parts), 필러나 멤버 등의 골격 부재 및 그들의 보강 부재, 도어 임펙트 빔, 시트 부재, 자판기, 데스크, 가전·OA 기기, 건축 재료 등에 사용되는 구조용 부재로서 최적인 고강도 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경에 대한 관심 고조의 영향으로, CO2 배출량 저감의 요망이 증가하고 있다. 또한, 자동차 분야 등에서는 차체를 가볍게 함으로써 연비를 향상시킴과 동시에, 배기 가스량을 줄이고 싶다는 요구도 더욱더 커지고 있다. 또한, 충돌 안전성에 대한 요구도 높다. 자동차의 경량화에는, 사용 부품의 박육화가 가장 유효하다. 즉, 자동차의 강도를 유지하면서 그 경량화를 도모하기 위해서는, 자동차 부품용 소재가 되는 강판의 고강도화에 의해 강판을 박육화하는 것이 유효하다. 그 때문에, 냉연 강판에 비하여 비교적 판 두께가 큰 열연 강판의 분야에서도 고강도 강판의 적용에 의한 강판의 박육화가 진행되고 있다.
일반적으로, 고강도화에 의해 가공성은 열화한다. 또한, 강판을 박육화하는 것에 의해, 부식에 의한 판 두께 감소의 영향이 커진다. 따라서, 가공성이 좋은 고강도 용융 아연 도금 강판에 대한 요구는 크다. 그러나, 강판의 강도가 높아질수록 성형 양식으로서 용이한 굽힘 성형을 주체로 한 가공이 된다. 또한, 펀칭에 의해 분단된 블랭크재에 굽힘 성형을 실시하는 경우는, 펀칭 단부로부터의 균열이 강판의 고강도화에 의해 발생하기 쉽고, 고강도 용융 아연 도금 강판에서는 그 경향이 현저하게 된다.
종래, 굽힘성이 뛰어난 고강도 용융 아연 도금 강판으로서, 이하의 것을 들 수 있다. 예를 들면, 특허문헌 1에는, 질량%로, C: 0.01∼0.3%, Si: 1.0% 이하, Mn: 3.0% 이하, P: 0.5% 이하, Ti: 0.03∼0.3%를 포함하고, 주상(main phase)인 페라이트와 제 2상으로 이루어지는 조직을 가지고, 페라이트의 평균 입경이 3.5μm 이하, 제 2상의 평균 입경이 3.5μm 이하이며, 제 2상이 체적율 70% 이상인 마르텐사이트와 체적율 2% 이상인 오스테나이트로 이루어지는 고장력 열연 강판의 제조 기술이 개시되어 있다.
또한 예를 들면, 특허문헌 2에는, 질량%로, C: 0.03% 이상 0.12% 이하, Si: 0.01% 이상 0.5% 이하, Mn: 1.4% 이상 5.0% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.010% 이하, sol.Al: 0.001% 이상 0.5% 이하, N: 0.020% 이하를 함유하고, 체적율로 페라이트를 30% 이상 94% 이하, 베이나이트를 5% 이상 69% 이하, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 합계로 1.0% 이상 10% 이하이며, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 긴지름은 7μm 이하이고, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 수밀도(number density)는 20개/100μm2 이하이며, 인장 강도가 500MPa 이상, 항복비가 70% 이상, 인장 강도와 전체 연신율의 곱인 TS×El값이 12000MPa·% 이상, 인장 강도와 구멍 확장률의 곱인 TS×λ값이 50000MPa·% 이상이 되는 열연 강판의 제조 기술이 개시되어 있다.
또한 예를 들면, 특허문헌 3에는, 질량%로, C: 0.03% 이상 0.12% 이하, Si: 0.005% 이상 0.5% 이하, Mn: 2.0% 초과 3.0% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, sol.Al: 0.001% 이상 0.100% 이하, N: 0.0050% 이하를 함유하고, 페라이트가 주상이며, 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 체적율의 합계가 5% 이하(0%를 포함한다)이며, 페라이트의 평균 입경이 7μm 이하이며, 인장 강도가 590MPa 이상, 항복비가 70% 이상, 구멍 확장률이 90% 이상이 되는 열연 강판의 제조 기술이 개시되어 있다.
또한 예를 들면, 특허문헌 4에는, 질량%로, C: 0.03% 이상 0.35% 이하, Si: 0.01% 이상 2.0% 이하, Mn: 0.3% 이상 4.0% 이하, P: 0.001% 이상 0.10% 이하, S: 0.0005% 이상 0.05% 이하, N: 0.0005% 이상 0.010% 이하, Al: 0.01% 이상 2.0% 이하를 함유하고, 면적분율로 베이나이트상이 10% 초과, 페라이트상이 20% 초과, 펄라이트상이 10% 미만이며, 베이나이트립(粒)에 의한 페라이트립의 피복율이 30% 초과인 열연 강판의 제조 기술이 개시되어 있다.
그러나, 특허문헌 1∼4에 기재된 기술에서는, 특히 펀칭시의 클리어런스가 큰 경우, 펀칭 부재의 굽힘성이 낮다고 하는 문제가 있었다.
특허문헌 1: 일본국 특개 2000-212686호 공보 특허문헌 2: 일본국 특개 2011-241456호 공보 특허문헌 3: 일본국 특개 2012-36441호 공보 특허문헌 4: 일본국 특개 2015-63731호 공보
본 발명은 이러한 사정을 감안하여, 펀칭 부재의 굽힘성이 뛰어난 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
과제를 해결하기 위하여 예의 연구를 거듭했다. 그 결과, 이하의 것을 발견했다. 펀칭 부재의 굽힘성이 향상하는 메커니즘은 본 발명을 규정하는 것은 아니지만, 다음과 같이 생각된다. 즉, 가공성이 좋은 페라이트를 석출 강화에 의해 고강도화한 다음, 베이나이트 및 마르텐사이트의 1종 이상을 포함하는 제 2상을 분산시킨다. 이때, 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상(相)의 평균 입경이 3.0μm 이하, 또한, 페라이트의 평균 입경에 대한 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경의 비가 0.3 이하로 함으로써, 펀칭시의 응력 집중을 억제한다. 이에 의해, 석출 강화한 페라이트와, 베이나이트 및 마르텐사이트의 1종 이상을 포함하는 제 2상의 경계로부터의 균열 발생을 억제한다. 또한, 굽힘 가공시에는, 미세한 제 2상에 의해 항복비를 낮춤으로써, 변형을 분산시킨다. 이상에 의해, 펀칭 부재의 굽힘성을 크게 향상시킬 수 있다.
즉, 본 발명은, C, Si, Mn, P, S, Al, N, 및, Ti, Nb, V량을 제어한 강 슬라브를, 열간 압연함에 있어서, 압연 온도 및 압하율을 제어함과 동시에, 열연 후의 냉각에 있어서, 냉각 속도 및 권취 온도를 제어하고, 또한 열연 코일을 산세한 후, 소둔, 용융 아연 도금을 실시함에 있어서, 균열(均熱) 온도, 균열(均熱) 시간 및 소둔 후의 강판의 냉각 속도를 제어함으로써, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트의 면적율 및 평균 입경을 제어하는 것을 특징으로 한다. 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트의 면적율 및 평균 입경을 제어함으로써, 고강도 용융 아연 도금 강판의 펀칭 부재의 굽힘성을 현격히 향상시킬 수 있다.
본 발명은 이상의 지견에 근거하여 이루어진 것이며, 이하를 요지로 하는 것이다.
[1] 성분 조성은, 질량%로, C: 0.05∼0.15%, Si: 0.1% 이하, Mn: 1.0∼2.0%, P: 0.10% 이하, S: 0.030% 이하, Al: 0.10% 이하, N: 0.010% 이하를 함유하고, Ti, Nb, V의 1종 또는 2종 이상을 (1)식을 만족하는 범위로 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며,
조직은, 면적율로, 페라이트가 80% 이상, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계가 1∼20%이며,
페라이트의 평균 입경이 10.0μm 이하, 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경이 3.0μm 이하이며,
