KR101560070B1

KR101560070B1 - 딥드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101560070B1
Application number: KR1020137008877A
Authority: KR
Inventors: 히데유키 기무라; 가네하루 오쿠다; 레이코 스기하라
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-09-29
Filing date: 2011-09-15
Publication date: 2015-10-13
Anticipated expiration: 2031-09-15
Also published as: WO2012043420A1; EP2623622B1; JP5765116B2; US9598755B2; CA2810493A1; KR20130051500A; EP2623622A1; MX2013003450A; CN103140594B; MX350227B; JP2012092427A; CA2810493C; CN103140594A; US20130292010A1; TWI431125B; EP2623622A4; TW201217549A

Abstract

TS≥440 ㎫ 이고, 평균 r 값≥1.2, λ≥ 80 ％ 를 갖는 딥드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제안한다.
질량％ 로, C : 0.010 ％ 이상 0.06 ％ 이하, Si : 0.5 ％ 초과 1.5 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하, P : 0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, sol.Al : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하, Nb : 0.010 ％ 이상 0.090 ％ 이하, Ti : 0.015 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 강 중의 Nb 및 C 의 함유량이 (Nb/93)/(C/12)＜0.20 의 관계, 및 0.005≤C^*≤0.025 를 만족하고, 면적률로 70 ％ 이상의 페라이트와 면적률로 3 ％ 이상의 마텐자이트를 갖는다. C^*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N} 으로, C, Nb, Ti, N 은, 각각 강 중의 C, Nb, Ti, N 의 함유량이다.

Description

딥드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DEEP DRAWABILITY AND STRETCH FLANGEABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은, 자동차용 강판 등의 용도에 유용한 인장 강도 (TS) 가 440 ㎫ 이상이고 또한 고 r 값 (평균 r 값≥1.2), 고 λ 값 (λ≥80 ％) 을 갖는 딥드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 관점에서, CO₂ 의 배출량을 규제하기 위해, 자동차의 연비 개선 (차체 경량화) 이 요구되고 있다. 이것에 더하여, 충돌시에 승무원의 안전을 확보하기 위해서, 자동차 차체의 충돌 특성을 중심으로 한 안전성의 향상도 요구되고 있다. 자동차 차체의 경량화와 안전성 향상을 동시에 만족시키기 위해서는, 강성이 문제가 되지 않는 범위에서 소재를 고강도화하고, 판 두께를 줄이는 것에 의한 경량화가 효과적인 것으로 알려져 있고, 최근에는 고장력 강판이 자동차 부품에 적극적으로 사용되고 있다. 경량화 효과는 사용하는 강판이 고강도일수록 커지기 때문에, 자동차 업계에서는, 예를 들어, 내판 및 외판용의 패널용 재료로서, TS 가 440 ㎫ 이상인 강판을 사용하는 동향에 있다.

한편, 강판을 소재로 하는 자동차 부품의 상당수는, 프레스 가공에 의해 성형되기 때문에, 자동차용 강판은 우수한 프레스 성형성을 가지고 있는 것이 요구된다. 그러나, 고강도 강판은 통상적인 연 (軟) 강판에 비해, 성형성, 특히 딥드로잉성, 신장 플랜지성이 크게 열화되기 때문에, 자동차의 경량화를 진행시키는 데에 있어서의 과제로서, TS≥440 ㎫, 보다 바람직하게는 TS≥500 ㎫, 더욱 바람직하게는 TS≥590 ㎫ 로, 양호한 딥드로잉 성형성, 신장 플랜지 성형성을 겸비하는 강판의 요구가 높아지고 있고, 딥드로잉성의 평가 지표인 랭크 포드값 (이하, r 값) 으로, 평균 r 값≥1.2, 보다 바람직하게는 평균 r 값≥1.3 의 고 r 값을 갖고, 또한 신장 플랜지성의 평가 지표인 구멍 확장률 (이하, λ) 이 80 ％ 이상을 갖는 고강도 강판이 요구되고 있다.

고 r 값을 가지면서 고강도화하는 수법으로서, 예를 들어, 특허문헌 1 에 극저 탄소 강판에 있어서, 강 중에 고용되는 탄소나 질소를 고착시키는 Ti 나 Nb 를 첨가하고, IF (Interstitial atom free) 화한 강을 베이스로, Si, Mn, P 등의 고용 강화 원소를 첨가하는 방법이 개시되어 있다.

그러나, 이와 같은 극저 탄소강을 소재로 하여 고용 강화 원소를 첨가하는 기술에서는, 인장 강도가 440 ㎫ 이상인 고강도 강판을 제조하고자 하면, 합금 원소의 첨가량이 많아져, 예를 들어 Si 의 첨가량이 많아지면, 연속 어닐링 중에 표면에 농화되어, 분위기 중에 존재하는 미량의 수증기와 반응하여, 표면에서 Si 계의 산화물을 형성하고, 도금의 젖음성을 나쁘게 하여, 도금 불균일의 발생을 초래하여, 도금 품질이 현저하게 열화된다. 또, P 의 첨가량이 많아지면, P 가 입계에 편석되어 내 (耐) 2 차 가공 취성을 열화시키고, Mn 의 첨가량이 많아지면 r 값이 저하되어, 고강도화를 도모할수록 r 값이 저하되는 문제가 있다.

강판을 고강도화하는 방법으로서, 전술한 바와 같은 고용 강화법 이외에 조직 강화법이 있다. 연질인 페라이트와 경질인 마텐자이트로 이루어지는 복합 조직 강판은, 일반적으로 연성이 양호하고 우수한 강도-연성 밸런스를 갖고, 또한 항복 강도가 낮다는 특징을 가지고 있다. 이 때문에, 프레스 성형성은 비교적 양호하다. 그러나, r 값이 낮고 딥드로잉성이 열등하다. 이것은, 마텐자이트의 형성에 필수인 고용 C 가, 고 r 값화에 유효한 {111} 재결정 집합 조직의 형성을 저해하기 때문인 것으로 알려져 있다.

이와 같은 복합 조직 강판의 r 값을 개선하는 기술로서, 예를 들어, 특허문헌 2 에는, 냉간 압연 후, 재결정 온도∼Ac₃ 변태점의 온도에서 상자 어닐링을 실시하고, 그 후, 복합 조직으로 하기 위해 700∼800 ℃ 로 가열한 후, 퀀칭 템퍼링을 실시하는 방법이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 3 에는, 소정의 C 량을 함유하고, 조직 중에 베이나이트, 마텐자이트, 오스테나이트 중, 1 종 이상을 체적률로 합계 3 ％ 이상 갖는 평균 r 값이 1.3 이상인 고강도 강판이 개시되어 있다.

