KR101638719B1

KR101638719B1 - 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101638719B1
Application number: KR1020147022936A
Authority: KR
Inventors: 히데유키 기무라; 가츠토시 다카시마; 신지로 가네코
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2012-01-31
Filing date: 2013-01-28
Publication date: 2016-07-11
Anticipated expiration: 2033-01-28
Also published as: EP2811047A1; EP2811047A4; US20150017472A1; TWI465583B; TW201335386A; KR20140116936A; JP5884714B2; EP2811047B1; CN104093873B; CN104093873A; WO2013114850A1; JP2013177673A; US9322091B2

Abstract

내충돌 성능 향상의 관점에서 고항복비 (YR) 및 고베이킹 경화량 (BH 량) 을 확보하고, 또한 재질, 특히 강도, 연신의 코일 내 균일성이 우수한 TS ≥ 590 ㎫ 의 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 질량％ 로 C ： 0.060 ％ 초과 0.13 ％ 이하, Si ： 0.01 ％ 이상 0.7 ％ 이하, Mn ： 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하, P ： 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S ： 0.010 ％ 이하, sol.Al ： 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하, N ： 0.0100 ％ 이하, Nb ： 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하, Ti ： 0.03 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 또한 (Nb/93＋Ti*/48)/(C/12) ＞ 0.08 (단 Ti* = Ti-(48/14)N-(48/32)S) 의 관계를 만족시키고, 평균 결정입경이 15 ㎛ 이하이고 또한 면적률이 80 ％ 이상인 페라이트와 면적률이 1 ％ 이상 15 ％ 이하인 마텐자이트를 함유하는 조직을 갖는다.

Description

용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 {GALVANIZED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 자동차의 구조 부품의 부재로서 바람직한 고강도 박강판에 적용 가능한 기술에 관한 것이다.

최근 지구 환경 보전이라는 관점에서, CO₂ 의 배출량을 규제하기 위해 자동차 차체의 경량화가 강하게 요구되고 있으며, 이와 더불어 차량 충돌시에 승무원의 안전을 확보하기 위해 자동차 차체의 충돌 특성을 중심으로 한 안전성의 향상도 강하게 요구되고 있다. 이러한 요구에 응하기 위해서는 자동차 차체의 경량화와 고강도화를 동시에 만족시킬 필요가 있으며, 자동차 차체의 소재가 되는 강판 판두께를 강성이 문제가 되지 않는 범위에서 박육화함과 함께, 내충돌 특성 향상의 관점에서, 강판의 항복비 (YR) 를 높이거나 베이킹 경화량 (BH 량) 을 높이는 것이 필요하다.

이에 대하여, 특허문헌 1 에는 C ： 0.04 ∼ 0.15 ％, Si ： 0.20 ％ 이하, Mn ： 1.0 ∼ 2.5 ％, P ： 0.050 ％ 이하, S ： 0.020 ％ 이하, Al ： 0.010 ∼ 0.120 ％, Cr ： 0.1 ∼ 2.0 ％ 를 함유하고, 강판 조직을 페라이트·마텐자이트·베이나이트의 3 상의 복합 조직으로 함으로써, 페라이트·마텐자이트 복합 조직의 특징인 고연신 특성과 고 BH 특성을 확보하고, 이에 베이나이트 조직을 공존시킴으로써, 보이드의 발생 기점이 되어 연신 플랜지 성형성을 저하시키는 경질 마텐자이트를 저감시키는 기술이 개시되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는 C ： 0.04 ∼ 0.22 ％, Si ： 1.0 ％ 이하, Mn ： 3.0 ％ 이하, P ： 0.05 ％ 이하, S ： 0.01 ％ 이하, Al ： 0.01 ∼ 0.1 ％, N ： 0.001 ∼ 0.005 ％ 및 Nb, Ti, V 에서 선택되는 1 종 이상을 합계로 0.008 ％ 이상 0.05 ％ 이하 함유함과 함께, 강판 조직을 페라이트·마텐자이트 복합 조직으로 하고, 또한 마텐자이트의 최대 입경 (≤ 2 ㎛) 및 면적률 (≥ 5 ％) 을 규정함으로써, 연신 플랜지 성형을 지배하는 보이드의 발생 기점을 저감시키고, 이로써 연신 플랜지성을 개선시키고, 나아가 마텐자이트량을 5 ％ 이상 확보함으로써 BH 성을 확보하는 기술이 개시되어 있다.

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 기술은, BH 량이 최대로 51 ㎫ 이고, 또한 항복비 (YR) 가 0.51 ∼ 0.58 로 낮기 때문에, 내충돌 특성의 추가적인 향상이 과제가 된다. 또, 특허문헌 2 에 기재된 기술은, BH 량이 높아 내충돌 성능은 매우 양호하지만, 프레스 성형성의 지표가 되는 연신 특성이나 재질 편차에 관한 기재는 관찰되지 않는다.

일반적으로 TS 가 590 ㎫ 이상인 고강도 강판은, 고강도화하기 위해서 각종 합금 원소를 다량으로 함유하고 있기 때문에, 제조 조건의 변동에 따라서는 강 중에 존재하는 석출물이나 제 2 상의 종류나 양이 다양하게 변화하여 코일 내, 특히 코일 길이 방향에 있어서 강도나 연신과 같은 재질의 편차가 커지기 쉽다. 이 경우, 자동차의 연속 프레스 라인에 있어서 안정적으로 프레스 성형을 실시하는 것이 곤란해져 작업성이 크게 저하되기 때문에, 코일 내의 재질 균일성이 강하게 요구되고 있다.

이와 같은 고강도 강판의 코일 내의 재질 균일성을 높이는 기술에 대해서는, 종래부터 많은 제안이 이루어지고 있다. 예를 들어, 특허문헌 3 에는 C 를 0.0070 ％ 이하로 저감시킨 강에 Ti, Nb 를 복합 첨가하고, 권취 온도를 620 ℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시함으로써, 코일 내의 재질을 균질화하는 기술이 개시되어 있다. 이 기술에서는, 재질 편차의 원인이 되는 N 을, AlN 이 아니라 TiN 으로서 마무리 압연 전에 석출시키고, 또 C 는 복합 탄화물인 (Ti, Nb) C 로서 석출시키고 있다. 그러나, 실제 조업에서는, 권취 온도가 620 ℃ 미만이 되거나 혹은 코일 내에 있어서 국부적으로 620 ℃ 미만이 되거나 하는 경우가 있고, 이와 같은 경우에는, 코일 내의 석출 거동의 변동에 의해 재질의 편차가 커진다는 문제가 있다. 특히, C 에 대한 Ti, Nb 의 원자비가 낮은 경우에는, C 의 석출 고정이 불충분해져 비교적 냉각되기 쉬운 코일의 선단부나 미단부에서의 재질 열화가 커진다.

또, 특허문헌 4 에는, C 를 0.0050 ％ 초과 0.010 ％ 이하로 하고, (Nb ％ × 12)/(C ％ × 93) = 1.6 ∼ 2.4 로 제어함으로써, 강도, 연신 등의 기계적 특성의 권취 온도 의존성을 작게 하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이 기술은, 대상으로 하고 있는 강판이 극저 탄소강의 IF 강 (Interstitial Free 강) 을 베이스로 한 페라이트 단상 강으로, 인장 강도가 590 ㎫ 이상인 고강도 강판에 대하여 전혀 언급하고 있지 않다.

일본 특허 제3263143호 일본 특허 제3887235호 일본 특허공보 소61-032375호 일본 공개특허공보 2000-303141호

이와 같이 지금까지 충분한 내충돌 특성을 만족시키는 데에 필요한 항복비 (YR), 베이킹 경화량 (BH 량) 및 자동차의 연속 프레스 라인에 있어서 안정적으로 프레스 성형을 실시하는 데에 필요한 코일 내의 재질 균일성을 만족시킨 고강도 강판은 알려지지 않았다.

본 발명은, 내충돌 성능 향상의 관점에서 고항복비 (YR) 및 고베이킹 경화량 (BH 량) 을 확보하고, 또한 재질, 특히 강도, 연신의 코일 내 균일성이 우수한 TS ≥ 590 ㎫ 의 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명자들은 강판의 고강도화와 내충돌 특성, 나아가서는 안정적으로 프레스 성형을 실시하는 데에 필요한 코일 내 재질 균일성에 미치는 각종 요인에 대하여 예의 검토하였다. 그 결과, 질량％ 로 C ： 0.060 ％ 초과 0.13 ％ 이하, Nb ： 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하, Ti ： 0.03 ％ 이상 0.15 ％ 이하, S ： 0.010 ％ 이하, N ： 0.0100 ％ 이하의 범위에서 함유하고, 또한 N 및 S 로 고정되지 않는 Ti* 량 (=Ti-(48/14)N-(48/32)S) 과 Nb 를 C 와의 관계에서 (Nb/93＋Ti*/48)/(C/12) ＞ 0.08 로 한정하고, 또한 평균 결정입경이 15 ㎛ 이하이고 또한 면적률이 80 ％ 이상인 페라이트와 면적률이 1 ％ 이상 15 ％ 이하인 마텐자이트를 함유하는 강판 조직으로 함으로써, 인장 강도 (TS) 가 590 ㎫ 이상, 항복비 (YR) 가 0.70 이상, 베이킹 경화량 (BH 량) 이 60 ㎫ 이상이고 또한, 코일 내 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어지는 것, 및 상기 성분 조성의 강 소재의 열간 압연의 마무리 압연에 있어서의 마무리 후단 2 패스의 압하율을 제어하고, 또한 어닐링 가열시에 700 ∼ 800 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/s 미만의 저속으로 가열함으로써, 상기 강판 조직 및 특성을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판이 제조 가능함을 지견하였다.