페라이트의 평균 입경에 대한 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경의 비가 0.3 이하인 고강도 용융 아연 도금 강판.
0.008%≤12×(Ti/48+Nb/93+V/51)≤0.05%　···(1)
단, Ti, Nb, V: 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다. 포함되지 않는 원소의 경우는, 식 중의 원소의 함유량을 0으로 하여 계산한다.
[2] 상기 성분 조성에 더하여, 질량%로, B: 0.0005∼0.0030%를 함유하는 [1]에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.
[3] 상기 성분 조성에 더하여, 질량%로, Mo, Ta, W의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.005∼0.10% 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.
[4] 상기 성분 조성에 더하여, 질량%로, Cr, Ni, Cu의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.01∼0.5% 함유하는 [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.
[5] 상기 성분 조성에 더하여, 질량%로, Ca, REM의 1종 또는 2종을 각각 0.0005∼0.01% 함유하는 [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.
[6] 상기 성분 조성에 더하여, 질량%로, Sb: 0.005∼0.030%를 함유하는 [1]∼[5] 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.
[7] [1]∼[6] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 가지는 강 슬라브를, 주조 후, 직송 압연(direct-rolling)하고, 또는 1150℃ 이상으로 재가열하고,
이어서, 조(粗)압연과, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율을 0.7 이상, 최종 패스의 압하율을 0.10∼0.25, 마무리 압연 종료 온도를 820∼950℃로 하는 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고,
상기 마무리 압연 종료 후 2s 이내에, 650℃까지 평균 냉각 속도 30℃/s 이상으로 하는 냉각을 실시하고,
이어서, 권취 온도 400∼620℃로 권취하여 열연 강판으로 한 후,
이어서, 상기 열연 강판을 산세한 후, 균열 온도를 700∼880℃, 균열 시간을 10∼300s로 하는 소둔을 실시하고,
이어서, 상기 균열 온도로부터 500℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도 5∼20℃/s로 하는 냉각을 실시하고,
이어서, 용융 아연 도금 처리를 실시하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[8] 또한, 상기 용융 아연 도금 처리 후, 합금화 처리 온도 460∼600℃, 유지 시간 1s 이상으로 합금화 처리를 실시하는 [7]에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[9] 상기 용융 아연 도금 처리, 상기 합금화 처리 중 어느 하나의 처리 후, 판 두께 감소율 0.1∼3.0%의 가공을 실시하는 [7] 또는 [8]에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
또한, 본 발명에 있어서, 고강도 용융 아연 도금 강판이란, 인장 강도(TS)가 550MPa 이상인 강판이며, 합금화 처리를 용융 아연 도금 열연 강판에 실시한 강판을 포함하는 것이다. 또한, 강판 위에 화성 처리 등에 의해 피막을 더 가지는 강판도 포함하는 것이다. 또한, 본 발명에 있어서, 굽힘성이 뛰어나다는 것은, 펀칭 후, 성형시의 굽힘 가공성이 뛰어나다는 것이다.
본 발명에 의하면, 굽힘성이 뛰어난 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 인장 강도: 550MPa 이상을 가지고, 또한 펀칭 부재로서의 굽힘성을 현격히 향상시킬 수 있기 때문에, 자동차의 구조 부재 등의 용도에 적합하게 이용할 수 있고, 공업상 유익한 효과가 초래된다.
[도 1] 도 1은 베이나이트 및 마르텐사이트를 합계한 면적율에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께 비의 관계를 나타내는 도면이다.
[도 2] 도 2는 페라이트 평균 입경에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께 비의 관계를 나타내는 도면이다.
[도 3] 도 3은 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경을, 페라이트 평균 입경으로 나눈 값에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께 비의 관계를 나타내는 도면이다.
이하, 본 발명에 관하여 상세하게 설명한다. 또한, 이하의 %는, 특별히 언급하지 않는 한 질량%를 의미하는 것으로 한다.
우선, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성의 한정 이유에 관하여 설명한다.
C: 0.05∼0.15%
C는 Ti, Nb, V와 미세 탄화물을 형성하고, 페라이트의 강도를 상승시킴으로써 고강도화에 기여한다. 이와 동시에, 페라이트와, 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 제 2상과의 경도차를 작게 함으로써, 펀칭시의 보이드의 발생을 억제할 수도 있다. 또한, C는 베이나이트나 마르텐사이트의 생성을 촉진함으로써, 항복비를 작게 하고, 굽힘 가공시의 변형의 집중을 분산시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, C 함유량을 0.05% 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.07% 이상이다. 한편, 다량의 C는 베이나이트나 마르텐사이트의 면적율을 크게 하거나, 베이나이트나 마르텐사이트의 경도를 크게 한다. 이에 의해, 펀칭시의 보이드의 발생을 촉진할 뿐만 아니라, 세멘타이트의 증가를 초래하여, 인성(靭性)을 크게 저하시킴과 동시에, 용접성을 저하시킨다. 따라서, C 함유량을 0.15% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.13% 이하, 보다 바람직하게는 0.11% 이하이다.
Si: 0.1% 이하
Si는 강판의 표면에 Si의 산화물을 생성하기 때문에, 불도금 등의 표면 불량을 발생시켜 버린다. 그 때문에, Si 함유량을 0.1% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.05% 이하, 보다 바람직하게는 0.03% 이하이다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 불순물로서 혼입하는 0.005%가 바람직하다.
Mn: 1.0∼2.0%
Mn은, 페라이트 변태의 개시 시기를 늦추어 페라이트의 입(粒)성장을 억제함으로써, 세립화에 효과가 있다. 또한, Mn은 고용 강화에 의해 고강도화에 기여할 수도 있다. 또한, 유해한 강 중 S를 MnS로 하여 무해화하는 작용도 가진다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 1.0% 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 1.2% 이상이다. 한편, 다량의 Mn은 슬라브 균열을 일으킴과 동시에 페라이트 변태를 억제하여, 베이나이트나 마르텐사이트의 면적율을 과잉으로 크게 해 버린다. 따라서, Mn 함유량을 2.0% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 1.5% 이하이다.