그러나, 특허문헌 2, 3 에 기재된 기술은 모두 Al 과 N 의 클러스터나 석출물을 형성시킴으로써 집합 조직을 발달시켜 r 값을 높이는 어닐링과 조직을 만들어 넣기 위한 열처리를 각각 필요로 하고 있고, 또 어닐링 공정에서는, 상자 어닐링을 기본으로 하여, 그 유지 시간이 1 시간 이상이라는 장시간 유지를 필요로 하고 있다. 따라서, 상자 어닐링이 필요해지므로, 연속 어닐링에 비해 처리 시간이 길고, 공정 수가 증가하기 때문에, 효율이나 생산성이 매우 뒤떨어져, 제조 비용의 관점에서 경제성이 뒤떨어질 뿐만 아니라, 강판 간의 밀착의 다발, 테이퍼 컬러의 발생 및 노체 (爐體) 이너 커버의 수명 저하 등 제조 공정상 많은 문제가 있다.

또, 특허문헌 4 에는, C 함유량과의 관계에서 V 함유량의 적정화를 도모함으로써 복합 조직 강판의 r 값을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 이것은, 재결정 어닐링 전에는 강 중의 C 를 V 계 탄화물로서 석출시켜 고용 C 량을 최대한 저감시켜 고 r 값화를 도모하고, 계속해서, α-γ 의 2 상역에서 가열함으로써, V 계 탄화물을 용해시켜 γ 중에 C 를 농화시키고, 그 후의 냉각 과정에서 마텐자이트를 생성시켜, 복합 조직 강판을 제조하는 것이다.

그러나, 2 상역 어닐링 중에 V 계 탄화물을 용해시키는 방법에서는, 용해 속도의 편차에 의한 재질 변동이 우려되기 때문에, 어닐링 온도나 어닐링 시간에 대해, 고정밀도의 관리가 필요해져, 실기 제조에서의 안정성에 과제가 있다.

또, 특허문헌 5 에는, 질량％ 로, C 함유량이 0.010∼0.050 ％ 의 범위에 있어서, Nb 함유량과 C 함유량이 0.2≤(Nb/93)/(C/12)≤0.7 이 되도록 제어함으로써, 고 r 값화와 복합 조직화를 양립시키는 기술이 개시되어 있다. 또, Nb 함유량과 Ti 함유량을 0.2≤{(Nb/93)＋(Ti/48)}/(C/12)≤0.7 이 되도록 복합 첨가하는 기술도 개시되어 있다. 이들은, 열연판의 단계에서, 어닐링 후에 마텐자이트 형성에 필요한 고용 C 를 잔존시킴과 함께, Nb 첨가에 의한 열연판 조직의 미세화 효과와 NbC 의 석출에 의한 고용 C 량 저감 효과에 의해, 고 r 값화를 도모하는 것이다.

또한 복합 조직 강판의 r 값과 λ 값을 개선하는 기술로서, 특허문헌 6 에, 질량％ 로, C 함유량이 0.010∼0.050 ％ 의 범위에 있어서, Nb 함유량과 C 함유량이 0.2≤(Nb/93)/(C/12)≤0.7 이 되도록 제어하고, 또한 페라이트상의 경도에 대한 제 2 상의 경도의 비가 1.5∼3.0 의 범위가 되도록 제어함으로써, 고 r 값화와 고 λ 화를 양립시키는 기술이 개시되어 있다.

그러나, 특허문헌 5, 6 에 기재된 기술은 모두, Nb 첨가에 의한 열연판 조직의 미세화 효과와 NbC 의 석출에 의한 고용 C 량 저감 효과에 의해, 고 r 값화를 도모하는 기술이고, Nb 는 매우 고비용일 뿐만 아니라, Nb 는 오스테나이트의 재결정을 현저하게 지연시키기 때문에, 열간 압연시의 부하가 높다는 과제가 있다. 또한 열연판 중에 석출된 NbC 는, 냉간 압연시의 변형 저항을 높게 하기 위해, 예를 들어, 실시예에 개시되어 있는 바와 같은 압하율 65 ％ 에서의 냉간 압연은, 롤 에 대한 부하를 크게 하여 트러블 발생의 위험성을 증대시킴과 함께, 생산성의 저하, 제조 가능한 제품 폭의 제약 등도 문제가 된다.

일본 특허공보 소57-57945호 일본 특허공보 소55-10650호 일본 공개특허공보 2003-64444호 일본 공개특허공보 2002-226941호 일본 공개특허공보 2005-120467호 일본 특허 제4501699호

딥드로잉성이 우수한 연 강판을 고강도화하는 데에 있어서, 종래 검토되어 온 고용 강화에 의한 고강도화의 방법에는, 다량의 합금 원소의 첨가가 필요하고, 이것은 비용, 도금 품질에 과제가 있고, 또 r 값 향상 그 자체에도 과제를 가지고 있는 것이었다. 또, 조직 강화를 활용한 방법에서는, 2 회 어닐링법이나 고속 냉각 설비를 필요로 하기 때문에, 제조 공정상의 문제가 있고, VC 를 활용한 방법도 개시되어 있지만, VC 의 용해 속도의 편차에 의한 재질 변동이 우려되어, 어닐링 온도나 어닐링 시간에 대해, 고정밀도의 관리가 필요해지고, 실기 제조에 있어서의 안정성에 과제를 가지고 있는 것이었다. 또한 Nb 첨가에 의한 열연판 조직의 미세화 효과와 NbC 의 석출에 의한 고용 C 량 저감 효과에 의한 고 r 값화를 도모하는 기술이 개시되어 있지만, Nb 는 매우 고비용일 뿐만 아니라, 오스테나이트의 재결정을 현저하게 지연시키기 때문에, 열간 압연시의 부하가 높고, 또한 열연판 중에 석출된 NbC 는, 냉간 압연시의 변형 저항을 높게 하기 때문에, 안정적인 실기 제조를 곤란하게 하는 것이었다.

본 발명은, 이와 같은 종래 기술의 과제를 해결하고, TS≥440 ㎫ 이고, 또한 평균 r 값≥1.2, λ≥80 ％ 를 갖는 딥드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제안하는 것을 목적으로 하거나, 혹은 TS≥500 ㎫, 혹은 더욱 TS≥590 ㎫ 라는 고강도여도 평균 r 값≥1.2, λ≥80 ％ 라는 고 r 값, 고 λ 값을 갖는 딥드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명에서는, 상기와 같은 과제를 해결하기 위하여 예의 연구를 진행시켜, 과잉의 합금 원소의 첨가나 특수한 설비를 사용하지 않고, 0.010∼0.06 ％ 의 C 함유량의 범위에서, 이 C 함유량과의 관계에서 Nb 함유량을 규제하고, 또한 Nb 나 Ti 로 고정되지 않는 C 량 (고용 C 량) 을 후기하는 관계식을 만족하는 범위로 제어함으로써, TS≥440 ㎫ 이고, 평균 r 값이 1.2 이상, λ 가 80 ％ 이상이고 딥드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수하고, 또한 페라이트와 마텐자이트를 함유하는 강 조직을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻는 것에 성공하였다.

본 발명의 요지를 이하에 나타낸다.