본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.

[1] 질량％ 로 C ： 0.060 ％ 초과 0.13 ％ 이하, Si ： 0.01 ％ 이상 0.7 ％ 이하, Mn ： 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하, P ： 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S ： 0.010 ％ 이하, sol.Al ： 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하, N ： 0.0100 ％ 이하, Nb ： 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하, Ti ： 0.03 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 또한 하기 식 (1) 의 관계를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 평균 결정입경이 15 ㎛ 이하이고 또한 면적률이 80 ％ 이상인 페라이트와 면적률이 1 ％ 이상 15 ％ 이하인 마텐자이트를 함유하는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(Nb/93＋Ti*/48)/(C/12) ＞ 0.08 … (1)

여기서, Ti* = Ti-(48/14)N-(48/32)S 로 나타내고 C, Nb, Ti, N, S 는 각각 강 중의 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

[2] 상기 [1] 에 있어서, 추가로 질량％ 로 V ： 0.10 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[3] 상기 [1] 또는 [2] 에 있어서, 추가로 질량％ 로 Mo, Cr 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.50 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[4] 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 있어서, 추가로 질량％ 로 Cu ： 0.30 ％ 이하, Ni ： 0.30 ％ 이하의 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[5] 상기 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 있어서, 추가로 질량％ 로 Sn ： 0.2 ％ 이하, Sb ： 0.2 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[6] 상기 [1] ∼ [5] 중 어느 하나에 있어서, 추가로 질량％ 로 Ta ： 0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[7] 상기 [1] ∼ [6] 중 어느 하나에 있어서, 인장 강도 (TS) 가 590 ㎫ 이상, 항복비 (YR) 가 0.70 이상, 베이킹 경화량 (BH 량) 이 60 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[8] 상기 [1] ∼ [6] 중 어느 하나의 성분 조성을 갖는 강 소재를 열간 압연하고, 냉간 압연하고, 어닐링하여 고강도 강판을 제조할 때에, 열간 압연에서는 마무리 압연에 있어서의 최종 패스의 압하율을 10 ％ 이상, 상기 최종 패스 전 패스의 압하율을 15 ％ 이상으로 하고, 어닐링 공정에서는 700 ∼ 800 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/s 미만의 평균 가열 속도로 가열하고, 800 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도로 어닐링하고, 상기 어닐링 온도로부터 3 ∼ 15 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 아연 도금욕에 침지시켜 용융 아연 도금을 실시하고, 상기 용융 아연 도금 후, 5 ∼ 100 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키거나, 혹은 상기 용융 아연 도금 후, 추가로 아연 도금의 합금화 처리를 실시하고, 상기 합금화 처리 후, 5 ∼ 100 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것을 특징으로 하는 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[9] 상기 [8] 에 있어서, 상기 열간 압연의 마무리 압연 종료 후, 3 초 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 40 ℃/s 이상으로 720 ℃ 이하까지 냉각시키고, 500 ∼ 700 ℃ 의 온도에서 권취한 후, 압연율 40 ％ 이상으로 냉간 압연하는 것을 특징으로 하는 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[10] 상기 [8] 또는 [9] 에 있어서 제조된 고강도 용융 아연 도금 강판이 인장 강도 (TS) 가 590 ㎫ 이상, 항복비 (YR) 가 0.70 이상, 베이킹 경화량 (BH 량) 이 60 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 인장 강도 (TS) 가 590 ㎫ 이상인 고강도이고, 고항복비 (YR ≥ 0.70) 및 고베이킹 경화량 (BH ≥ 60 ㎫) 으로 우수한 내충돌 성능을 갖고, 또한 코일 내에 있어서 재질 변동이 작은 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 따라서, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판을 자동차 차체 부재에 적용한 경우에는, 충돌 안전성의 향상이나 경량화에 크게 공헌할 수 있고, 또한 코일 내의 재질 균일성이 양호하기 때문에, 프레스 성형시에 있어서의 작업성의 향상도 기대할 수 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.

TS 590 ㎫ 급 이상의 고강도 강판 중에서 Ti 나 Nb 등의 탄화물 생성 원소를 첨가한, 이른바 석출 강화형 고강도 강판은 항복비 (YR) 가 높은 특징을 갖고 있다. 한편, 마텐자이트 등의 경질인 제 2 상을 생성시킨, 이른바 조직 강화형 고강도 강판은 높은 베이킹 경화량 (BH 량) 을 갖는 특징이 있고, 양 특성을 만족시킬 수 있으면 내충돌 성능이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어지는 것으로 생각된다.

그래서, 발명자들이 예의 연구를 진행시킨 결과, Ti 나 Nb 로 석출 강화된 모상 페라이트에 적정량의 마텐자이트를 생성시킴으로써 고항복비 (YR) 와 고베이킹 경화성 (BH 성) 을 만족시키는 것을 새롭게 알아내었다. 또, 본 발명에서는 열간 압연에서의 마무리 압연에 있어서의 최종 패스의 압하율 및 최종 패스 전 패스의 압하율을 적정 범위로 제어하고, 또한 마무리 압연 후의 냉각 조건을 적정하게 제어함으로써, 비교적 냉각되기 쉬운 열연 코일의 선단부나 미단부에 있어서의 NbC 나 TiC 의 석출을 촉진시켜, 고강도 강판의 코일 길이 방향의 재질 편차, 특히 TS 나 El 의 편차를 대폭 저감시키는 것이 가능해짐을 새롭게 알아내고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

[성분 조성]

다음으로 본 발명에 있어서의 강의 성분 조성에 대하여 설명한다.

C ： 0.060 ％ 초과 0.13 ％ 이하

C 는 강판의 고강도화에 유효한 원소로서, 특히 Nb 나 Ti 와 같은 탄화물 형성 원소와 미세한 합금 화합물, 혹은 합금 탄질화물을 형성함으로써 고강도화에 기여하고, 나아가 고항복비 (YR) 화에 기여한다. 또, 마텐자이트를 형성함으로써 고강도화에 기여하고, 나아가 고베이킹 경화 (BH) 를 얻는 것에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 C 량은 0.060 ％ 초과 함유하는 것이 필요하다. 한편, 0.13 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면 강판이 경화되어 성형성이 저하될 뿐만 아니라, 스폿 용접성도 저하된다. 또한, 마텐자이트가 과잉으로 생성되어 마텐자이트 주위의 응력장에 의해 연속 항복하기 쉬워지기 때문에, 항복비 (YR) 및 베이킹 경화량 (BH 량) 이 낮아져 원하는 고항복비 (YR) 및 고베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, C 함유량을 0.060 ％ 초과 0.13 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.060 ％ 초과 0.10 ％ 이하이다.

Si ： 0.01 ％ 이상 0.7 ％ 이하

Si 는 주로 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하는 원소로서, 강도 상승에 대하여 연성의 저하가 비교적 적어, 강도뿐만 아니라 강도와 연성의 밸런스 향상에도 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Si 를 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Si 함유량이 0.7 ％ 를 초과하면, 강판 표면에 Si 계 산화물이 형성되기 쉬워, 화성 처리성이나 도장 밀착성, 도장 후 내식성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Si 함유량을 0.01 ％ 이상 0.7 ％ 이하로 한다. 강도와 연성의 밸런스 향상의 관점에서는 0.2 ％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.2 ％ 이상 0.5 ％ 이하이다.

Mn ： 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하

Mn 은 고용강화 및 마텐자이트를 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 이 효과를 얻기 위해서는 1.0 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Mn 함유량이 3.0 ％ 를 초과하면, 원료 비용의 상승을 초래함과 함께, 성형성이나 용접성이 현저하게 저하되게 된다. 또, 마텐자이트가 과잉이 되어 마텐자이트 주위의 응력장에 의해 연속 항복하기 쉬워지기 때문에, 항복비 (YR) 나 베이킹 경화량 (BH 량) 이 저하되어 원하는 고항복비 (YR), 고베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, Mn 함유량을 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.0 ％ 이상 2.5 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.0 ％ 이상 2.0 ％ 이하이다.