P: 0.10% 이하
P는 용접성을 저하시키는 작용을 가짐과 동시에, 입계에 편석하여 강판의 연성, 굽힘성 및 인성을 열화시킨다. 그 때문에, P 함유량을 0.10% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.05% 이하, 보다 바람직하게는 0.03% 이하, 더욱 바람직하게는 0.01% 이하이다. 다만, 필요 이상으로 P를 저감시키는 것은 제조 코스트의 증대를 초래하므로, P의 하한은 0.001%가 바람직하다.
S: 0.030% 이하
S는 용접성을 저하시키는 작용을 가짐과 동시에, 열간 압연에서의 연성을 현저하게 저하시킴으로써, 열간 균열을 유발하고, 강판의 표면 성상을 현저하게 열화시킨다. 또한, S는 강판의 강도 향상에 거의 기여하지 않는다. 또한, 불순물 원소로서 조대한 황화물을 형성하는 것에 의해, 강판의 연성, 굽힘성 및 신장 플랜지성을 저하시킨다. 이들 문제는 S 함유량이 0.030%를 넘으면 현저해지기 때문에, 극력 저감시키는 것이 바람직하다. 따라서, S 함유량을 0.030% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.010% 이하, 보다 바람직하게는 0.003% 이하, 더욱 바람직하게는 0.001% 이하이다. 다만, 필요 이상으로 S를 저감시키는 것은, 제조 코스트의 증대를 초래하므로, S의 하한은 0.0001%가 바람직하다.
Al: 0.10% 이하
Al를 많이 첨가하면, 강판의 인성 및 용접성이 크게 저하해 버린다. 또한, 강판의 표면에 Al의 산화물이 생성되기 쉬워지기 때문에, 불도금 등의 불량이 발생하기 쉬워진다. 따라서 Al 함유량을 0.10% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.06% 이하이다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, Al 킬드강(killed steel)으로서 0.01% 이상 포함되어도 문제 없다.
N: 0.010% 이하
N은 Ti, Nb, V와 고온에서 조대한 질화물을 형성한다. 그러나, 조대한 질화물은 강판의 강도에 그다지 기여하지 않는 점에서, Ti, Nb, V 첨가에 의한 고강도화의 효과를 작게 할 뿐만 아니라, 강판의 인성 저하도 초래해 버린다. 또한 N을 다량으로 함유하면, 열간 압연 중에 슬라브 균열이 발생하는 위험성이 높아진다. 따라서, N 함유량을 0.010% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.005% 이하, 보다 바람직하게는 0.003% 이하, 더욱 바람직하게는 0.002% 이하이다. 다만, 필요 이상으로 N을 저감시키는 것은 제조 코스트의 증대에 직결되므로, N의 하한은 0.0001%가 바람직하다.
Ti, Nb, V: 1종 또는 2종 이상을 (1)식을 만족하는 범위에서 함유
0.008%≤12×(Ti/48+Nb/93+V/51)≤0.05%　···(1)
단, Ti, Nb, V: 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다. 포함되지 않는 원소의 경우는, 식 중의 원소의 함유량을 0으로 하여 계산한다.
Ti, Nb, V는 C와 미세한 탄화물을 형성하고, 결정립의 세립화와 강판의 고강도화에 기여함과 동시에, 페라이트상을 단단하게 하고, 페라이트와, 베이나이트 및 마르텐사이트와의 경도차를 작게 한다. 이에 의해, 펀칭시의 균열의 발생을 억제하고, 굽힘 가공시의 부재의 굽힘성을 개선하는 것에 기여한다. Ti, Nb, V의 1종 또는 2종 이상의 함유량이 상기 (1)식에서 0.008% 미만인 경우는, 결정립 미세화의 작용은 적고, 페라이트 입경이 커진다. 따라서, 이러한 작용을 얻기 위해서는, Ti, Nb, V의 1종 또는 2종 이상을 상기 (1)식이 0.008% 이상이 되도록 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.01% 이상이다. 한편, Ti, Nb, V의 1종 또는 2종 이상을 상기 (1)식이 0.05%를 초과하여 다량으로 함유시켜도, 강판의 고강도화나 펀칭 부재의 굽힘성에의 효과는 그다지 커지지 않는 반면, 미세 석출물이 다량으로 석출하여 인성이 저하되어 버린다. 또한, 페라이트가 세립화하기 때문에, 페라이트의 평균 입경에 대한 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경의 비가 커져 버린다. 그 때문에 Ti, Nb, V의 함유량은 상기 (1)식이 0.05% 이하가 되도록 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.03% 이하, 보다 바람직하게는 0.02% 이하이다. 또한, Ti, Nb, V의 적합한 함유량은, 각각 Ti: 0.01∼0.20%, Nb: 0.01∼0.20%, V: 0.01∼0.20%이다. 더욱 바람직하게는, Ti: 0.03∼0.15%, Nb: 0.03∼0.15%, V: 0.03∼0.15%이다.
잔부는 철 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, Sn, Mg, Co, As, Pb, Zn, O 등을 들 수 있고, 합계로 0.1% 이하이면 허용할 수 있다.
이상의 필수 원소로, 본 발명의 강판은 목적으로 하는 특성을 얻을 수 있으나, 또한, 강도, 펀칭 부재의 굽힘성을 향상시키는 것을 목적으로 하여, 상기의 필수 원소에 더하여, 필요에 따라서 하기의 원소를 함유할 수 있다.
B: 0.0005∼0.0030%
B는 입계에 편석하고, 페라이트 변태를 늦추는 것에 의해 강도 상승에 기여할 수 있다. 또한, B는 조직의 세립화에도 작용함으로써 펀칭 부재의 굽힘성 향상에도 기여할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, B를 함유시키는 경우에는 0.0005% 이상의 함유량으로 한다. 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 한편, 다량의 B는 열간 압연시의 압연 하중을 상승시켜 버리는 점에서, B를 함유시키는 경우에는 0.0030% 이하의 함유량으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0020% 이하이다.
Mo, Ta, W: 1종 또는 2종 이상을 각각 0.005∼0.10%
Mo, Ta, W는 미세 석출물을 형성함으로써 강판의 고강도화 및 펀칭 부재의 굽힘성 개선에 기여할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, Mo, Ta, W를 함유시키는 경우에는, Mo, Ta, W 중의 1종 또는 2종 이상의 함유량을 각각 0.005% 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.010% 이상이다. 한편, 다량으로 Mo, Ta, W를 함유시켜도 효과가 포화할 뿐만 아니라, 미세 석출물이 다량으로 석출되어 강판의 인성, 펀칭 후의 굽힘성이 저하하는 점에서, Mo, Ta, W를 함유시키는 경우에는, Mo, Ta, W 중의 1종 또는 2종 이상의 함유량을 각각 0.10% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.050% 이하이다.
Cr, Ni, Cu: 1종 또는 2종 이상을 각각 0.01∼0.5%
Cr, Ni, Cu는 강판의 조직을 세립화함과 동시에 고용 강화 원소로서 작용함으로써 강판의 고강도화와 펀칭 부재의 굽힘성의 향상에 기여할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, Cr, Ni, Cu를 함유시키는 경우에는, Cr, Ni, Cu 중의 1종 또는 2종 이상의 함유량을 각각 0.01% 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.02% 이상이다. 한편, 다량으로 Cr, Ni, Cu를 함유시켜도 효과가 포화할 뿐만 아니라 제조 코스트의 상승을 초래하는 점에서, Cr, Ni, Cu를 함유시키는 경우에는, Cr, Ni, Cu 중의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.3% 이하이다.