[1] 질량％ 로, C : 0.010 ％ 이상 0.06 ％ 이하, Si : 0.5 ％ 초과 1.5 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하, P : 0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, sol.Al : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하, Nb : 0.010 ％ 이상 0.090 ％ 이하, Ti : 0.015 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 또한 강 중의 Nb 및 C 의 함유량 (질량％) 이 (Nb/93)/(C/12)＜0.20 의 관계를 만족시키고, 또한 하기 식 (1) 로 나타내는 C^* 가 0.005≤C^*≤0.025 를 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가짐과 함께, 면적률로 70 ％ 이상의 페라이트와 면적률로 3 ％ 이상의 마텐자이트를 갖고, 평균 r 값이 1.2 이상, 구멍 확장률 (λ) 이 80 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

C^*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N}…(1)

식 중, C, Nb, Ti, N 은, 각각 강 중의 C, Nb, Ti, N 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다. 단, Ti-(48/14)N≤0 의 경우에는, Ti-(48/14)N=0 으로 한다.

[2] 상기 조성에 더하여, 질량％ 로, 추가로 Mo, Cr, V 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.5 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] 에 기재된 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[3] 상기 조성에 더하여, 질량％ 로, 추가로 Cu : 0.3 ％ 이하, Ni : 0.3 ％ 이하의 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[4] 상기 조성에 더하여, 질량％ 로, 추가로 Sn : 0.2 ％ 이하, Sb : 0.2 ％ 이하의 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[5] 상기 조성에 더하여, 질량％ 로, 추가로 Ta : 0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하를 함유하고, 추가로 상기 식 (1) 대신에, 하기 식 (2) 로 나타내는 C^* 가 0.005≤C^*≤ 0.025 의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 상기 [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

　C^*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N}…(2)

식 중, C, Nb, Ta, Ti, N 은 각각 강 중의 C, Nb, Ta, Ti, N 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다. 단, Ti-(48/14)N≤0 의 경우에는, Ti-(48/14)N=0 으로 한다.

[6] 상기 [1] ∼[5] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강을, 열간 압연, 냉간 압연한 후, 700∼800 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/s 미만의 평균 가열 속도로 가열하고, 800 ℃∼950 ℃ 의 어닐링 온도에서 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 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[7] 열간 압연 후, 3 초 이내에 냉각을 개시하여, 40 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 650 ℃ 까지 냉각시키고, 그 후, 500∼650 ℃ 의 권취 온도에서 권취하고, 50 ％ 이상의 압연율로 냉간 압연하는 것을 특징으로 하는 상기 [6] 에 기재된 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, C 함유량이 0.010∼0.06 ％ 의 범위에 있어서, Nb 함유량과 C 함유량을 후기하는 관계식을 만족하도록 규제하고, 또한 Nb 나 Ti 로 고정되지 않는 C 량 (고용 C 량) 을 상기하는 관계식을 만족하는 범위로 제어함으로써, {111} 재결정 집합 조직을 발달시켜 평균 r 값≥1.2 를 확보하여 양호한 딥드로잉성을 가짐과 함께, Si 첨가에 의한 페라이트 모상의 고강도화에 의한 제 2 상과의 경도 차를 저감시켜, 구멍 확장률 (λ)≥80 ％ 를 확보하여 양호한 신장 플랜지성을 갖고, 페라이트와 마텐자이트를 함유하는 강 조직으로 함으로써, TS 440 ㎫ 이상의 고강도화를 달성할 수 있다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

먼저, 강의 성분 조성에 대해 설명한다. 또한, 성분의 양을 나타내는 ％ 는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미한다.

C：0.010 ％ 이상 0.06 ％ 이하

C 는 마텐자이트를 형성하여, 강도 상승에 기여하는 원소이다. C 량이 0.010 ％ 미만에서는 마텐자이트의 형성이 곤란해져, 원하는 마텐자이트의 면적률을 확보할 수 없어, 440 ㎫ 이상의 강도가 얻어지지 않게 된다. 한편, C 량이 0.06 ％ 를 초과하면, 마텐자이트의 면적률이 필요 이상으로 증가하여 페라이트의 면적률이 저하되어, 양호한 r 값 (r 값≥1.2), λ 값 (λ≥80 ％) 이 얻어지지 않게 된다. 따라서, C 량은 0.010 ％ 이상 0.06 ％ 이하로 한다.

Si：0.5 ％ 초과 1.5 ％ 이하

Si 는, 페라이트 변태를 촉진시키고, 미변태 오스테나이트 중의 C 량을 상승시켜, 페라이트와 마텐자이트의 복합 조직을 형성시키기 쉽게 하는 것 외에, 고용 강화의 효과를 갖고, 고강도화에 유효한 원소이다. 또, 페라이트상을 경화시켜, 마텐자이트상과의 경도 차를 저감시켜, 고 λ 화에 유효하다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 0.5 ％ 초과 함유시킬 필요가 있고, 바람직하게는 0.8 ％ 이상, 보다 바람직하게는 1.0 ％ 초과 함유시킨다. 한편, Si 는 1.5 ％ 를 초과하여 함유시키면, 열연시에 적 (赤) 스케일이 발생하여 도금 후의 표면 외관을 악화시키고, 또 용융 아연 도금을 실시할 때에 도금의 젖음성을 나쁘게 하여 도금 불균일의 발생을 초래하여, 도금 품질이 열화되므로, Si 는 1.5 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.3 ％ 이하로 한다.

Mn：1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하

Mn 은 마텐자이트의 생성에 유효한 원소이고, 담금질성을 향상시켜, 마텐자이트를 안정적으로 생성시킨다. Mn 량이 1.0 ％ 미만에서는 마텐자이트의 형성이 곤란해져, 소정의 마텐자이트의 면적률을 확보할 수 없어, 440 ㎫ 이상의 강도가 얻어지지 않게 되는 경우가 있다. 따라서, 강도 확보의 관점에서 1.0 ％ 이상 첨가하고, 바람직하게는 1.2 ％ 이상, 보다 바람직하게는 1.5 ％ 이상으로 한다. 한편, 3.0 ％ 를 초과하여 Mn 을 첨가하면, 비용의 증가를 초래할 뿐만 아니라, r 값 및 용접성을 열화시킨다. 따라서, Mn 함유량은 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.2 ％ 이상 3.0 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하로 한다.

P：0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하

P 는 고용 강화 원소이고, 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, P 함유량이 0.005 ％ 미만에서는, 그 효과가 나타나지 않을 뿐만 아니라, 제강 공정에 있어서 탈인 (脫燐) 비용의 상승을 초래한다. 따라서, P 량은 0.005 ％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.01 ％ 이상으로 한다. 한편, P 량이 0.1 ％ 를 초과하면, P 가 입계에 편석되어, 내 2 차 가공 취성 및 용접성을 열화시킨다. 또, 용융 아연 도금 강판의 경우, 용융 아연 도금 후의 합금화 처리시에, 도금층과 강판의 계면에 있어서의 강판으로부터 도금층에 대한 Fe 의 확산이 억제되어, 합금화 처리성이 열화된다. 그 때문에, 고온에서의 합금화 처리가 필요해져, 얻어지는 도금층은 파우더링, 치핑 등의 도금 박리가 잘 발생하는 것이 된다. 따라서, P 량의 상한은 0.1 ％ 로 하고, 바람직하게는 0.06 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.035 ％ 미만으로 한다.