P ： 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하

P 는 고용 강화에 의해 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, P 함유량이 0.005 ％ 미만에서는 그 효과가 나타나지 않을 뿐만 아니라, 제강 공정에 있어서 탈린 비용의 상승을 초래한다. 한편, P 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, P 가 입계에 편석되어 내 2 차 가공 취성 및 용접성이 열화된다. 따라서, P 함유량을 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다. 상기 효과를 보다 높은 것으로 하는 관점에서는 0.010 ％ 이상이 바람직하다. 또, P 의 입계 편석에 의해 고베이킹 경화량 (BH 량) 을 얻는 데에 유효로 여겨지는 입계 편석 C 량이 저하되어 원하는 베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않는 경우가 있기 때문에, 0.080 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.050 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

S ： 0.010 ％ 이하

S 는 열간 취성을 일으키는 원인이 되는 것 외에, 강 중에 황화물계 개재물로서 존재하여 강판의 가공성을 저하시키는 유해한 원소이다. 따라서, S 는 최대한 저감시키는 것이 바람직하고, 본 발명에서는 S 함유량의 상한을 0.010 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.008 ％ 이하이다. 하한은 특별히 없지만, 극저 S 화는 제강 비용이 상승하기 때문에, 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

sol.Al ： 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하

Al 은 탈산제로서 함유되는 원소인데, 고용 강화능을 갖기 때문에 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, Al 함유량이 sol.Al 로서 0.005 ％ 미만에서는 상기 효과가 얻어지지 않는다. 한편, Al 함유량이 sol.Al 로서 0.100 ％ 를 초과하면, 원료 비용의 상승을 초래함과 함께, 강판의 표면 결함을 유발하는 원인이 되기도 한다. 따라서, Al 함유량을 sol.Al 로서 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다.

N ： 0.0100 ％ 이하

N 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 강 중에 과잉된 질화물이 생성되는 것에서 기인하여 연성이나 인성의 저하 외에, 강판의 표면 성상의 악화도 초래한다. 따라서, N 함유량을 0.0100 ％ 이하로 한다.

Nb ： 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하

Nb 는 본 발명에 있어서 중요한 원소 중의 하나이다. Nb 는 C 나 N 과 탄화물이나 탄질화물을 형성함으로써 고강도화에 기여하고, 나아가 고항복비 (YR) 에 기여한다. 또, Nb 는 열연판 조직을 미세화하는 작용을 갖고, 이 열연판 미세화에 의해 냉연, 어닐링 후의 페라이트 입경이 미세화되기 때문에, 입계 면적의 증대에 수반되는 입계에 대한 C 편석량의 증대에 의해 고 BH 특성을 얻을 수 있다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위하여, 본 발명에서는 Nb 함유량을 0.005 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.10 ％ 를 초과하는 과잉된 Nb 의 함유는 비용의 증가를 초래함과 함께, 열간 압연시의 부하를 증대시키고, 또 냉간 압연시의 변형 저항을 높여 안정적인 실기 제조를 곤란하게 하고, 나아가 성형성을 현저하게 저하시킨다. 또, 본 발명에 있어서 어닐링 후의 냉각 공정에 있어서, 마텐자이트를 형성시키기 위한 고용 C 를 필요로 하지만, Nb 를 과잉으로 함유시키면, 강 중의 C 를 모두 NbC 로서 고정시켜 버려, 마텐자이트의 형성을 방해하게 되어 원하는 베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, Nb 함유량을 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.08 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Ti ： 0.03 ％ 이상 0.15 ％ 이하

Ti 는 Nb 와 마찬가지로 C 나 N 과 탄화물이나 탄질화물을 형성함으로써 고강도화에 기여하고, 나아가 고항복비 (YR) 화에 기여한다. 또, Ti 는 Nb 와 마찬가지로 열연판 조직을 미세화하는 작용을 갖고, 냉연, 어닐링 후의 페라이트 입경이 미세화되기 때문에, 입계 면적의 증대에 수반되는 입계에 대한 C 편석량의 증대에 의해 고베이킹 경화량 (BH 량) 을 얻을 수 있다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위하여, 본 발명에서는 Ti 함유량을 0.03 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.15 ％ 를 초과하는 과잉된 Ti 의 함유는 원료 비용의 상승을 초래함과 함께, 냉간 압연시의 변형 저항을 높이기 때문에, 안정적인 제조를 곤란하게 한다. 또, 과잉된 Ti 의 함유는, Nb 와 마찬가지로 고용 C 를 저감시키기 때문에, 어닐링 후의 냉각 과정에 있어서의 마텐자이트의 형성을 저해하여 원하는 베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, Ti 함유량은 0.03 ％ 이상 0.15 ％ 이하로 한다. 상기 효과를 유효하게 발현시키는 관점에서는 0.05 ％ 초과가 바람직하다.

본 발명의 고강도 강판은, 상기 성분 조성을 만족시키는 것과 더불어 추가로, C, Nb, Ti, N 및 S 가 하기의 (1) 식을 만족시키며 함유하는 것이 필요하다.

(Nb/93＋Ti*/48)/(C/12) ＞ 0.08 … (1)

여기서, Ti* = Ti-(48/14)N-(48/32)S 이다. 단, Ti-(48/14)N-(48/32)S ≤ 0 의 경우에는, Ti-(48/14)N-(48/32)S = 0 으로 한다. 또, 상기 식 중 각 원소의 원소 기호는 그 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

(1) 식의 좌변으로 나타내는 C 에 대한 Ti, Nb 의 원자비가 낮은 경우, 마텐자이트가 과잉으로 생성되어 마텐자이트 주위의 응력장에 의해 연속 항복하기 쉬워지기 때문에, 항복비 (YR) 및 베이킹 경화량 (BH 량) 이 낮아진다. 또, 열연 권취 후에 비교적 냉각되기 쉬운 코일 선단부에서는, NbC, TiC 등의 석출이 불충분해져 코일 내 재질 편차가 증대되는 경우가 있다. 따라서 본 발명에 있어서는, 원하는 특성 확보 및 코일 내의 재질 균일성 확보의 관점에서, (Nb/93＋Ti*/48)/(C/12) 를 적정하게 제어할 필요가 있고, (Nb/93＋Ti*/48)/(C/12) 를 규정하는 (1) 식은 본 발명에 있어서 가장 중요한 지표이다.

즉, C 에 대한 Ti, Nb 의 원자비인 (Nb/93＋Ti*/48)/(C/12) 의 값이 0.08 이하이면, 마텐자이트가 증가되어 원하는 고항복비 (YR) 및 베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않는 경우가 있고, 또한 열연 권취시의 석출 거동의 변동에 의해 코일 내의 재질 편차가 증대되는 경우가 있다. 따라서, (Nb/93＋Ti*/48)/(C/12) 는 0.08 초과로 한다. 바람직하게는 0.10 이상, 보다 바람직하게는 0.15 이상이다. 또, (Nb/93＋Ti*/48)/(C/12) 가 0.70 을 초과하면, 마텐자이트의 생성에 필요한 고용 C 가 NbC 나 TiC 로서 고정되기 때문에, 마텐자이트의 형성을 방해하게 되어 원하는 인장 강도 (TS) 및 베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, TS ≥ 590 ㎫ 및 BH ≥ 60 ㎫ 을 안정적으로 확보하기 위해서는 (Nb/93＋Ti*/48)/(C/12) 를 0.70 이하로 하는 것이 바람직하다.

이상의 필수 첨가 원소로 본 발명 강은 목적으로 하는 특성이 얻어지지만, 상기 필수 첨가 원소에 추가하여, V 및/또는 Mo 및 Cr 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 및/또는 Cu 및 Ni 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 첨가할 수 있다.

V ： 0.10 ％ 이하

V 는 Nb, Ti 와 마찬가지로 미세한 탄질화물을 형성함으로써 강도 상승에 기여할 수 있기 때문에, 필요에 따라 함유시킬 수 있다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는, 0.01 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, V 함유량이 0.10 ％ 를 초과하면, 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 원료 비용의 상승을 초래한다. 따라서, V 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.10 ％ 이하로 한다.

Mo, Cr 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 ： 합계로 0.50 ％ 이하

Mo 및 Cr 은 퀀칭성을 향상시키고, 마텐자이트를 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이와 같은 효과는, 상기 성분의 합계 함유량이 0.10 ％ 이상에서 현저하게 발현되므로, 0.10 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Mo 및 Cr 의 합계 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 원료 비용의 상승을 초래한다. 따라서, 이들 원소를 함유하는 경우에는, 이들 함유량을 합계로 0.50 ％ 이하로 한다.

Cu ： 0.30 ％ 이하 및 Ni ： 0.30 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종

Cu 는 열간 압연시에 균열을 일으켜 표면 흠집의 발생 원인이 되는 유해 원소이다. 그러나, 본 발명의 냉연 강판에서는, Cu 에 의한 강판 특성에 대한 악영향은 작기 때문에, 0.30 ％ 이하의 함유량이면 허용할 수 있다. 이로써, 스크랩 등을 사용하고, 리사이클 원료의 활용이 가능해지므로 원료 비용의 저감을 도모할 수 있다. Ni 는 Cu 와 마찬가지로 강판 특성에 미치는 영향은 작지만, Cu 첨가에 의한 표면 흠집의 발생을 방지하는 효과가 있다. 상기 효과는 Cu 함유량의 1/2 이상 함유함으로써 발현시킬 수 있다. 그러나, Ni 의 함유량이 과잉이 되면, 스케일의 불균일 생성에서 기인한 다른 표면 결함의 발생을 조장하므로, Ni 를 함유하는 경우, 그 함유량을 0.30 ％ 이하로 한다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 상기 성분 조성에 더하여 추가로 Sn 및 Sb 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 및/또는 Ta 를 첨가할 수 있다.