Ca, REM: 1종 또는 2종을 각각 0.0005∼0.01%
Ca, REM는 황화물의 형태를 제어함으로써 강판의 연성, 인성, 굽힘성 및 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, Ca, REM를 함유시키는 경우에는, Ca, REM의 1종 또는 2종의 함유량을 각각 0.0005% 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 한편, 다량으로 함유시켜도 효과가 포화할 뿐만 아니라 제조 코스트의 상승을 초래하는 점에서, Ca, REM를 함유시키는 경우에는, Ca, REM의 1종 또는 2종의 함유량을 각각 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0050% 이하이다.
Sb: 0.005∼0.030%
Sb는 열간 압연시에 있어서 강판의 표면에 편석하는 점에서, 슬라브의 질화를 방지함으로써 조대한 질화물의 형성을 억제하고, 인성을 향상시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, Sb를 함유시키는 경우에는, Sb를 0.005% 이상의 함유량으로 한다. 보다 바람직하게는 0.008% 이상이다. 한편, 다량으로 Sb를 함유시키면 제조 코스트의 상승을 초래하는 점에서, Sb를 함유시키는 경우는, Sb를 0.030% 이하의 함유량으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.020% 이하이다.
다음으로, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 중요한 요건인 조직 등 에 관하여 설명한다. 또한, 이하의 면적율은, 강판 조직 전체에 대한 면적율로 한다.
페라이트: 면적율로 80% 이상
페라이트는 연성, 굽힘성이 뛰어난 점에서, 본 발명에서는, 페라이트를 면적율로 80% 이상으로 한다. 바람직하게는 90% 이상, 보다 바람직하게는 95% 이상이다. 또한, 페라이트의 면적율은 후술하는 실시예에 기재한 방법으로 측정할 수 있다. 또한, 제조 조건, 특히 냉각시의 냉각 속도와 권취 온도를 제어하는 것에 의해, 페라이트의 면적율을 80% 이상으로 할 수 있다.
베이나이트 및 마르텐사이트의 합계: 면적율로 1∼20%
베이나이트상 및 마르텐사이트상을 생성시킴으로써, 항복비를 낮출 수 있다. 이에 의해, 굽힘 가공시에는 변형을 분산시킬 수 있으며, 굽힘성이 향상한다. 그 때문에, 베이나이트상 및 마르텐사이트상의 면적율은 합계로, 1% 이상으로 한다. 바람직하게는 3% 이상이다. 한편, 베이나이트상 및 마르텐사이트상의 면적율이 커지면, 성형성이 저하할 뿐만 아니라, 펀칭시의 균열 발생이 촉진되고, 펀칭 부재의 굽힘성이 저하한다. 그 때문에, 베이나이트상 및 마르텐사이트상의 면적율은 합계로, 20% 이하로 한다. 바람직하게는 15% 이하, 보다 바람직하게는 10% 이하이다. 또한, 본 발명에 있어서, 베이나이트 및 마르텐사이트는 어느 쪽의 단독이어도 되고, 베이나이트 및 마르텐사이트의 복합이어도 된다. 또한, 베이나이트 및 마르텐사이트의 각 면적율은, 각각 후술하는 실시예에 기재한 방법으로 측정할 수 있다. 또한, 제조 조건, 특히 냉각시의 냉각 속도를 제어하는 것에 의해, 베이나이트상 및 마르텐사이트상의 합계의 면적율을 1∼20%로 할 수 있다.
여기서, 본 발명에 있어서, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 이외의 조직은, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 등이어도 된다.
페라이트의 평균 입경: 10.0μm 이하
페라이트의 입경이 크면, 펀칭시에 응력이 집중함으로써 균열이 발생하고, 부재의 굽힘성이 저하되어 버린다. 그 때문에, 페라이트의 평균 입경은 10.0μm 이하로 한다. 바람직하게는 7.0μm 이하, 보다 바람직하게는 5.0μm 이하이다. 또한, 페라이트의 평균 입경은 후술하는 실시예에 기재한 방법으로 측정할 수 있다. 또한, 페라이트의 평균 입경은, 제조 조건, 특히 열간 압연시의 누적 압하율이나 마무리 압연 종료 온도 등에 의해, 제어할 수 있다.
베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경: 3.0μm 이하
베이나이트 및 마르텐사이트의 입경이 크면, 펀칭시에 응력이 집중함으로써 균열이 발생하고, 부재의 굽힘성이 저하되어 버린다. 그 때문에, 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경은 3.0μm 이하로 한다. 바람직하게는 2.0μm 이하, 보다 바람직하게는 1.0μm 이하이다. 또한, 본 발명에 있어서, 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상은, 베이나이트 및 마르텐사이트는 어느 쪽의 단독이어도 되고, 베이나이트 및 마르텐사이트의 복합이어도 된다. 또한, 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경은 후술하는 실시예에 기재한 방법으로 측정할 수 있다. 또한, 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경은, 제조 조건, 특히 열간 압연시의 누적 압하율이나 마무리 압연 종료 온도 등에 의해, 제어할 수 있다.
페라이트의 평균 입경에 대한 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경의 비: 0.3 이하
페라이트의 입경에 대한 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 입경이 크면, 펀칭시에 베이나이트 및 마르텐사이트의 주위에 응력이 집중하고, 거기에 균열이 발생한다. 이에 의해, 펀칭 부재의 굽힘성이 열화되어 버린다. 그 때문에, 페라이트의 평균 입경에 대한 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경의 비는 0.3 이하로 한다. 바람직하게는 0.2 이하, 보다 바람직하게는 0.1 이하이다. 또한, 페라이트의 평균 입경에 대한 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경의 비는, 후술하는 실시예에 기재한 방법으로 구할 수 있다. 또한, 페라이트의 평균 입경에 대한 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경의 비는, 제조 조건의 제어에 의해 제어할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 관하여 설명한다.
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 상기 성분 조성을 가지는 강 슬라브를 주조 후, 직송 압연 또는 1150℃ 이상으로 재가열하고, 이어서, 조압연과, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율을 0.7 이상, 최종 패스의 압하율을 0.10∼0.25, 마무리 압연 종료 온도를 820∼950℃로 하는 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 상기 마무리 압연 종료 후 2s 이내에, 650℃까지 평균 냉각 속도 30℃/s 이상으로 하는 냉각을 실시하고, 이어서, 권취 온도 400∼620℃에서 권취를 실시하여 열연 강판을 제조한 후, 상기 열연 강판을 산세하고, 이어서, 균열 온도를 700∼880℃, 균열 시간을 10∼300s로 하는 소둔을 실시하고, 이어서, 균열 온도로부터 500℃까지 평균 냉각 속도 5∼20℃/s로 하는 냉각을 실시하고, 이어서, 420∼500℃의 도금욕에 침지하는 용융 아연 도금 처리를 실시함으로써 얻어진다. 또한, 용융 아연 도금 처리 후, 합금화 처리 온도 460∼600℃, 유지 시간 1s 이상에서 합금화 처리를 실시할 수 있다. 또한, 이상에 의해 얻어진 고강도 용융 아연 도금 강판에 대해서, 판 두께 감소율 0.1∼3.0%의 가공을 실시할 수 있다.