S： 0.01 ％ 이하

S 는 열간 가공성을 저하시키고, 슬래브의 열간 균열 감수성을 높이며, 또한 강 중에 MnS 로서 존재하여, 강판의 가공성을 열화시킨다. 따라서, S 량은 0.01 ％ 이하로 한다.

sol.Al：0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하

Al 은 고용 강화 원소이고, 고강도화에 유효한 원소이다. 또한 Al 은 탈산 원소로서 강 중의 개재물을 감소시키는 작용을 가지고 있다. 그러나, sol.Al 량이 0.005 ％ 미만에서는 상기 서술한 작용이 안정적으로 얻어지지 않기 때문에, 0.005 ％ 이상으로 한다. 한편, sol.Al 량이 0.5 ％ 를 초과하면, 비용의 증가를 초래하고, 또한 표면 결함을 유발하므로, sol.Al 량의 상한을 0.5 ％ 로 하고, 바람직하게는 0.1 ％ 로 한다.

N：0.01 ％ 이하

N 은, 함유량은 낮은 편이 바람직하다. 0.01 ％ 초과에서는 과잉의 질화물의 생성에 의해, 연성, 인성 및 표면 성상이 열화된다. 따라서, N 량은 0.01 ％ 이하로 한다.

Nb：0.010 ％ 이상 0.090 ％ 이하

Nb 는 본 발명에 있어서 중요한 원소의 하나이다. Nb 는 열연판 조직을 미세화하는 작용을 가짐과 함께, 열연판 중에 NbC 로서 석출됨으로써 강 중의 C 를 고정시키는 작용을 갖고, 이들 작용에 의해 고 r 값화에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 발현하기 위하여, 본 발명에서는 Nb 함유량을 0.010 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.090 ％ 를 초과하는 과잉의 Nb 의 함유는 비용의 증가를 초래함과 함께, 열간 압연시의 부하를 증대시키고, 또 냉간 압연시의 변형 저항을 높게 하여, 안정적인 실기 제조를 곤란하게 하는 경우가 있다. 또, 후술하는 바와 같이, 본 발명에 있어서는 어닐링 후의 냉각 공정에 있어서 마텐자이트를 형성시키기 위한 고용 C 를 필요로 하지만, Nb 를 0.090 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유시키면, 강 중의 C 를 모두 NbC 로서 고정시켜, 마텐자이트의 형성을 방해하게 된다. 따라서, Nb 함유량은 0.010 ％ 이상 0.090 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.010 ％ 이상 0.075 ％ 이하로 한다.

Ti：0.015 ％ 이상 0.15 ％ 이하

Ti 는 본 발명에 있어서 중요한 원소의 하나이다. Ti 는 Nb 와 동일하게, 열연판 중에 탄화물 (TiC) 로서 석출됨으로써 C 를 고정시키는 작용을 갖고, 이들 작용에 의해 고 r 값화에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 발현하기 위하여, 본 발명에서는 Ti 함유량을 0.015 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.15 ％ 를 초과하는 과잉의 Ti 는 비용의 증가를 초래함과 함께, Nb 의 경우와 동일하게, 냉간 압연시의 변형 저항을 높게 하기 때문에, 안정적인 실기 제조를 곤란하게 하는 경우가 있다. 또, 0.15 ％ 를 초과하는 과잉의 Ti 의 함유는 Nb 와 동일하게, 어닐링 후의 냉각 공정에 있어서의 마텐자이트의 형성을 방해할 가능성이 있다. 따라서, Ti 함유량은 0.015 ％ 이상 0.15 ％ 이하로 한다.

(Nb/93)/(C/12)＜0.20 또한 0.005≤C^*≤0.025

C^* 는 하기 식 (1) 로 나타낸다 (단, Ta 첨가 강은, C^* 는 후기 식 (2) 로 나타낸다).

C^*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N}…(1)

C, Nb, Ti, N 은, 각각 강 중의 C, Nb, Ti, N 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다. C^* 는 Nb 나 Ti 로 고정되지 않는 C 량 (고용 C 량) 을 나타낸다. 또한, Ti-(48/14)N≤0 의 경우에는, Ti-(48/14)N=0 으로 한다.

(Nb/93)/(C/12) 및 C^* 는, 본 발명에 있어서 가장 중요한 지표이다. Nb 는 Ti 에 비해 매우 고가이고, 또한 열간 압연시의 압연 부하를 현저하게 증가시켜, 제조 안정성을 저하시킬 가능성이 있다. 또, 전술한 바와 같이 어닐링 후의 냉각 과정에서 마텐자이트를 형성시키기 위해서는, Nb 나 Ti 로 고정되지 않는 C 량, 즉 고용 C (C^*) 가 필요하다. 이 때문에, 비용, 제조 안정성, 강판 조직 및 강판 특성의 관점에서, (Nb/93)/(C/12) 및 C^* 를 적정하게 제어할 필요가 있다.

(Nb/93)/(C/12) 가 0.20 이상에서는, 고가의 Nb 의 비율이 높고, 비용이 높은 것에 더하여, 열간 압연시의 부하가 증대된다. 따라서, (Nb/93)/(C/12) 는 0.20 미만으로 한다. 또, C^* 가 0.005 미만에서는 소정의 마텐자이트량을 확보할 수 없어, 440 ㎫ 이상의 강도를 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, C^* 는 0.005 이상으로 한다. 한편, C^* 가 0.025 를 초과하면, 고 r 값화에 유효한 페라이트의 {111} 재결정 집합 조직의 형성을 저해하여, 양호한 딥드로잉성이 얻어지지 않게 될 뿐만 아니라, 마텐자이트의 면적률의 증가에 의해 λ 가 저하되어, 양호한 신장 플랜지성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, C^* 는 0.005 이상 0.025 이하로 한다. 또한 평균 r 값：1.3 이상을 달성하기 위해서는, C^* 를 0.020 이하로 하는 것이 바람직하고, 평균 r 값：1.4 이상을 달성하기 위해서는 C^* 를 0.017 미만으로 하는 것이 바람직하다.

이상이 본 발명의 강판의 기본 조성이지만, 기본 조성에 더하여 추가로 Mo, Cr, V 중 1 종 또는 2 종 이상 및/또는 Cu, Ni 의 1 종 또는 2 종 및/또는 Sn, Sb 의 1 종 또는 2 종 및/또는 Ta 를, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다.