Sn ： 0.2 ％ 이하 및 Sb ： 0.2 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종

Sn 이나 Sb 는 강판 표면의 질화, 산화, 혹은 산화에 의해 생기는 강판 표면의 수십 미크론 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서 함유할 수 있다. 이와 같은 질화나 산화를 억제함으로써 강판 표면에 있어서 마텐자이트의 생성량이 감소하는 것을 방지하여, 피로 특성이나 표면 품질이 개선된다. 질화나 산화를 억제하는 관점에서, Sn 혹은 Sb 를 함유하는 경우에는 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.2 ％ 를 초과하면 인성의 열화를 초래하므로, 0.2 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ta ： 0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하

Ta 는 Nb 나 Ti 와 마찬가지로 C 나 N 과 탄화물이나 탄질화물을 형성함으로써 고강도화에 기여하고, 나아가 고항복비 (YR) 화에 기여하고, 또한 Ta 는 Nb 나 Ti 와 마찬가지로 열연판 조직을 미세화하는 작용을 갖고, 냉연, 어닐링 후의 페라이트 입경이 미세화되기 때문에, 입계 면적의 증대에 수반되는 입계에 대한 C 편석량의 증대에 의해 고베이킹 경화량 (BH 량) 을 얻을 수 있다. 이와 같은 관점에서 Ta 를 0.005 ％ 이상 함유할 수 있다. 한편, 0.1 ％ 를 초과하는 과잉된 Ta 의 함유는, 원료 비용의 증가를 초래할 뿐만 아니라, Nb 나 Ti 와 마찬가지로 어닐링 후의 냉각 과정에 있어서의 마텐자이트의 형성을 방해할 가능성이 있고, 또한 열연판 중에 석출된 TaC 는 냉간 압연시의 변형 저항을 높여 안정적인 실기 제조를 곤란하게 하는 경우가 있기 때문에, Ta 를 함유하는 경우에는, 0.1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 본 발명의 효과를 저해하지 않는 범위이면, 그 밖의 성분의 함유를 부정하는 것은 아니다. 단, 산소 (O) 는 비금속 개재물을 형성하여 강판 품질에 악영향을 미치기 때문에, 그 함유량은 0.003 ％ 이하로 저감시키는 것이 바람직하다.

[조직]

다음으로 본 발명의 내충돌 성능 및 코일 내 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 조직에 대하여 설명한다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 고항복비 (YR) 를 얻기 위해서, Ti, Nb 에 의해 석출 강화된 평균 입경이 15 ㎛ 이하이고 또한 면적률이 80 ％ 이상인 모상 페라이트에 대하여, 고베이킹 경화량 (BH 량) 을 부여하기 위해서, 면적률로 1 ％ 이상 15 ％ 이하인 마텐자이트를 갖는 것이 필요하다.

페라이트 ： 평균 입경이 15 ㎛ 이하이고 또한 면적률이 80 ％ 이상

페라이트의 평균 입경은 고베이킹 경화량 (BH 량) 을 얻기 위해서 필요하다. 상기 페라이트의 평균 입경이 15 ㎛ 초과에서는, 페라이트의 입계 면적이 감소하기 때문에, 입계에 대한 C 편석량이 감소하여, 고베이킹 경화량 (BH 량) 을 얻는 것이 곤란한 경우가 있다. 이 때문에, 페라이트의 평균 입경은 15 ㎛ 이하로 한다. 바람직하게는 12 ㎛ 이하이다. 또, Nb 나 Ti 등으로 석출 강화된 페라이트의 면적률은 고항복비 (YR) 를 얻기 위해서 필요하다. 상기 페라이트의 면적률이 80 ％ 미만에서는, 마텐자이트 등의 경질인 제 2 상이 많이 존재하게 되기 때문에, 경질 제 2 상 주위의 응력장에 의해 연속 항복하기 쉬워져, 항복비 (YR) 나 베이킹 경화량 (BH 량) 이 저하되어 양호한 내충돌 특성을 확보하는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 이 때문에, 페라이트의 면적률은 80 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 85 ％ 이상, 보다 바람직하게는 88 ％ 이상이다.

마텐자이트 ： 면적률로 1 ％ 이상 15 ％ 이하

마텐자이트는 본 발명의 강판의 강도를 확보하는 데에 필요한 경질상이며, 또한 고베이킹 경화량 (BH 량) 을 얻기 위해서 필요한 경질상이다. 마텐자이트의 면적률이 1 ％ 미만에서는, 강판 강도가 저하되어 TS ： 590 ㎫ 이상을 확보하는 것이 곤란해질 뿐만 아니라, BH ： 60 ㎫ 이상을 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, 마텐자이트의 면적률이 15 ％ 를 초과하면, 마텐자이트 주위의 전위 (轉位) 의 도입량이나 탄성적인 변형량이 많아져, 소성 변형시에 이와 같은 마텐자이트의 주위로부터 용이하게 소성 변형이 개시되고 연속 항복하기 쉬워지기 때문에, 항복비 (YR) 나 베이킹 경화량 (BH 량) 이 낮아져 양호한 내충돌 특성을 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 마텐자이트의 면적률은 1 ％ 이상 15 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 12 ％ 이하이다.

본 발명의 강판에 있어서는, 페라이트와 마텐자이트 이외의 잔부 조직으로서 펄라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 탄화물 등을 함유하는 경우가 있는데, 이들은 합계 면적률로 5 ％ 이하이면 허용할 수 있다.

또한, 상기 면적률은 강판의 L 단면 (압연 방향으로 평행한 수직 단면) 을 연마 후, 나이탈로 부식시키고, SEM (주사형 전자 현미경) 으로 2000 배의 배율로 5 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 구할 수 있다. 조직 사진에서 페라이트는 약간 검은 콘트라스트의 영역이며, 펄라이트는 탄화물이 라멜라상으로 생성되어 있는 영역, 베이나이트는 탄화물이 점렬상으로 생성되어 있는 영역으로 하고, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트 (잔류 γ) 는 흰 콘트라스트가 부여되어 있는 입자로 한다. 또, 페라이트의 평균 입경은 JIS G0522 의 규정에 준거하여 절단법으로 측정한다.

[특성]

이상으로 이루어지는 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은 전형적으로는 이하의 특성을 갖는다.

(1) TS ≥ 590 ㎫

최근, 자동차 차체의 경량화 및 차량 충돌시의 승무원 안전성 확보가 강하게 요구되고 있으며, 이러한 요구에 응하기 위해서는 자동차 차체의 소재가 되는 강판을 고강도화하는 것이 필요하다. 본 발명에서는 강판 강도 (TS) 가 590 ㎫ 이상이 되어, 상기 요구를 만족시킬 수 있다.

(2) 항복비 (YR) ≥ 0.70, 베이킹 경화량 (BH) ≥ 60 ㎫

내충돌 특성 향상의 관점에서, 강판의 항복비 (YR) 나 베이킹 경화량 (BH 량) 을 높이는 것이 필요하다. 본 발명에 있어서는 항복비 (YR) ≥ 0.70, 베이킹 경화량 (BH) ≥ 60 ㎫ 이 되어 원하는 내충돌 특성을 얻을 수 있다. 또한, 항복비 (YR) 는 인장 강도 (TS) 에 대한 항복점 (YP) 의 비를 나타내는 값으로, YR = YP/TS 로 나타낸다.

(3) ΔTS ≤ 30 ㎫, ΔYP ≤ 30 ㎫, ΔEl ≤ 3.0 ％

코일 내 재질 균일성을 평가함에 있어서, 제조한 코일 내의 길이 방향의 선단부 (T 부 ： 코일 선단으로부터 10 m 위치), 중앙부 (M 부) 및 미단부 (B 부 ： 코일 미단으로부터 10 m 위치) 에서, 각각 폭 방향 중앙 위치, 양 에지 1/4 폭 위치의 9 개소로부터 압연 방향에 대하여 90°방향 (C 방향) 을 인장 방향으로 하는 JIS5 호 인장 시험편 (JIS Z 2201) 을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS), 항복 강도 (YP) 및 전체 연신 (El) 을 측정하고, 각각의 최대치와 최소치의 차이, 즉 ΔTS, ΔYP, ΔEl 을 평가한다. 본 발명에 있어서는 ΔTS ≤ 30 ㎫, ΔYP ≤ 30 ㎫, ΔEl ≤ 3.0 ％ 가 되어 양호한 코일 내 재질 균일성이 얻어진다.