이하, 상세하게 설명한다.
본 발명에 있어서, 강의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로, 전기로 등, 공지의 용제 방법을 채용할 수 있다. 또한, 진공 탈가스로에서 2차 정련을 실시해도 된다. 그 후, 생산성이나 품질상의 문제로부터 연속 주조법에 의해 슬라브(강 소재)로 한다. 조괴-분괴 압연법, 박슬라브 연주법 등, 공지의 주조 방법으로 슬라브로 해도 된다.
주조 후 슬라브: 주조 후의 슬라브를 직송 압연, 또는, 온편(溫片)이나 냉편(冷片)이 된 슬라브를 1150℃ 이상으로 재가열
Ti, Nb, V를 미세하게 석출시키기 위해서는, 열간 압연 개시 전에 이들의 원소를 강 중에 고용시킬 필요가 있다. 그 때문에, 주조 후의 슬라브는 고온인 채 열간 압연기의 입측(入側)으로 반송하여, 열간 압연을 실시하는(직송 압연) 것이 바람직하다. 그러나, 일단, 주조 후의 슬라브가 온편이나 냉편이 되고, Ti, Nb, V가 석출물로서 석출해 버린 경우는, Ti, Nb, V를 재고용시키기 위해 슬라브를 1150℃ 이상으로 재가열한 후 조압연을 개시할 필요가 있다. 슬라브 가열 온도가 낮으면 Ti, Nb, V의 재고용이 저해되고, 조대한 탄화물인 채로 남기 때문에, 미세한 탄화물의 생성이 억제되어 버린다. 1150℃ 이상에서의 유지 시간은 특별히 규정하지 않지만, 바람직하게는 10분 이상, 보다 바람직하게는 30분 이상이다. 조업 부하의 관점에서 상한은 150분 이하가 바람직하다. 또한, 재가열 온도는 바람직하게는 1200℃ 이상이다. 조업 부하의 관점에서 상한은 1300℃ 이하가 바람직하다.
열간 압연: 조압연 후, 마무리 압연에서의 1000℃ 이하에서의 누적 압하율을 0.7 이상, 최종 패스의 압하율을 0.10∼0.25, 마무리 압연 종료 온도를 820∼950℃로 한다.
마무리 압연에서의 1000℃ 이하의 누적 압하율: 0.7 이상
마무리 압연에 있어서, 낮은 온도에서의 압하율을 크게 함으로써, 열연 강판의 입경을 작게 할 수 있다. 이에 의해, 소둔 후의 강판의 입경도 작게 할 수 있다. 그 때문에, 1000℃ 이하에서의 압하율은 누적으로 0.7 이상으로 한다. 바람직하게는 1.0 이상, 보다 바람직하게는 1.3 이상, 더욱 바람직하게는 1.6 이상이다. 상한은 특별히 규정하지 않지만, 2.0이 바람직하다. 또한, 누적 압하율은, 마무리 압연에 있어서, 1000℃ 이하가 되는 각 압연기에서의 압하율을 각각 가산하여 합계한 것으로 한다. 압연기에서의 압하율이란, 이하의 (2)식으로 표시되는 진(眞) 변형의 값을 말한다. 압연기에서의 압하율의 합계란, 각 압연기의 상기 진 변형의 값을 각각 가산하여 얻어지는 값을 말한다.
진 변형=-ln(1-(t0-t1)/t0)····(2)
또한, 여기서, t0: 압연기 입측의 판 두께(mm), t1: 압연기 출측의 판 두께(mm)를 나타낸다.
최종 패스의 압하율: 0.10∼0.25
최종 패스의 압하율이 작아지면, 베이나이트 및 마르텐사이트의 생성이 촉진됨으로써, 열연 강판의 페라이트의 평균 입경에 대한 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경의 비가 커진다. 이에 의해, 소둔 후도 그 비가 큰 채로 되어 버린다. 따라서, 최종 패스의 압하율은 0.10 이상으로 한다. 바람직하게는 0.13 이상이다. 한편, 최종 패스의 압하율이 커지면, 특히 페라이트 입경이 작아짐으로써, 열연 강판의 페라이트의 평균 입경에 대한 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경의 비가 커진다. 이에 의해, 소둔 후의 강판에서도 그 비가 큰 채로 되어 버린다. 따라서, 최종 패스의 압하율은 0.25 이하로 한다. 바람직하게는 0.22 이하이다. 또한, 상기 최종 패스는, 상술한 마무리 압연에서의 1000℃ 이하에서의 누적 압하율 0.7 이상에 포함되어 있어도 된다.
마무리 압연 종료 온도: 820∼950℃
마무리 압연의 종료 온도가 낮아지면, 열간 압연 중에 페라이트 변태가 일어나고, 열연판의 페라이트 입경이 커진다. 이에 의해, 소둔 후의 페라이트 입경도 커져 버린다. 그 때문에, 마무리 압연의 종료 온도는 820℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 850℃ 이상, 보다 바람직하게는 880℃ 이상이다. 한편, 마무리 압연의 종료 온도가 높아지면, 입성장이 촉진되고, 열연 강판의 페라이트 입경이 커진다. 이에 의해, 소둔 후의 강판의 페라이트 입경도 커져 버린다. 그 때문에, 마무리 압연의 종료 온도는 950℃ 이하로 한다. 바람직하게는 930℃ 이하이다.
마무리 압연 종료 후 2s 이내에, 650℃까지 평균 냉각 속도 30℃/s 이상으로 하는 냉각
마무리 압연 종료 후의 냉각 개시 시간: 2s 이내
마무리 압연 종료 후부터 냉각(예를 들면, 수냉) 개시까지의 시간이 길면, 열간 압연 중에 도입된 변형이 회복되고, 열연 강판의 결정립 지름이 커짐으로써, 소둔 후의 강판의 입경도 커져 버린다. 그 때문에, 마무리 압연 종료 후의 수냉 개시 시간은 2s 이내로 할 필요가 있다.
냉각 개시부터 650℃까지의 평균 냉각 속도: 30℃/s 이상
냉각 개시부터 650℃까지의 냉각 속도가 작으면, 페라이트 변태가 고온에서 일어나고, 열연 강판의 결정립 지름이 커짐으로써, 소둔 후의 강판의 입경도 커져 버린다. 그 때문에, 냉각 개시부터 650℃까지의 평균 냉각 속도는 30℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 50℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 80℃/s 이상이다. 상한은 특별히 규정하지 않지만, 온도 제어의 관점에서 200℃/s가 바람직하다.
권취 온도 400∼620℃에서 권취
권취 온도: 400∼620℃
권취 온도가 높으면, 페라이트 변태가 촉진함으로써 열연 강판의 페라이트립이 커지고, 소둔 후의 강판의 입경도 커져 버린다. 그 때문에, 권취 온도는 620℃ 이하로 한다. 바람직하게는 600℃ 이하이다. 한편, 권취 온도가 낮으면, 마르텐사이트가 되어 입경이 커지기 때문에, 소둔 후의 강판의 입경도 커져 버린다. 그 때문에, 권취 온도는 400℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 450℃ 이상, 보다 바람직하게는 500℃ 이상이다.
권취 후, 산세(적합 조건)
이상에 의해 얻어진 열연 강판에 대하여, 산세를 실시한다. 산세의 방법은 특별히 한정하지 않는다. 염산 산세나 황산 산세를 들 수 있다. 산세에 의해, 강판 표면의 스케일이 제거된다. 또한, 용융 아연 도금 처리를 실시한 경우의 도금 밀착성이 양호해진다.
산세 후, 균열 온도 700∼880℃, 균열 시간 10∼300s의 소둔
균열 온도: 700∼880℃
산세 후에, 균열 온도 700∼880℃의 소둔을 실시한다. 균열 온도가 낮으면, 열연 강판의 변형이 회복되지 않고, 굽힘성이 나빠질 뿐만 아니라 불도금이 발생해 버린다. 그 때문에, 균열 온도는 700℃ 이상으로 한다. 한편, 균열 온도가 높으면, 균열 중에 입성장이 진행되고, 소둔 후의 강판의 입경도 커져 버린다. 그 때문에, 균열 온도는 880℃ 이하로 한다. 바람직하게는 850℃ 이하이다.
균열 시간: 10∼300s
균열 시간이 짧으면, 열연 강판의 변형이 회복되지 않고, 굽힘성이 나빠질 뿐만 아니라 조업의 안정성이 나빠진다. 그 때문에, 균열 시간은 10s 이상으로 한다. 바람직하게는 30s 이상이다. 한편, 균열 시간이 길면, 균열 중에 입성장이 진행되고, 냉각 후의 강판의 입경도 커져 버린다. 그 때문에, 균열 시간은 300s 이하로 한다. 바람직하게는 150s 이하, 보다 바람직하게는 100s 이하이다. 또한, 여기서의 균열 시간이란, 균열 온도, 즉 700∼880℃의 온도역에서의 강판 통과 시간을 의미한다.