Mo, Cr, V 중의 1 종 또는 2 종 이상의 합계：0.5 ％ 이하

Mo, Cr, V 는 Mn 과 동일하게 퀀칭성을 높여, 마텐자이트를 안정적으로 생성시키는 데에 있어서 유효하게 작용한다. 이와 같은 효과는 합계로 0.1 ％ 이상의 함유에서 현저해진다. 한편, 이들 원소의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.5 ％ 를 초과하여 첨가해도, 그 효과가 포화되어, 비용의 상승을 초래하는 점에서, 이들 원소의 1 종 또는 2 종 이상의 합계 첨가량을 0.5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cu：0.3 ％ 이하, Ni：0.3 ％ 이하의 1 종 또는 2 종

Cu 는 스크랩 등을 적극적으로 활용할 때에 혼입되는 원소이다. 본 발명에 있어서는, Cu 의 혼입을 허용함으로써, 원료에 리사이클 자원을 활용하여, 제조 비용을 삭감할 수 있다. 또한, 본 발명의 강판에서는, 재질에 미치는 Cu 의 영향은 작지만, 과잉으로 혼입되면 강판의 표면 흠집의 원인이 되므로 Cu 함유량은 0.3 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ni 도 강판의 재질에 대한 영향은 작지만, Cu 를 첨가하는 경우에 강판의 표면 흠집을 저감시키는 데에 있어서 유효하게 작용한다. 이 효과는 Cu 함유량의 1/2 의 Ni 를 함유함으로써 현저하게 발생하기 때문에, Ni 를 첨가하는 경우, Ni 량의 하한은 Cu 량의 1/2 로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Ni 는 과잉으로 첨가하면 스케일의 불균일성에서 기인한 강판의 표면 결함을 조장하므로, Ni 량은 0.3 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Sn：0.2 ％ 이하, Sb：0.2 ％ 이하의 1 종 또는 2 종

Sn 은 강판 표면의 질화, 산화, 혹은 산화에 의해 발생하는 강판 표층의 수십 미크론 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서 첨가할 수 있다. 이로써, 피로 특성, 내시효성이 개선된다. 질화나 산화를 억제하는 관점에서, Sn 함유량은 0.005 ％ 이상 하는 것이 바람직하고, 0.2 ％ 를 초과하면 인성의 열화를 초래하므로, Sn 함유량은 0.2 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Sb 도 Sn 과 동일하게 강판 표면의 질화, 산화, 혹은 산화에 의해 발생하는 강판 표층의 수십 미크론 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서 첨가할 수 있다. 이와 같은 질화나 산화를 억제함으로써 강판 표면에 있어서 마텐자이트의 생성량이 감소되는 것을 방지하고, 피로 특성이나 내시효성을 개선시킨다. 질화나 산화를 억제하는 관점에서, Sb 함유량은 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.2 ％ 를 초과하면 인성의 열화를 초래하므로, Sb 함유량은 0.2 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ta：0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하

Ta 는 Nb 나 Ti 와 동일하게, 열연판 중에 탄화물 (TaC) 로서 석출되어, 고 r 값화에 기여하는 원소이다. 이와 같은 관점에서 Ta 를 0.005 ％ 이상 첨가해도 된다. 한편, 0.1 ％ 를 초과하는 과잉의 Ta 첨가는, 비용의 증가를 초래할 뿐만 아니라, Nb, Ti 와 동일하게, 어닐링 후의 냉각 과정에 있어서의 마텐자이트의 형성을 방해할 가능성이 있고, 또한 열연판 중에 석출된 TaC 는, 냉간 압연시의 변형 저항을 높게 하여, 안정적인 실기 제조를 곤란하게 하는 경우가 있기 때문에, Ta 함유량의 상한을 0.1 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

또, Ta 를 상기의 범위에서 함유하는 경우, 0.005≤C^*≤0.025 를 만족하도록, C, Nb, Ta, Ti, N 의 함유량을 조정한다. 여기서, C^* 는 하기 식 (2) 로 나타낸다.

C^*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N}…(2)

C, Nb, Ta, Ti, N 은 각각 강 중의 C, Nb, Ta, Ti, N 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다. 단, Ti-(48/14)N≤0 의 경우에는, Ti-(48/14)N=0 으로 한다.

C^*(=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N}) 이 0.005 미만에서는 소정의 마텐자이트의 면적률이 얻어지지 않아, 440 ㎫ 이상의 강도가 얻어지지 않는다. 이 때문에, C^* 를 0.005 이상으로 한다. 한편, C^* 가 0.025 를 초과하면, 고 r 값화에 유효한 페라이트상의 {111} 재결정 집합 조직의 형성을 저해하여, 양호한 r 값 (평균 r 값：1.2 이상) 이 잘 얻어지지 않게 될 가능성이 있다.

이 때문에, C^* 를 0.025 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 평균 r 값：1.3 이상을 안정적으로 얻기 위해서는, C^* 를 0.020 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 평균 r 값：1.4 이상을 얻기 위해서는, C^* 를 0.017 미만으로 하는 것이 보다 바람직하다.

본 발명의 강판에 있어서, 상기 이외의 성분은, Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 불가피적 불순물로는, 예를 들어, 산소 (O) 를 들 수 있고, 산소 (O) 는 비금속 개재물을 형성하여 품질에 악영향을 미치기 때문에, 그 함유량은 0.003 ％ 이하로 저감시키는 것이 바람직하다.

다음으로 본 발명의 강판 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.

본 발명의 강판 조직은 면적률로 70 ％ 이상의 페라이트와 면적률로 3 ％ 이상의 마텐자이트를 함유하는 조직을 갖는다. 본 발명에서는, 강판의 강도와 프레스 성형성 (특히 딥드로잉성) 의 양립을 도모하는 데에 있어서, 페라이트 및 마텐자이트의 각각의 면적률을 한정한다.

페라이트：면적률로 70 ％ 이상

페라이트는 강판의 프레스 성형성, 특히 딥드로잉성을 확보하기 위한 연질상이며, 본 발명에 있어서는, 페라이트의 {111} 재결정 집합 조직을 발달시킴으로써 고 r 값화를 도모하고 있다. 페라이트의 면적률이 70 ％ 미만에서는, 평균 r 값：1.2 이상을 달성하는 것이 곤란해져, 양호한 딥드로잉성을 확보할 수 없어, 프레스 성형성이 저하된다. 따라서, 페라이트의 면적률은 70 ％ 이상으로 한다. 또한, 평균 r 값의 추가적인 향상을 도모하는 데에 있어서는, 페라이트의 면적률은 75 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 80 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 페라이트의 면적률이 97 ％ 를 초과하면, 강판 강도가 저하되어, 440 ㎫ 이상의 강도를 확보하는 것이 곤란해지는 경우가 있다.

또한, 「페라이트」란, 폴리고날페라이트 외에, 오스테나이트로부터 변태된 전위 밀도가 높은 베이나이틱 페라이트를 함유한다.

마텐자이트：면적률로 3 ％ 이상

마텐자이트는, 강판의 강도를 확보하기 위한 경질상이다. 마텐자이트의 면적률이 3 ％ 미만에서는, 강판의 강도가 저하되어, 440 ㎫ 이상의 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 마텐자이트의 면적률은 3 ％ 이상으로 한다. 강판의 추가적인 고강도화를 도모하는 데에 있어서는, 마텐자이트의 면적률을 5 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 마텐자이트의 면적률이 30 ％ 를 초과하면, r 값을 향상시키는 페라이트의 면적률이 저하되어, 양호한 딥드로잉성을 확보하는 것이 곤란해진다. 또, 경질인 마텐자이트상의 증가에 수반하여 페라이트상과의 계면이 증대되어, 타발시의 보이드 생성이 현저해지고, 신장 플랜지성이 저하되며, 프레스 성형성의 저하가 우려된다. 이 때문에, 마텐자이트의 면적률은 30 ％ 이하로 하는 것이 필요하고, 20 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 강판에 있어서, 페라이트와 마텐자이트 이외의 조직으로는, 펄라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 불가피적인 탄화물 등을 들 수 있고, 이들은 면적률 (합계) 로 5 ％ 이하이면 함유되어도 된다.