[제조 방법]

다음으로 본 발명에 있어서의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 전술한 성분 조성의 범위로 조정된 강을 용제하여 슬래브로 하고, 이어서 열간 압연하고, 냉간 압연하고, 어닐링하여 제조된다. 열간 압연에서는 마무리 압연에 있어서의 최종 패스의 압하율을 10 ％ 이상, 상기 최종 패스 전 패스의 압하율을 15 ％ 이상으로 하고, 어닐링 공정에서는 700 ∼ 800 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/s 미만의 평균 가열 속도로 가열하여, 800 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도로 어닐링하고, 상기 어닐링 온도로부터 3 ∼ 15 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 아연 도금욕에 침지시켜 용융 아연 도금을 실시하고, 상기 용융 아연 도금 후, 5 ∼ 100 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키거나, 혹은 상기 용융 아연 도금 후, 추가로 아연 도금의 합금화 처리를 실시하고, 상기 합금화 처리 후, 5 ∼ 100 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 어닐링을 실시한다. 이 경우에, 열간 압연의 마무리 압연 종료 후, 3 초 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 40 ℃/s 이상으로 720 ℃ 이하까지 냉각시키고, 500 ∼ 700 ℃ 의 온도로 권취한 후, 압연율 40 ％ 이상으로 냉간 압연하는 것이 바람직하다.

(강 소재 제조)

본 발명의 제조 방법에서 사용하는 강 슬래브는 성분의 매크로 편석을 방지하기 위하여 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법이나 박 슬래브 주조법으로 제조해도 된다. 또, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 추가적으로, 냉각시키지 않고 온편 (溫片) 인 채로 가열로에 장입하여 열간 압연하는 직송 압연, 혹은 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 열간 압연하는 직송 압연·직접 압연, 고온 상태인 채 가열로에 장입하여 재가열의 일부를 생략하는 방법 (온편 장입) 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다.

슬래브 가열 온도는 1000 ℃ 미만에서는 압연 하중이 증대되어 열간 압연시에 있어서의 트러블 발생의 위험성이 증대되므로, 1000 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 산화 중량의 증가에 수반되는 스케일 로스의 증대 등의 이유로 슬래브 가열 온도의 상한은 1300 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

(열간 압연)

상기에 의해 얻어진 강 슬래브에 대하여 조 (粗) 압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간 압연을 실시한다. 우선, 강 슬래브는 조압연에 의해 시트 바로 된다. 또한, 조압연의 조건은 특별히 규정할 필요는 없으며, 통상적인 방법에 따라 실시할 수 있다. 또, 슬래브 가열 온도를 낮추고 또한 열간 압연시의 트러블을 방지한다는 관점에서는, 시트 바를 가열하는 소위 시트 바 히터를 활용하는 것은 유효한 방법이다.

이어서, 시트 바를 마무리 압연하여 열연판으로 한다. 본 발명에 있어서는, 마무리 압연의 최종 패스 및 최종 패스 전 패스의 압하율을 적정 범위로 제어할 필요가 있으며, 최종 패스의 압하율을 10 ％ 이상, 최종 패스 전 패스의 압하율을 15 ％ 이상으로 한다.

마무리 압연의 최종 패스의 압하율을 10 ％ 이상으로 함으로써, 구오스테나이트 입자 내에 전단대 (剪斷帶) 를 다수 도입하고, 페라이트 변태의 핵 생성 사이트를 증대시켜 열연판의 미세화를 도모함과 함께, 비교적 냉각되기 쉬운 열연 코일의 선미 단부에 있어서의 NbC 나 TiC 의 석출을 촉진시킨다. 이 열연판 미세화의 작용에 의해 냉연, 어닐링 후의 페라이트 평균 입경이 미세화되기 때문에, 입계 면적의 증대에 수반되는 입계에 대한 C 편석량의 증대에 의한 고 BH 화에 유효하다. 또, NbC 나 TiC 의 석출 촉진은 코일 내의 재질 균일성의 향상에 유효하다. 최종 패스 압하율이 10 ％ 미만에서는 페라이트 입자의 미세화 효과나 NbC, TiC 의 석출 촉진 효과가 불충분해져, 상기 고 BH 효과나 코일 내 재질 균일성 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 최종 패스의 압하율은 바람직하게는 13 ％ 이상이다.

고 BH 화나 코일 내의 재질 균일화의 효과를 보다 높이기 위해서는, 상기 최종 패스의 압하율 제어와 더불어, 최종 패스 전 패스의 압하율을 적정 범위로 제어할 필요가 있다. 즉, 이 최종 패스 전 패스의 압하율을 15 ％ 이상으로 함으로써, 변형 축적 효과가 보다 높아져 구오스테나이트 입자 내에 전단대가 다수 도입되고, 페라이트 변태의 핵 생성 사이트가 더욱 증대되어 열연판 조직이 보다 미세화된다. 또한, NbC 나 TiC 의 석출 촉진에도 효과적이고, 고 BH 화나 코일 내의 재질 균일화의 효과가 한층 더 향상된다. 최종 패스 전 패스의 압하율이 15 ％ 미만에서는, 페라이트 입자의 미세화 효과나 NbC, TiC 의 석출 촉진 효과가 불충분해져, 상기 고 BH 효과나 코일 내 재질 균일성 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 최종 패스 전 패스의 압하율은 바람직하게는 18 ％ 이상이다.

또한, 상기 최종 패스 및 최종 패스 전 패스의 2 패스의 압하율이 커지면 압연 부하가 상승하기 때문에, 이들 압하율은 모두 40 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

최종 패스 및 최종 패스 전 패스에 있어서의 압연 온도에 대해서는 특별히 제한할 필요는 없지만, 최종 패스의 압연 온도는 830 ℃ 이상이 바람직하고, 860 ℃ 이상이 보다 바람직하다. 또, 최종 패스 전 패스의 압연 온도는 1000 ℃ 이하가 바람직하고, 960 ℃ 이하가 보다 바람직하다.

최종 패스의 압연 온도가 830 ℃ 미만에서는, 미재결정 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 많아지고, 냉연 어닐링 후의 강판 조직이 열연판 조직의 영향을 받아 압연 방향으로 신장된 불균일한 조직이 되어 가공성이 저하되는 경우가 있다.

또, 최종 패스 전 패스의 압연 온도가 1000 ℃ 를 초과하면, 회복에 의해 변형의 축적 효과가 불충분해지기 때문에, 열연판 조직이 미세화되기 어려워짐과 함께, NbC 나 TiC 의 석출 촉진 효과가 저하되기 때문에, 고 BH 화나 코일 내의 재질 균일화의 효과가 얻어지지 않게 되는 경우가 있다.

상기 열간 압연을 종료한 열연판은, 결정립 미세화에 의한 BH 향상 및 NbC 나 TiC 의 석출 촉진에 의한 코일 내의 재질 균일화를 도모하는 관점에서, 마무리 압연 종료 후, 3 초 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 40 ℃/s 이상으로 720 ℃ 이하까지 냉각시키고, 500 ∼ 700 ℃ 의 온도로 권취하는 것이 바람직하다.

냉각을 개시할 때까지의 시간이 3 초를 초과하거나, 평균 냉각 속도가 40 ℃/s 미만, 혹은 냉각 정지 온도가 720 ℃ 보다 높은 경우에는, 열연판 조직이 조대해져 고 BH 화 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다.

또, 권취 온도가 700 ℃ 를 초과하면, 열연판 조직이 조대화되어 냉연 어닐링 후의 강도 저하가 우려됨과 함께, 고 BH 화를 저해할 우려가 있다. 한편, 권취 온도가 500 ℃ 미만에서는, NbC 나 TiC 의 석출이 곤란해져 고용 C 가 증가하기 때문에, 마텐자이트의 과잉된 증가에 의해 고 BH 화에 불리해짐과 함께, NbC 나 TiC 의 석출 거동의 변동이 커지기 때문에 코일 내의 재질 균일화에도 불리해진다.

(냉간 압연)

이어서, 적절히 산세를 실시하고, 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 한다.

산세는 필수는 아니고 적절히 실시할 수 있다. 또, 산세를 실시하는 경우에는, 통상적인 조건에서 실시할 수 있다.

냉간 압연 조건은 원하는 치수 형상의 냉연판으로 할 수 있으면 되고, 특별히 한정되지 않지만, 냉간 압연시의 압하율은 40 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 압하율이 90 ％ 를 초과하면 압연시의 롤에 대한 부하도 높아져, 통판 트러블이 발생할 우려가 있기 때문에, 90 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(어닐링)

상기 냉간 압연한 강판은, 그 후 어닐링하여 원하는 강도와 내충돌 특성을 부여한다. 단, 어닐링 공정에서는 상기 서술한 바와 같이, 700 ∼ 800 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/s 미만의 평균 가열 속도로 가열하고, 800 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도로 어닐링하고, 상기 어닐링 온도로부터 3 ∼ 15 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 아연 도금욕에 침지시켜 용융 아연 도금을 실시하고, 상기 용융 아연 도금 후, 5 ∼ 100 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키거나, 혹은 상기 용융 아연 도금 후, 추가로 아연 도금의 합금화 처리를 실시하고, 상기 합금화 처리 후, 5 ∼ 100 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것이 필요하다.