소둔 종료 후 500℃까지 평균 냉각 속도 5∼20℃/s로 하는 냉각
소둔 종료 후 500℃까지의 평균 냉각 속도: 5∼20℃/s
소둔 후의 냉각 속도가 작으면, 입성장이 진행되는 점에서, 소둔 종료로부터 500℃까지, 즉 균열 온도로부터 500℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 5℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 10℃/s 이상이다. 한편, 소둔 후의 냉각 속도가 크면, 베이나이트나 마르텐사이트의 변태가 촉진되고, 페라이트의 면적율이 작아져 버린다. 그 때문에, 소둔 종료 후부터 500℃까지의 평균 냉각 속도는 20℃/s 이하로 한다. 바람직하게는 16℃/s 이하이다.
용융 아연 도금 처리
도금욕 온도: 420∼500℃
소둔 후, 도금욕에 침지하고, 용융 아연 도금 처리를 실시한다. 용융 아연 도금 처리의 경우, 도금욕 온도는 420∼500℃가 바람직하다. 도금욕 온도가 420℃ 미만에서는 아연이 용융하지 않는다. 한편, 500℃ 초과에서는 도금의 합금화가 과잉으로 진행되어 버린다.
이상에 의해, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판이 제조된다. 또한, 상기에 있어서, 마무리 압연 종료 온도, 권취 온도, 균열 온도는, 강판 표면의 온도로 한다. 마무리 압연 종료 후 650℃까지의 평균 냉각 속도, 소둔 종료 후 500℃까지의 평균 냉각 속도는, 강판 표면의 온도를 기초로 규정된다.
용융 아연 도금 처리 후, 합금화 처리 온도 460∼600℃, 유지 시간 1s 이상에서 합금화 처리(적합 조건)
용융 아연 도금 처리 후, 460∼600℃에서 재가열을 실시하고, 상기 재가열 온도에서 1s 이상 유지함으로써 합금화 용융 아연 도금 강판으로 할 수 있다. 재가열 온도가 460℃ 미만인 경우는, 합금화가 불충분하다. 한편, 600℃ 초과인 경우는 합금화가 과잉으로 진행되어 버린다. 또한, 유지 시간이 1s 미만인 경우는 합금화가 불충분하다. 또한, 재가열 온도란 강판 표면의 온도로 한다.
판 두께 감소율 0.1∼3.0%의 가공
이상에 의해 얻어진 고강도 용융 아연 도금 강판에, 경가공(輕加工)을 가함으로써 가동 전위를 증가시키고, 펀칭시의 응력 집중을 억제함으로써 펀칭 부재의 굽힘성을 향상시킬 수 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.1% 이상의 판 두께 감소율로 경가공을 실시하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5% 이상, 더욱 바람직하게는 1.0% 이상이다. 한편, 판 두께 감소율이 커지면, 전위의 증가에 의해 굽힘성이 저하하는 점에서, 경가공을 실시하는 경우에는 판 두께 감소율을 3.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 2.0% 이하, 더욱 바람직하게는 1.5% 이하이다. 여기서, 경가공으로서는, 압연 롤에 의한 압하를 강판에 가하는 것이어도 되고, 강판에 장력을 부여하는 인장에 의한 가공이어도 된다. 또한, 압연과 인장의 복합 가공이어도 된다.
실시예
이하, 본 발명을 실시예에 의해 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시예로 한정되지 않는다.
표 1에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 용강을 통상 공지의 수법에 의해 용제, 연속 주조하여 강 슬라브를 제조했다. 이들의 슬라브를, 표 2에 나타내는 제조 조건에서, 열간 압연, 냉각, 권취를 실시하고, 열연 강판으로 했다. 열연 강판을 산세(염산 농도 10vol%, 온도 80℃)하고, 표 2에 나타내는 조건으로 소둔, 도금 처리를 실시했다.
이상에 의해 얻어진 고강도 용융 아연 도금 강판으로부터 각각 시험편을 채취하여, 이하의 시험, 평가를 실시했다.
페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트의 면적율
압연 방향-판 두께 방향 단면을 매립하여 연마하고, 나이탈 부식 후, 주사형 전자현미경(SEM)에서 판 두께 1/4부를 중심으로 하고 배율 1000배로 하여 100μm×100μm 영역의 사진을 3매 촬영하고, 그 SEM 사진을 화상 처리하는 것에 의해 구했다.
페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트의 평균 입경
압연 방향-판 두께 방향 단면을 매립하여 연마하고, 나이탈 부식 후, 판 두께 1/4부를 중심으로 하고 100μm×100μm 영역을 측정 스텝 0.1μm로 EBSD 측정을 3개소 실시하여, 방위차 15° 이상을 입계로 하여 구했다. 각각의 조직의 면적을 원(圓) 환산하여 직경을 구하고, 그들의 직경의 평균값을 평균 입경으로 했다.
기계 특성
인장 시험은 압연 직각 방향을 길이로 하여 JIS5호 인장 시험편을 잘라내고, JIS Z2241에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 항복 강도(YP), 인장 강도(TS), 전체 신장(El, total elongation)을 구했다. 시험은 2회 실시하고, 각각의 평균값을 그 강판의 기계 특성값으로 했다. 그리고, TS: 550MPa 이상이면 고강도라고 판단했다.
굽힘 시험
압연 직각 방향을 길이 방향으로 하여 35mm×100mm의 판을 클리어런스 20%로 펀칭한 후, 버(burr)가 있는 면을 굼힘의 내측으로 하고, 90°의 V 굽힘 시험을 실시했다. 압입시의 하중은 5∼10톤, 압입 속도는 50mm/min로 했다. 그리고, 펀칭면 근방의 V 굽힘 정점부에 균열이 발생하지 않는 V 굽힘 펀치 선단의 최소 반경을 구했다. 균열의 판정은 판면(板面) 정점부를 목시(目視)로 확인함으로써 실시했다. 3회 시험을 실시하여, 3회 모두 균열이 인정되지 않았던 경우에 균열 없음으로 하고, 균열이 발생하지 않은(균열 없음) 펀치 선단의 최소 반경을 임계 굽힘 반경으로 했다. 그리고, 임계 굽힘 반경(mm)과 표 3의 판 두께(mm)로부터 (임계 굽힘 반경/판 두께)를 구하고, 이 값이 2.0 이하이면, 굽힘 가공성이 뛰어나다고 판단했다.
이상에 의해 얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.
Figure pat00001
Figure pat00002
Figure pat00003
표 3으로부터, 본 발명예에서는, 굽힘성이 뛰어난 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있음을 알 수 있다.
도 1∼도 3은, 표 3에 나타내는 결과를 기초로 정리한 것이며, 도 1은 베이나이트 및 마르텐사이트를 합계한 면적율에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께의 비의 관계를 나타내는 도면, 도 2는 페라이트 평균 입경에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께의 비의 관계를 나타내는 도면, 도 3은 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경을 페라이트 평균 입경으로 나눈 값에 대한 임계 굽힘 반경과 판 두께의 비의 관계를 나타내는 도면이다.
도 1로부터, 베이나이트 및 마르텐사이트를 합계한 면적율을 본 발명의 범위 내인 1∼20%로 함으로써, (임계 굽힘 반경/판 두께)의 값을 2.0 이하로 할 수 있음을 알 수 있다.
도 2로부터, 페라이트 평균 입경을 본 발명의 범위 내인 10.0μm 이하로 함으로써, (임계 굽힘 반경/판 두께)의 값을 2.0 이하로 할 수 있음을 알 수 있다.
도 3으로부터, (베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경)/(페라이트 평균 입경)의 값을 본 발명의 범위 내인 0.3 이하로 함으로써, (임계 굽힘 반경/판 두께)의 값을 2.0 이하로 할 수 있음을 알 수 있다.