다음으로 본 발명의 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 강판은, 상기한 성분 조성의 용강을 용제하여 강 소재로 하고, 그 강 소재에 열간 압연을 실시하여, 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과, 그 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과, 그 냉연 강판에 어닐링 처리, 아연 도금 처리를 실시하는 어닐링·아연 도금 공정을 순차 실시하여 제조된다.

본 발명에 있어서, 강 소재의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로 (轉爐), 전기로 등 공지된 용제 방법을 채용할 수 있다. 또, 용제 후, 편석 등의 관점에서 연속 주조법에 의해 강 슬래브로 하는 것이 바람직하지만, 조괴-분괴 압연법, 박슬래브 연속 주조법 등 공지된 주조 방법으로 강 슬래브로 해도 된다. 또한, 주조 후에 강 슬래브를 열간 압연할 때에, 가열로에서 슬래브를 재가열한 후에 압연해도 되고, 소정 온도 이상의 온도를 유지하고 있는 경우에는, 강 슬래브를 가열하지 않고 직송 압연해도 된다.

(열간 압연 공정)

열간 압연 공정에서는, 강 소재를 가열하여, 조 (粗) 압연 및 마무리 압연을 실시한다. 본 발명에서는, 강 소재의 가열 조건, 조압연 조건, 마무리 압연 조건에 대해서는 특별히 한정할 필요는 없지만, 강 소재를 가열하는 경우, 가열 온도는 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하, 마무리 압연 종료 온도는 Ar₃ 변태점 이상 1000 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

권취 온도는 한정되지 않지만, 500∼700 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 700 ℃ 를 초과하면 결정립이 조대화되어, 강도 저하가 우려됨과 함께 냉연 어닐링 후의 고 r 값화를 방해할 가능성이 있기 때문이다. 또 권취 온도가 500 ℃ 미만이 되면, NbC 나 TiC 의 석출이 곤란해져, 고 r 값화에 불리해질 가능성이 있기 때문이다.

또, 열연판의 결정 입경 미세화에 의한 r 값 향상을 도모하는 데에 있어서는, 마무리 압연 종료 후, 3 초 이내에 냉각을 개시하고, 40 ℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 650 ℃ 까지 냉각시켜, 500∼650 ℃ 의 권취 온도에서 권취하는 것이 보다 바람직하다.

본 발명에 있어서는, 상기한 성분 조성을 만족하도록 조정함으로써, 열연판 단계에서의 C^* 를 0.005∼0.025 의 범위로 조정할 수 있고, 이로써 고 r 값화와 복합 조직화에 의한 고강도화의 양립이 가능해진다. 또한 (Nb/93)/(C/12) 를 0.20 미만으로 조정함으로써, 강 중에 Nb 를 함유시키는 것에 따른 고비용화나 생산성의 저하를 대폭 억제할 수 있다. 즉, 열간 압연 부하를 증대시키는 고가의 Nb 를 최대한 저감시키고, Ti 를 적극적으로 활용하여, C^* 를 제어함으로써, 저렴하고 또한 제조성이 우수한 고 r 값의 고강도 강판이 얻어진다.

(냉간 압연 공정)

냉간 압연 공정은 통상적인 방법에 따라 실시하면 되고, 열연판을 산세 후, 50 ％ 이상의 압연율로 냉간 압연하는 것이 바람직하다. 고 r 값화를 도모하는 데에 있어서는 냉간 압연의 압연율을 높이는 것이 유효하다. 압연율이 50 ％ 미만에서는 페라이트의 {111} 재결정 집합 조직이 충분히 발달하지 않아, 우수한 딥드로잉성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 그 때문에, 냉간 압연의 압연율은 50 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 압연율이 90 ％ 를 초과하면 냉간 압연시의 롤에 대한 부하가 증대되고, 이것에 수반하여 통판 트러블 발생률이 높아질 것이 우려되므로 냉간 압연의 압연율은 90 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(어닐링·아연 도금 공정)

어닐링 공정에서는, 냉연 강판에 700∼800 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃／s 미만의 평균 가열 속도로 가열하고, 800∼950 ℃ 의 어닐링 온도에서 어닐링되어, 상기 어닐링 온도로부터 3∼15 ℃／s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 아연 도금욕에 침지시켜 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 용융 아연 도금 처리 후 5∼100 ℃／s 의 평균 냉각 속도로 냉각시킨다. 용융 아연 도금 처리 후 추가로 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 합금화 처리 후, 5∼100 ℃／s 의 평균 냉각 속도로 냉각시킨다.

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 고온으로 되어 있다. 이 때문에, 냉연 강판을 어닐링 온도까지 가열할 때에는, 재결정을 촉진시켜 고 r 값에 유효한 {111} 재결정 집합 조직을 발달시키는 관점에서, 700∼800 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃／s 미만의 평균 가열 속도로 가열한다.

이 평균 가열 속도가 3 ℃／s 이상에서는, {111} 재결정 집합 조직의 발달이 불충분해져, 고 r 값화가 곤란해지는 경우가 있다. 또한, 생산 효율의 관점에서, 상기 평균 가열 속도는 0.5 ℃／s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

어닐링 온도：800∼950 ℃

강판 조직을 원하는 면적률의 페라이트와 마텐자이트를 함유하는 복합 조직으로 하기 위해서, 어닐링 공정에서는 페라이트-오스테나이트의 2 상역으로 가열한다. 이 때문에, 본 발명에 있어서는 어닐링 온도를 800 ℃ 이상으로 한다. 어닐링 온도가 800 ℃ 미만에서는, 어닐링 냉각 후에 원하는 마텐자이트량이 얻어지지 않는 데다가, 어닐링 공정에 있어서 재결정이 완료되지 않기 때문에, 페라이트의 {111} 재결정 집합 조직이 충분히 발달하지 않아, 평균 r 값：1.2 이상의 고 r 값화를 도모할 수 없다. 한편, 어닐링 온도가 950 ℃ 를 초과하면, 그 후의 냉각 조건에 따라서는, 제 2 상 (마텐자이트, 펄라이트, 베이나이트) 이 필요 이상으로 증가하기 때문에, 원하는 면적률의 페라이트가 얻어지지 않아, 양호한 r 값이 얻어지지 않는 경우가 있고, 생산성의 저하나 에너지 비용의 증가를 초래하므로 바람직하지 않다. 따라서, 어닐링 온도는 800∼950 ℃ 로 하고, 바람직하게는 820∼880 ℃ 로 한다.