700 ∼ 800 ℃ 의 온도 범위의 평균 가열 속도 ： 3 ℃/s 미만

본 발명에 있어서는, 열연 강판의 단계에서 TiC 나 NbC 를 석출시키고 있기 때문에, 냉간 압연 공정을 거쳐 얻어진 냉연 강판의 재결정 온도는 비교적 고온이 되어 강 중에 가공 조직이 잔존하기 쉬워진다. 이 경우, 강판의 연성은 크게 저하되어, 프레스 성형성을 열화시킬 뿐만 아니라, 베이킹 경화량 (BH 량) 을 저하시켜 더욱 재질 편차를 증대시킨다. 이 때문에, 냉연 강판을 어닐링 온도까지 가열할 때에는, 재결정을 촉진시켜 재질 균일성을 확보하는 관점에서, 700 ∼ 800 ℃ 의 온도 범위를 평균 가열 속도 3 ℃/s 미만의 저속으로 가열할 필요가 있다. 또한, 생산 효율의 관점에서, 상기 평균 가열 속도는 0.5 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

어닐링 온도 ： 800 ∼ 900 ℃

본 발명의 강판 조직을 페라이트와 원하는 면적률의 마텐자이트를 함유하는 복합 조직으로 하기 위해서는, 어닐링 온도는 페라이트와 오스테나이트의 2 상역 온도로 할 필요가 있고, 어닐링 온도를 800 ∼ 900 ℃ 의 온도 범위로 한다. 어닐링 온도가 800 ℃ 미만에서는, 어닐링 후의 냉각 후에 소정의 마텐자이트량이 얻어지지 않아 원하는 베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않는다. 또, 어닐링 중에 재결정이 충분히 완료되지 않기 때문에 강 중에 가공 조직이 잔존하기 쉽고, 강판의 연성 저하에 수반되는 프레스 성형성의 열화가 현저해져, 더욱 베이킹 경화량 (BH 량) 의 저하나 재질 편차의 증대를 초래한다. 한편, 어닐링 온도가 900 ℃ 를 초과하면, 페라이트 중의 고용 C 량이 저감되고, 그 후의 냉각 조건에 따라서는 원하는 베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않는 경우가 있다. 또, 어닐링 온도가 900 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트 단상역이 되기 때문에, 그 후의 냉각 속도에 따라서는 제 2 상 (마텐자이트, 베이나이트, 펄라이트) 이 필요 이상으로 증가하고, 제 2 상, 특히 마텐자이트 주위의 응력장에 의해 연속 항복하기 쉬워지기 때문에, 항복비 (YR) 나 베이킹 경화량 (BH 량) 이 낮아져 양호한 내충돌 성능을 확보하는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 또한, 생산성의 저하나 에너지 비용의 증가를 초래한다는 문제도 있다. 따라서, 어닐링 온도는 800 ∼ 900 ℃ 의 범위로 한다. 바람직하게는 800 ∼ 870 ℃ 의 범위이다.

또한, 어닐링에 있어서의 균열 (均熱) 유지 시간은, 재결정의 진행 및 일부의 오스테나이트 변태나 오스테나이트에 대한 C 등의 원소의 농화를 진행시키는 관점에서, 15 초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 균열 유지 시간이 300 초를 초과하면, 결정 입경이 조대화되어 강도의 저하나 강판 표면 성상의 열화, 베이킹 경화량 (BH 량) 의 저하 등 강판의 여러 특성에 악영향을 미칠 우려가 있다. 또, 연속 용융 아연 도금 라인의 라인 속도를 지나치게 늦추게 되어 생산성의 저하로도 연결된다. 따라서, 어닐링에서의 균열 유지 시간은 15 ∼ 300 초의 범위가 바람직하고, 15 ∼ 200 초의 범위가 보다 바람직하다.

어닐링 온도로부터 아연 도금욕까지의 평균 냉각 속도 (1 차 냉각 속도) ： 3 ∼ 15 ℃/s

상기 어닐링 온도로 균열 후, 통상 420 ∼ 500 ℃ 로 유지되고 있는 아연 도금욕의 온도까지 평균 냉각 속도 3 ∼ 15 ℃/s 로 냉각시킨다. 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 미만인 경우, 550 ∼ 650 ℃ 의 온도역에서 펄라이트 생성 노즈를 통과하기 때문에, 제 2 상 중에 펄라이트 및 베이나이트가 다량으로 생성되어 소정량의 마텐자이트가 얻어지지 않기 때문에, 연성의 저하가 현저해질 뿐만 아니라, 원하는 강도나 베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 평균 냉각 속도가 15 ℃/s 초과인 경우, 어닐링 온도로부터의 냉각시에, γ → α 변태에 의한 γ 로의 Mn, C 등의 원소 농화가 불충분해져, 합금화 처리를 실시했을 경우에 펄라이트 등이 생성되기 쉬워진다. 이 때문에, 소정량의 마텐자이트가 얻어지지 않아, 연성의 저하가 현저해질 뿐만 아니라, 원하는 강도나 베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 어닐링 온도로부터 아연 도금욕까지의 평균 냉각 속도를 3 ∼ 15 ℃/s 로 한다. 바람직하게는 5 ∼ 15 ℃/s 이다.

상기 1 차 냉각 속도로 냉각 후, 아연 도금욕에 침지시켜 용융 아연 도금 처리를 실시한다. 용융 아연 도금 처리는 통상적인 방법으로 실시하면 된다. 또, 아연 도금욕에 침지시켜 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 필요에 따라 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 수도 있다. 이 경우, 아연 도금의 합금화 처리는, 예를 들어 용융 아연 도금 처리 후, 500 ∼ 700 ℃ 의 온도역으로 가열하여 수 초 ∼ 수십 초 유지한다. 본 발명의 강판에서는, 상기와 같이 어닐링 온도로부터 아연 도금욕까지의 냉각 속도를 제어하고 있기 때문에, 이와 같은 합금화 처리를 실시해도 펄라이트 등이 다량으로 생성되지 않아 소정량의 마텐자이트가 얻어지기 때문에, 연성의 저하나 베이킹 경화량 (BH 량) 의 저하를 초래하지 않고 원하는 강도를 확보할 수 있다. 아연 도금 조건으로는, 도금 부착량은 편면 당 20 ∼ 70 g/㎡ 이고, 합금화하는 경우, 도금층 중의 Fe ％ 는 6 ∼ 15 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

용융 아연 도금 처리 후, 혹은 아연 도금의 합금화 처리 후의 평균 냉각 속도 (2 차 냉각 속도) ： 5 ∼ 100 ℃/s

용융 아연 도금 처리 후, 혹은 아연 도금의 합금화 처리를 실시한 후의 2 차 냉각 속도가, 150 ℃ 이하의 온도까지 평균 냉각 속도로 5 ℃/s 미만의 완냉각에서는 400 ∼ 500 ℃ 부근에서 펄라이트 혹은 베이나이트가 생성되어, 소정량의 마텐자이트가 얻어지지 않아 원하는 강도나 베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 2 차 냉각 속도가 평균 냉각 속도로 100 ℃/s 를 초과하면 마텐자이트가 지나치게 단단해져 연성이 저하된다. 따라서, 안정적으로 양호한 마텐자이트를 얻는 관점에서, 2 차 냉각 속도는 평균 냉각 속도로 5 ∼ 100 ℃/s 로 한다. 바람직하게는 10 ∼ 100 ℃/s 이다.

또한, 본 발명에 있어서는, 상기 냉각 후에 형상 교정, 표면 조도 조정의 목적으로 조질 압연 또는 레벨러 가공을 실시할 수도 있다. 또한, 조질 압연을 실시하는 경우, 신장률로 0.3 ∼ 1.5 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

실시예

이하, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다.

[실시예 1]

표 1 에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 230 ㎜ 두께의 슬래브로 하였다. 이들 강 슬래브를 1220 ℃ 로 가열 후, 열간 압연하고, 코일에 권취하여 판두께 ： 3.5 ㎜ 의 열연판으로 하였다. 또한, 상기 열간 압연의 마무리 압연에 있어서의 최종 패스와 최종 패스 전 패스의 압연 온도 및 압하율, 마무리 압연 종료 후의 냉각 개시부터 720 ℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도, 권취 온도는 표 2 에 나타내는 바와 같다. 또, 마무리 압연 종료로부터 냉각을 개시할 때까지의 시간은 3 초 이내로 하였다.

이어서, 상기에 의해 얻어진 열연판에 대하여, 산세한 후, 표 2 에 나타내는 조건으로 냉간 압연을 실시하여 판두께 ： 1.4 ㎜ 의 냉연 강판으로 하고, 이어서 표 2 에 나타내는 조건으로 연속 어닐링하고, 신장률 ： 0.7 ％ 의 조질 압연을 실시하여, 용융 아연 도금 강판 (제품) 으로 하였다. 여기서, 용융 아연 도금 처리는 부착량이 편면 당 50 g/㎡ (양면 도금) 이 되도록 조정하고, 합금화 처리는 도금층 중의 Fe ％ 가 9 ∼ 12 ％ 가 되도록 조정하였다.