Claims (2)

  1. 성분 조성은, 질량%로, C: 0.05∼0.15%,
    Si: 0.1% 이하,
    Mn: 1.0∼2.0%,
    P: 0.10% 이하,
    S: 0.030% 이하,
    Al: 0.10% 이하,
    N: 0.010% 이하를 함유하고,
    Ti, Nb, V의 1종 또는 2종 이상을 (1)식을 만족하는 범위로 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며,
    조직은, 면적율로, 페라이트가 80% 이상,
    베이나이트 및 마르텐사이트의 합계가 1∼20%이며,
    페라이트의 평균 입경이 10.0μm 이하,
    베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경이 3.0μm 이하이며,
    페라이트의 평균 입경에 대한 베이나이트 및 마르텐사이트를 더한 상의 평균 입경의 비가 0.3 이하인 고강도 용융 아연 도금 열연강판.
    0.01%≤12×(Ti/48+Nb/93+V/51)≤0.05%　···(1)
    단, Ti, Nb, V: 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다. 포함되지 않는 원소의 경우는, 식 중의 원소의 함유량을 0으로 하여 계산한다.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 성분 조성에 더하여, 질량%로, 아래의 A군(群)∼E군 중에서 선택된 1군 또는 2군 이상을 함유하는 고강도 용융 아연 도금 열연강판.
    아래
    A군 : B: 0.0005∼0.0030%
    B군 : Mo, Ta, W의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.005∼0.10%
    C군 : Cr, Ni, Cu의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.01∼0.5%
    D군 : Ca, REM의 1종 또는 2종을 각각 0.0005∼0.01%
    E군 : Sb: 0.005∼0.030%
KR1020207018703A 2016-03-25 2017-03-21 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 Active KR102263119B1 (ko)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2016-061496 2016-03-25
JP2016061496 2016-03-25
PCT/JP2017/011075 WO2017164139A1 (ja) 2016-03-25 2017-03-21 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR1020187026372A KR102162898B1 (ko) 2016-03-25 2017-03-21 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020187026372A Division KR102162898B1 (ko) 2016-03-25 2017-03-21 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20200080346A true KR20200080346A (ko) 2020-07-06
KR102263119B1 KR102263119B1 (ko) 2021-06-08