어닐링 시간은, 오스테나이트에 대한 C 등의 합금 원소의 농화를 충분히 진행시키는 관점, 및 페라이트의 {111} 재결정 집합 조직의 발달을 촉진시키는 관점에서, 15 s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 어닐링 시간이 300 s 를 초과하면, 결정립이 조대화되어, 강도의 저하나 강판 표면 성상의 열화 등, 강판의 모든 특성에 악영향을 미치는 경우가 있다. 또, 연속 용융 아연 도금 라인의 라인 속도를 극단적으로 늦추게 되어, 생산성의 저하로도 연결된다. 따라서, 어닐링 시간은 15∼300 s 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 15∼200 s 이다.

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

상기 어닐링 온도에서 균열 후, 통상 400∼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 생성되고, 소정량의 마텐자이트가 얻어지지 않아, 원하는 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 평균 냉각 속도가 15 ℃／s 초과인 경우, 어닐링 온도로부터의 냉각시에, γ→α 변태에 의한 γ 에 대한 Mn, C 등의 원소의 농화가 불충분해져, 합금화 처리를 실시한 경우에, 펄라이트 등이 생성되기 쉬워지고, 소정량의 마텐자이트가 얻어지지 않아, 원하는 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 어닐링 온도로부터 아연 도금욕까지의 평균 냉각 속도는 3∼15 ℃／s 로 하고, 바람직하게는 5∼15 ℃／s 로 한다.

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 발명 강에서는, 상기와 같이 어닐링 온도로부터 아연 도금욕까지의 냉각 속도를 제어하고 있으므로, 이와 같은 합금화 처리를 실시해도, 펄라이트 등이 다량으로 생성되지 않고, 소정량의 마텐자이트가 얻어져, 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 속도는, 마텐자이트를 안정적으로 얻기 위해서 150 ℃ 이하의 온도까지 5 ℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킨다. 2 차 냉각 속도가 5 ℃／s 미만인 완 (緩) 냉각에서는 400∼500 ℃ 부근에서 펄라이트 혹은 베이나이트가 생성되고, 소정량의 마텐자이트가 얻어지지 않아, 원하는 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 2 차 냉각 속도의 상한에 관해서는, 100 ℃／s 를 초과하면 마텐자이트가 지나치게 딱딱해져, 연성이 저하된다. 따라서, 2 차 냉각 속도는 100 ℃／s 이하가 바람직하다. 이상으로부터, 2 차 냉각 속도는 5∼100 ℃／s 로 하고, 바람직하게는 10∼100 ℃／s 로 한다.

또한, 본 발명에 있어서는, 열처리 후에 형상 교정, 표면 조도 조정의 목적으로 조질 압연 또는 레벨러 가공을 실시하는 것도 가능하다. 또한, 조질 압연을 실시하는 경우, 신장률로 0.3∼1.5 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

실시예 1

이하, 실시예에 의해 본 발명을 더욱 설명한다.

표 1 에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 진공 용해에서 용제, 주조하여, 분괴 압연을 실시하여, 판 두께 30 ㎜ 의 강 슬래브로 하였다. 이들 강 슬래브를 1200 ℃ 로 가열 후, 880 ℃ 의 마무리 압연 온도 (마무리 압연 종료 온도) 에서 열간 압연을 실시하여, 표 2 에 나타내는 조건에서 냉각시킨 후, 600 ℃ 에서 권취하여, 판 두께：4.5 ㎜ 의 열연 강판을 제조하였다. 또한, 열간 압연 공정에 있어서는 마무리 압연 종료 후 3 초 이내에 냉각을 개시하였다. 얻어진 열연 강판에 대해 산세한 후, 압연율 69 ％ 로 냉간 압연을 실시하여, 판 두께 1.4 ㎜ 의 냉연 강판으로 하였다.

이어서, 상기에 의해 얻어진 냉연 강판으로부터 잘라낸 샘플을 적외선 이미지로에서, 표 2 에 나타내는 어닐링 온도, 유지 시간으로 어닐링한 후, 표 2 에 나타내는 조건에서 1 차 냉각시켜, 용융 아연 도금 (도금욕 온도：460 ℃) 을 실시하한 후, 합금화 처리 (520 ℃×20 s) 하여, 150 ℃ 이하의 온도까지 2 차 냉각을 실시하고, 그 후, 신장률 0.5 ％ 의 조질 압연을 실시하였다. 여기서, 도금 처리는 부착량이 편면 50 g/㎡ 가 되도록 조정하고, 합금화 처리는 도금층 중의 Fe％ 를 9∼12 ％ 가 되도록 조정하였다.

이와 같이 하여 얻어진 용융 아연 도금 강판으로부터 샘플을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험 등을 실시하여, 페라이트 및 마텐자이트의 면적률, 인장 특성, 평균 r 값, 그리고 λ 값을 측정하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(i) 조직 관찰

얻어진 용융 아연 도금 강판으로부터 시험편을 채취하여, 시험편의 L 단면 (압연 방향으로 평행한 수직 단면) 에서 판 두께의 1/4 위치를 기계적으로 연마하고, 나이탈로 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 배율：2000 배로 촬영한 조직 사진 (SEM 사진) 을 이용하여, 조직의 종류의 판별, 면적률의 정량화를 실시하였다. 조직 사진에서, 페라이트는 약간 검은 콘트라스트의 영역이고, 탄화물이 라멜라상으로 생성되어 있는 영역을 펄라이트, 탄화물이 점열상으로 생성되어 있는 영역을 베이나이트로 하고, 백색 콘트라스트가 부여되어 있는 입자를 마텐자이트 혹은 잔류 γ 로 하였다. 이와 같이 조직의 종류를 판별함으로써, 관찰 시야 내에 있어서의 페라이트의 면적률을 정량화할 수 있다. 또, 상기의 백색 콘트라스트가 부여되어 있는 입자가 마텐자이트인지, 잔류 γ 인지의 판별에 대해서는, 용융 아연 도금 강판에 대해 250 ℃ 에서 4 hr 의 템퍼링 처리를 실시한 후, 상기와 동일하게 조직 사진을 촬영하여, 그 조직 사진에 있어서, 탄화물이 라멜라상으로 생성되어 있는 영역을 상기 템퍼링 처리 전에 펄라이트였던 영역으로 하고, 탄화물이 점열상으로 생성되어 있는 영역을 상기 템퍼링 처리 전에 베이나이트, 마텐자이트였던 영역으로 하고, 또 백색 콘트라스트 상태로 잔존하고 있는 입자를 잔류 γ 로서 카운트하여 그 면적률을 구하고, 이와 같이 하여 구한 템퍼링 처리 후의 백색 콘트라스트가 부여되어 있는 입자 (잔류 γ) 의 면적률과, 템퍼링 처리 전의 백색 콘트라스트가 부여되어 있는 입자 (마텐자이트 혹은 잔류 γ) 의 면적률의 차를 계산함으로써, 각각의 면적률을 구할 수 있으므로, 이와 같이 하여 마텐자이트의 면적률을 구하였다. 또한, 각각의 상의 면적률은 투명의 OHP 시트에 각 상마다 층 구별하여 색을 부여하고, 화상 취입 후, 2 값화를 실시하여, 화상 해석 소프트 (마이크로소프트사 Digital Image Pro Plus) 로 면적률을 구하였다.