이상에 의해 얻어진 용융 아연 도금 강판에 대하여, 코일 길이 방향의 중앙부 (M 부) 의 1/4 폭 위치로부터 샘플을 채취하고, 하기 방법으로 조직 관찰, 압연 방향에 대하여 90°방향 (C 방향) 을 인장 방향으로 하는 인장 시험 및 베이킹 경화 시험을 실시하여, 강판 조직의 특정, 페라이트상 및 마텐자이트상의 면적률, 페라이트의 평균 입경, 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS), 항복비 (YR = YP/TS), 전체 연신 (El), 베이킹 경화량 (BH 량) 을 측정하였다. 또, 제조한 코일 내의 길이 방향의 선단부 (T 부 ： 코일 선단으로부터 10 m 위치), 중앙부 (M 부) 및 미단부 (B 부 ： 코일 미단으로부터 10 m 위치) 에서, 각각 폭 방향 중앙 위치, 양 에지 1/4 폭 위치의 9 개소로부터 압연 방향에 대하여 90°방향 (C 방향) 을 인장 방향으로 하는 인장 시험을 실시하여, 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS) 및 전체 연신 (El) 을 측정하고, 각각의 최대치와 최소치의 차이, 즉 ΔTS, ΔYP, ΔEl 을 평가하였다. 이하, 구체적으로 설명한다.

(i) 조직 관찰

얻어진 용융 아연 도금 강판에 대하여, 코일 길이 방향의 중앙부 (M 부) 의 1/4 폭 위치로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, L 단면 (압연 방향으로 평행한 수직 단면) 을 기계적으로 연마하여, 나이탈로 부식시킨 후, 주사 전자 현미경 (SEM) 으로 배율 2000 배로 촬영한 조직 사진 (SEM 사진) 으로부터 강판 조직의 특정과 페라이트 및 마텐자이트의 면적률을 측정하였다. 또한, 상기 조직 사진으로부터의 강판 조직의 특정은, 페라이트는 약간 검은 콘트라스트의 영역, 펄라이트는 탄화물이 라멜라상으로 생성되어 있는 영역, 베이나이트는 탄화물이 점렬상으로 생성되어 있는 영역으로 하고, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트 (잔류 γ) 는 흰 콘트라스트가 부여되어 있는 입자로 하였다. 또한, 상기 시험편에 250 ℃ 에서 4 hr 의 템퍼링 처리를 실시한 후, 동일하게 하여 조직 사진을 얻어, 탄화물이 라멜상으로 생성되어 있는 영역을 열처리 전에 펄라이트, 탄화물이 점렬상으로 생성되어 있는 영역을 열처리 전에 베이나이트 혹은 마텐자이트였던 영역으로 하여 재차 그 면적률을 구하고, 흰 콘트라스트인 채 잔존하고 있는 미립자를 잔류 γ 로서 측정하여, 템퍼링 처리 전의 흰 콘트라스트가 부여되어 있는 입자 (마텐자이트 및 잔류 γ) 의 면적률과의 차이로부터 마텐자이트의 면적률을 구하였다. 또한, 각각의 상 (相) 의 면적률은, 투명 OHP 시트에 각 상마다 층별로 하여 채색하여 화상을 캡쳐 후, 2 치화를 실시하여 화상 해석 소프트 (마이크로소프트사 제조 Digital Image Pro Plus ver. 4.0) 로 구하였다. 또, 페라이트의 평균 입경은 JIS G0522 의 규정에 준거하여 절단법으로 측정하였다.

(ii) 인장 시험

얻어진 용융 아연 도금 강판에 대하여, 코일 길이 방향의 중앙부 (M 부) 의 1/4 폭 위치로부터 압연 방향에 대하여 90°방향 (C 방향) 을 인장 방향으로 하는 JIS5 호 인장 시험편 (JIS Z 2201) 을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하여, 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS), 항복비 (YR), 전체 연신 (El) 을 측정하였다. 또, 베이킹 경화량 (BH 량) 은, 2 ％ 의 인장 예비 변형을 부여한 후, 170 ℃, 20 분의 베이킹 상당 처리를 실시하여, 열처리 후의 상항복점으로부터 예비 변형시의 항복 응력을 뺀 양으로 평가하였다.

또한, 코일 길이 방향의 선단부 (T 부 ： 코일 선단으로부터 10 m 위치), 중앙부 (M 부) 및 미단부 (B 부 ： 코일 미단으로부터 10 m 위치) 에서, 각각 폭 방향 중앙 위치, 양 에지 1/4 폭 위치의 9 개소로부터 압연 방향에 대하여 90°방향 (C 방향) 을 인장 방향으로 하는 인장 시험을 실시하여, 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS) 및 전체 연신 (El) 을 측정하고, 각각의 최대치와 최소치의 차이, 즉 ΔTS, ΔYP, ΔEl 을 구하였다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

표 3 에 나타내는 바와 같이, No. 5 ∼ 19, 21 ∼ 24 의 강판은 강 성분 조성 및 제조 방법이 본 발명에 적합한 본 발명예로서, 인장 강도 (TS) 가 590 ㎫ 이상, 항복비 (YR) 가 0.70 이상, 베이킹 경화량 (BH 량) 이 60 ㎫ 이상을 만족시킨 용융 아연 도금 강판으로 되어 있다. 또, ΔYP, ΔTS 가 30 ㎫ 이하,ΔEl 이 3.0 ％ 이하로 되고, 코일 길이 방향의 재질 균일성이 우수한 용융 아연 도금 강판으로 되어 있다.

이에 반하여, 비교예의 No. 1 의 강판은 C, Nb, Ti 함유량 및 (Nb/93＋Ti*/48)/(C/12) 로 나타내는 C 에 대한 Ti, Nb 의 원자비가 본 발명 범위를 밑돌기 때문에, 마텐자이트가 과잉으로 생성되어 마텐자이트 주위의 응력장에 의해 연속 항복하기 쉬워지기 때문에, 항복비 (YR) 및 베이킹 경화량 (BH 량) 이 낮아져 YR ≥ 0.70 및 BH ≥ 60 ㎫ 을 달성하지 못하고 있다. 또한, C 에 대한 Ti, Nb 의 원자비가 낮기 때문에, 열연 권취 후에 비교적 냉각되기 쉬운 코일 선단부에서는, NbC, TiC 등의 석출이 불충분해져, 코일 내 재질 편차가 증대되어 ΔYP ≤ 30 ㎫, ΔTS ≤ 30 ㎫, ΔEl ≤ 3.0 ％ 를 달성하지 못하고 있다.

또, 비교예의 No. 2 의 강판은 Mn 및 P 함유량이 본 발명의 범위를 밑돌기 때문에, 어닐링 후의 냉각시 혹은 합금화 처리시에 펄라이트가 다량으로 생성되고, 이 결과 원하는 마텐자이트량이 얻어지지 않아 TS ≥ 590 ㎫, BH ≥ 60 ㎫ 을 달성하지 못하고 있다. 비교예의 No. 3 의 강판은 Nb, Ti 함유량이 본 발명 범위를 초과하여, 강 중의 C 를 NbC 나 TiC 로서 고정시켜 마텐자이트의 형성을 방해하기 때문에, 원하는 마텐자이트량이 얻어지지 않아 TS ≥ 590 ㎫, BH ≥ 60 ㎫ 을 달성하지 못하고 있다. 비교예의 No. 4 의 강판은 Mn 함유량이 본 발명 범위를 초과하기 때문에, 마텐자이트가 과잉으로 생성되어 YR ≥ 0.70, BH ≥ 60 ㎫ 을 달성하지 못하고 있다. 또, No. 4 의 강판은 P 함유량도 본 발명 범위를 초과하여, 내 2 차 가공 취성의 열화가 우려되고, 또한 P 의 입계 편석에 의해 고베이킹 경화량 (BH 량) 에 유효로 여겨지는 입계 편석 C 량이 저하되기 때문에, BH ≥ 60 ㎫ 을 달성하지 못하고 있다.

비교예의 No. 20 의 강판은 C 량이 본 발명 범위를 초과하고, C 에 대한 Ti, Nb 의 원자비가 본 발명 범위를 밑돌기 때문에, 마텐자이트가 과잉으로 생성되어, 항복비 (YR) 및 베이킹 경화량 (BH 량) 이 낮아져 YR ≥ 0.70 및 BH ≥ 60 ㎫ 을 달성하지 못하고 있다. 또, C 에 대한 Ti, Nb 의 원자비가 낮기 때문에, 열연 권취 후에 비교적 냉각되기 쉬운 코일 선단부에서는, NbC, TiC 등의 석출이 불충분해져, 코일 내 재질 편차가 증대되어 ΔYP ≤ 30 ㎫, ΔEl ≤ 3.0 ％ 를 달성하지 못하고 있다.

[실시예 2]

표 1 에 나타내는 강 G 및 P 의 성분 조성을 갖는 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 230 ㎜ 두께의 슬래브로 하였다. 이들 강 슬래브를 1220 ℃ 로 가열 후, 열간 압연하고, 코일에 권취하여 판두께 ： 3.5 ㎜ 의 열연판으로 하였다. 또한, 상기 열간 압연의 마무리 압연에 있어서의 최종 패스와 최종 패스 전 패스의 압연 온도 및 압하율, 마무리 압연 종료 후의 냉각 개시부터 720 ℃ 이하의 온도역까지의 평균 냉각 속도, 권취 온도는 표 4 에 나타내는 바와 같다. 또, 마무리 압연 종료로부터 냉각을 개시할 때까지의 시간은 3 초 이내로 하였다.