Family

ID=59899533

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020187026372A Active KR102162898B1 (ko) 2016-03-25 2017-03-21 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR1020207018703A Active KR102263119B1 (ko) 2016-03-25 2017-03-21 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020187026372A Active KR102162898B1 (ko) 2016-03-25 2017-03-21 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20190055621A1 (ko)
EP (1) EP3412788B1 (ko)
JP (1) JP6443555B2 (ko)
KR (2) KR102162898B1 (ko)
CN (1) CN108884532B (ko)
MX (1) MX2018011606A (ko)
WO (1) WO2017164139A1 (ko)

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20230151468A1 (en) * 2020-04-22 2023-05-18 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Hot-Rolled Flat Steel Product and Method for the Production Thereof
KR102468036B1 (ko) * 2020-11-12 2022-11-17 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 아연계 도금강판 및 그 제조방법
CN112658031A (zh) * 2020-12-10 2021-04-16 华菱安赛乐米塔尔汽车板有限公司 一种改善冷轧热镀锌高强双相钢边部成形的控制方法
WO2022269742A1 (ja) * 2021-06-22 2022-12-29 日本製鉄株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
CN113667894B (zh) * 2021-08-13 2022-07-15 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢及其制备方法
CN115608802A (zh) * 2022-09-30 2023-01-17 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 含硼钢酸洗板的热加工方法
CN119530654B (zh) * 2023-08-28 2025-12-16 宝山钢铁股份有限公司 一种900MPa级热基热镀锌钢板及其制造方法
CN117265396A (zh) * 2023-09-14 2023-12-22 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种超高强度低点焊碳当量热镀锌双相钢及其制备方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000212686A (ja) 1999-01-19 2000-08-02 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2010126747A (ja) * 2008-11-26 2010-06-10 Jfe Steel Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2011046999A (ja) * 2009-08-27 2011-03-10 Jfe Steel Corp 加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2011241456A (ja) 2010-05-20 2011-12-01 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
JP2012036441A (ja) 2010-08-06 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
KR20120049295A (ko) * 2009-08-31 2012-05-16 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20120128721A (ko) * 2010-03-31 2012-11-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성이 우수한 고장력 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2014224317A (ja) * 2013-04-23 2014-12-04 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP2015063731A (ja) 2013-09-25 2015-04-09 新日鐵住金株式会社 加工性と溶接特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2166122A1 (en) * 1999-09-16 2010-03-24 JFE Steel Corporation Method of manufacturing high strength steel
CN103180468B (zh) * 2010-08-23 2015-07-01 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法
JP5825205B2 (ja) * 2011-07-06 2015-12-02 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
JP5834717B2 (ja) * 2011-09-29 2015-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5994356B2 (ja) * 2012-04-24 2016-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2013237877A (ja) * 2012-05-11 2013-11-28 Jfe Steel Corp 高降伏比型高強度鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板、高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、および高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
AR096965A1 (es) * 2013-07-26 2016-02-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Tubo de acero de baja aleación para pozo petrolero y método para la manufactura del mismo
JP6303782B2 (ja) * 2014-05-08 2018-04-04 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000212686A (ja) 1999-01-19 2000-08-02 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2010126747A (ja) * 2008-11-26 2010-06-10 Jfe Steel Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2011046999A (ja) * 2009-08-27 2011-03-10 Jfe Steel Corp 加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20120049295A (ko) * 2009-08-31 2012-05-16 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20120128721A (ko) * 2010-03-31 2012-11-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성이 우수한 고장력 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2011241456A (ja) 2010-05-20 2011-12-01 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
JP2012036441A (ja) 2010-08-06 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
JP2014224317A (ja) * 2013-04-23 2014-12-04 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP2015063731A (ja) 2013-09-25 2015-04-09 新日鐵住金株式会社 加工性と溶接特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2017164139A1 (ja) 2017-09-28
EP3412788A4 (en) 2019-02-13
JPWO2017164139A1 (ja) 2018-04-12
US20190055621A1 (en) 2019-02-21
MX2018011606A (es) 2019-02-13
KR102263119B1 (ko) 2021-06-08
KR20180114920A (ko) 2018-10-19
EP3412788A1 (en) 2018-12-12
KR102162898B1 (ko) 2020-10-07
CN108884532B (zh) 2021-06-15
JP6443555B2 (ja) 2018-12-26
CN108884532A (zh) 2018-11-23
EP3412788B1 (en) 2021-07-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102173601B1 (ko) 고강도 박강판 및 그 제조 방법
JP6179584B2 (ja) 曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5765080B2 (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR102000854B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그 제조방법
KR102162898B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
US9994941B2 (en) High strength cold rolled steel sheet with high yield ratio and method for producing the same
JP6455461B2 (ja) 曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR20120023804A (ko) 가공성 및 내피로 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
US12241137B2 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and production method for same
KR102119017B1 (ko) 고강도 냉연 박강판 및 그의 제조 방법
KR20070061859A (ko) 신장과 구멍 확장성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
WO2013121963A1 (ja) 鋼板、めっき鋼板、及びそれらの製造方法
JP5884476B2 (ja) 曲げ加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
KR101986033B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2016157258A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6103160B1 (ja) 高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4513552B2 (ja) 焼付硬化性と耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP2018003115A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2018003114A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR101320242B1 (ko) 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
JP6455462B2 (ja) 靭性と延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR101674283B1 (ko) 신장과 신장 플랜지성이 우수한 저항복비 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR20250065698A (ko) 열연 강판 및 그 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
A107 Divisional application of patent
PA0104 Divisional application for international application

Comment text: Divisional Application for International Patent

Patent event code: PA01041R01D

Patent event date: 20200629

Application number text: 1020187026372

Filing date: 20180912

PA0201 Request for examination
PG1501 Laying open of application
E902 Notification of reason for refusal
PE0902 Notice of grounds for rejection

Comment text: Notification of reason for refusal

Patent event date: 20200716

Patent event code: PE09021S01D

E701 Decision to grant or registration of patent right
PE0701 Decision of registration

Patent event code: PE07011S01D

Comment text: Decision to Grant Registration

Patent event date: 20210322

GRNT Written decision to grant
PR0701 Registration of establishment

Comment text: Registration of Establishment

Patent event date: 20210603

Patent event code: PR07011E01D

PR1002 Payment of registration fee

Payment date: 20210603

End annual number: 3

Start annual number: 1

PG1601 Publication of registration
PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20240521

Start annual number: 4

End annual number: 4