이어서, 상기에 의해 얻어진 열연판에 대하여, 산세한 후, 표 4 에 나타내는 조건으로 냉간 압연을 실시하여 판두께 ： 1.4 ㎜ 의 냉연 강판으로 하고, 이어서 표 4 에 나타내는 조건으로 연속 어닐링하고, 신장률 ： 0.7 ％ 의 조질 압연을 실시하여, 용융 아연 도금 강판 (제품) 으로 하였다. 여기서, 용융 아연 도금 처리는 부착량이 편면 당 50 g/㎡ (양면 도금) 가 되도록 조정하고, 합금화 처리는 도금층 중의 Fe ％ 가 9 ∼ 12 ％ 가 되도록 조정하였다.

얻어진 용융 아연 도금 강판에 대하여, 실시예 1 과 동일하게 페라이트상 및 마텐자이트상의 면적률, 페라이트의 평균 입경, 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS), 항복비 (YR = YP/TS), 전체 연신 (El), 베이킹 경화량 (BH 량) 을 측정하고, 또한 코일 길이 및 폭 방향의 TS, YP, El 의 변동량, ΔTS, ΔYP, ΔEl 을 평가하였다.

상기 측정의 결과를 표 5 에 나타낸다.

표 5 로부터, 본 발명의 제조 조건을 만족시키는 No. 25 ∼ 31, 33, 34, 37 ∼ 40 의 본 발명예의 강판은, 강 성분 조성 및 제조 방법이 본 발명에 적합하고, 인장 강도 (TS) 가 590 ㎫ 이상, 항복비 (YR) 가 0.70 이상, 베이킹 경화량 (BH 량) 이 60 ㎫ 이상을 만족시킨 용융 아연 도금 강판으로 되어 있다. 또, ΔYP, ΔTS 가 30 ㎫ 이하, ΔEl 이 3.0 ％ 이하로 되고, 코일 길이 방향의 재질 균일성이 우수한 용융 아연 도금 강판으로 되어 있다.

상기 본 발명예 중에서도 열연판 조직의 미세화에 의해 고 BH 치화를 도모할 목적으로 마무리 압연 종료 후의 평균 냉각 속도를 40 ℃/s 이상으로 한 No. 25, 27 및 28 의 강판은, 마무리 압연 종료 후의 평균 냉각 속도를 40 ℃/s 미만인 No. 29 보다 높은 베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어졌다. 또, 열연판 단계에서의 NbC 나 TiC 의 석출 촉진 효과에 의한 코일 내 재질 균일화를 높일 목적으로, 마무리 압연의 최종 패스 및 최종 패스 전 패스의 압하율을 각각 13 ％ 이상, 15 ％ 이상으로 한 No. 25, 27 ∼ 29, 31, 33 및 34 의 강판은, 최종 패스 및 최종 패스 전 패스의 압하율이 각각 13 ％ 미만, 15 ％ 미만인 No. 26 및 30 보다 ΔYP, ΔTS 및 ΔEl 이 작아 코일 내의 재질 균일성이 우수하였다.

이에 반하여, 비교예의 No. 32 의 강판은, 마무리 압연의 최종 패스 및 최종 패스 전 패스의 압하율 및 어닐링 온도로부터 아연 도금욕까지의 1 차 냉각 속도가 본 발명의 범위를 밑돌고 있기 때문에, 페라이트 입경이 본 발명 범위를 초과하여 조대해져, 원하는 베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않고, 또한 마텐자이트 분율이 본 발명 범위를 초과하였기 때문에, 원하는 항복비 (YR) ≥ 0.70 이 얻어지지 않는다. 또한, 열연판 단계에서의 NbC 나 TiC 의 석출 촉진 효과가 얻어지지 않아 원하는 ΔYP ≤ 30 ㎫, ΔTS ≤ 30 ㎫ 및 ΔEl ≤ 3.0 이 얻어지지 않는다.

또, 비교예의 No. 35 의 강판은 어닐링 온도가 본 발명의 범위를 밑돌고 있기 때문에, 원하는 마텐자이트량이 얻어지지 않아, 인장 강도 (TS) 가 590 ㎫ 미만이고, 베이킹 경화량 (BH 량) 도 60 ㎫ 미만이다. 비교예의 No. 36 의 강판은 어닐링 온도가 본 발명의 범위를 초과하고, 오스테나이트 단상역에서의 어닐링이 되었기 때문에, 페라이트 중의 고용 C 량이 저감하고, 또한 오스테나이트의 입자 성장에 수반하여 냉각 후의 페라이트 입경이 본 발명 범위를 초과하여 조대해졌기 때문에, 원하는 베이킹 경화량 (BH 량) 이 얻어지지 않는다. 또, 펄라이트나 베이나이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 연성의 저하가 현저해진다.

또한, 비교예의 No. 41 의 강판은, 어닐링 가열시의 700 ∼ 800 ℃ 에 있어서의 평균 승온 속도가 본 발명의 범위를 초과하였기 때문에, 페라이트의 재결정이 불충분해져 ΔYP 가 30 ㎫ 초과, ΔEl 이 3.0 ％ 초과가 되었다.

산업상 이용가능성

본 발명의 고강도 강판은 자동차용 부재에 한정되는 것이 아니고, 고강도이고 또한 내충돌 성능이 요구되는 다른 용도에 있어서도 바람직하게 사용할 수 있다. 따라서, 가전 부품이나 강관 등의 소재로서도 바람직하다.

Claims

질량％ 로 C ： 0.060 ％ 초과 0.13 ％ 이하, Si ： 0.01 ％ 이상 0.7 ％ 이하, Mn ： 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하, P ： 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S ： 0.010 ％ 이하, sol.Al ： 0.005 ％ 이상 0.100 ％ 이하, N ： 0.0100 ％ 이하, Nb ： 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하, Ti ： 0.03 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 또한 하기 식 (1) 의 관계를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 평균 결정입경이 15 ㎛ 이하이고 또한 면적률이 80 ％ 이상인 페라이트와 면적률이 1 ％ 이상 15 ％ 이하인 마텐자이트를 함유하는 조직을 갖고, 인장 강도 (TS) 가 590 ㎫ 이상, 항복비 (YR) 가 0.70 이상, 베이킹 경화량 (BH 량) 이 60 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는, 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(Nb/93＋Ti*/48)/(C/12) ＞ 0.08 … (1)
여기서, Ti* = Ti-(48/14)N-(48/32)S 로 나타내고 C, Nb, Ti, N, S 는 각각 강 중의 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
제 1 항에 있어서,
추가로 질량 % 로, 하기의 (a) ~ (e) 군 중에서 하나 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(a) V ： 0.10 ％ 이하
(b) Mo, Cr 의 1 종 또는 2 종을 합계로 0.50 ％ 이하
(c) Cu ： 0.30 ％ 이하, Ni ： 0.30 ％ 이하의 1 종 또는 2 종
(d) Sn ： 0.2 ％ 이하, Sb ： 0.2 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종
(e) Ta ： 0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하
제 1 항 또는 제 2 항의 성분 조성을 갖는 강 소재를 열간 압연하고, 냉간 압연하고, 어닐링하여 고강도 강판을 제조할 때에, 열간 압연에서는 마무리 압연에 있어서의 최종 패스의 압하율을 10 ％ 이상, 상기 최종 패스 전 패스의 압하율을 15 ％ 이상으로 하고, 어닐링 공정에서는 700 ∼ 800 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/s 미만의 평균 가열 속도로 가열하고, 800 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도로 어닐링하고, 상기 어닐링 온도로부터 3 ∼ 15 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 아연 도금욕에 침지시켜 용융 아연 도금을 실시하고, 상기 용융 아연 도금 후, 5 ∼ 100 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키거나, 혹은 상기 용융 아연 도금 후, 추가로 아연 도금의 합금화 처리를 실시하고, 상기 합금화 처리 후, 5 ∼ 100 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것을 특징으로 하는, 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 3 항에 있어서,
상기 열간 압연의 마무리 압연 종료 후, 3 초 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 40 ℃/s 이상으로 720 ℃ 이하까지 냉각시키고, 500 ∼ 700 ℃ 의 온도에서 권취한 후, 압연율 40 ％ 이상으로 냉간 압연하는 것을 특징으로 하는, 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 3 항에 있어서,
제조된 상기 고강도 용융 아연 도금 강판의 인장 강도 (TS) 가 590 ㎫ 이상, 항복비 (YR) 가 0.70 이상, 베이킹 경화량 (BH 량) 이 60 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는, 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
제조된 상기 고강도 용융 아연 도금 강판의 인장 강도 (TS) 가 590 ㎫ 이상, 항복비 (YR) 가 0.70 이상, 베이킹 경화량 (BH 량) 이 60 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는, 내충돌 성능 및 코일 내의 재질 균일성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
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