(ⅱ) 인장 시험

얻어진 용융 아연 도금 강판으로부터, 압연 방향에 대해 90°방향 (C 방향)을 인장 방향으로 하는 JIS 5 호 시험편 (JIS Z 2201) 을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS) 및 전체 신장 (EL) 을 측정하였다.

(ⅲ) 평균 소성 변형비

얻어진 용융 아연 도금 강판으로부터, 압연 방향에 대해, 0°방향 (L 방향), 45°방향 (D 방향), 90°방향 (C 방향) 을 각각 인장 방향으로 하는 JIS 5 호 시험편을 채취하고, 이들 시험편에 10 ％ 의 단순 인장 변형을 부여했을 때의 각 시험편의 폭 방향 진 (眞) 변형과 두께 방향 진변형을 측정하여, 이들의 측정값으로부터, JIS Z 2254 의 규정에 준거하여 평균 r 값 (평균 소성 변형비) 을 산출하였다.

(ⅳ) 구멍 확장률 λ

신장 플랜지 성형성은 일본 철강 연맹 규격 JFST1001 에 준거한 구멍 확장 시험에 의해 평가하였다. 즉, 가로세로 100 ㎜×100 ㎜ 사이즈의 샘플에 펀치 직경 10 ㎜ 의 펀치로 타발한 펀치 구멍을 뚫고, 꼭지각 60°의 원추 펀치를 이용하여, 버가 외측이 되도록 하여, 판 두께를 관통하는 균열이 발생할 때까지 구멍 확장 시험을 실시하고, 이 때의 d₀：초기 구멍 직경 (=10 ㎜), d：균열 발생시의 구멍 직경 (㎜) 으로서 하기 식으로부터 구멍 확장률 λ 를 구하였다.

구멍 확장률 λ (％)={(d-d₀)/d₀}×100

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예 (강판 No.3∼13, 15∼19, 22∼28) 는, TS 가 440 ㎫ 이상이고, 또한 평균 r 값이 1.2 이상, λ 가 80 ％ 이상을 갖고, 강도, 딥드로잉성 및 신장 플랜지성을 겸비한 강판으로 되어 있다. 또, C^* 가 0.020 ％ 이하인 본 발명예 (강판 No.3∼13, 15∼18, 22∼27) 는 평균 r 값이 1.3 이상, 또한 C^* 가 0.017 ％ 미만인 본 발명예 (강판 No.3∼10, 15∼17, 22∼26) 는 평균 r 값이 1.4 이상으로 매우 양호한 딥드로잉성을 가지고 있다. 또, C^* 가 0.017 ％ 미만이고, 또한 TS 레벨이 동등 (TS：558∼609 ㎫) 한 본 발명예 (강판 No.5∼10, 15∼17, 23, 24, 26) 에 있어서, Si 함유량이 적합 범위 (1.0 ％ 초과) 인 강판 No.6, 8, 10 은 Si 함유량이 1.0 ％ 이하인 본 발명예 (강판 No.5, 7, 9, 15∼17, 23, 24, 26) 보다 λ 가 높다. 또, C^* 가 0.017∼0.020 ％ 이고, 또한, TS 레벨이 동등 (TS：675∼727 ㎫) 한 본 발명예 (강판 No.11∼13, 18, 27) 에 있어서, Si 함유량이 적합 범위 (1.0 ％ 초과) 인 강판 No.11, 12, 18 은, Si 함유량이 1.0 ％ 이하인 본 발명예 (강판 No.13, 27) 보다 λ 가 높다.

한편, 비교예에 대해서는, 강판 No.1 은 C, Si 함유량 및 C^* 가, 또 강판 No.2 는 Mn 함유량이 본 발명의 범위를 만족하지 않기 때문에, 소정량의 마텐자이트가 얻어지지 않아, TS 가 440 ㎫ 를 밑돌고 있다. 강판 No.14 는, Si 함유량이 본 발명 범위를 만족하지 않기 때문에, λ 가 80 ％ 를 밑돌고 있다. 강판 No.20 은 Ti 함유량 및 Nb 함유량이, 강판 No.21 은 C 함유량이 본 발명 범위를 만족하지 않기 때문에, 결과적으로, C^* 가 본 발명의 범위를 초과하므로, 고 r 값화에 유효한 페라이트의 면적률이 낮아, 평균 r 값이 1.2 를 밑돌고, 또한, 경질인 마텐자이트의 면적률이 높아, 페라이트상과의 계면이 증대되기 때문에, λ 가 80 ％ 를 밑돌고 있다. 또한 강판 No.20 은 Nb 함유량 및 (Nb/93)/(C/12) 가 본 발명 범위를 초과하므로, 열연 부하의 증대에 수반하는 제조성의 저하가 우려되고, 강판 No.21 은 Si 함유량이 본 발명 범위를 초과하므로, 열연시의 적 스케일 발생에서 기인한 표면 외관의 악화가 우려된다.

실시예 2

표 1 의 강 No.G, P, R 에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 진공 용해에 의해 용제, 주조하고, 분괴 압연을 실시하여, 판 두께 30 ㎜ 의 슬래브를 제조하였다. 이들 강 슬래브를 1200 ℃ 로 가열 후, 880 ℃ 의 마무리 압연 온도 (마무리 압연 종료 온도) 에서 열간 압연을 실시하여, 판 두께：4.5 ㎜ 의 열연 강판을 제조하였다. 또한, 열간 압연 공정에 있어서는, 마무리 압연 종료 후 3 초 이내에 냉각을 개시하였다. 또, 냉각 개시 후, 650 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 및 권취 온도는 표 4 에 나타내는 바와 같았다. 이와 같이 하여 얻어진 열연 강판에 대해, 산세한 후, 압연율을 69 ％ 로 냉간 압연을 실시하여, 판 두께 1.4 ㎜ 의 냉연 강판으로 하였다. 이어서, 상기에 의해 얻어진 냉연 강판으로부터 잘라낸 샘플을 적외선 이미지로에서, 표 4 에 나타내는 어닐링 온도, 유지 시간으로 어닐링한 후, 1 차 냉각시켜, 용융 아연 도금 (도금욕 온도：460 ℃) 을 실시한 후, 합금화 처리 (520 ℃×20 s) 하여, 150 ℃ 이하의 온도까지 2 차 냉각을 실시하고, 그 후, 신장률 0.5 ％ 의 조질 압연을 실시하였다. 합금화 처리를 실시하지 않은 것은, 용융 아연 도금을 실시한 후, 150 ℃ 이하의 온도까지 2 차 냉각을 실시하고, 그 후, 신장률 0.5 ％ 의 조질 압연을 실시하였다. 여기서, 도금 처리는 부착량이 편면 50 g/㎡ 가 되도록 조정하고, 합금화 처리는 도금층 중의 Fe％ 를 9∼12 ％ 가 되도록 조정하였다.

이와 같이 하여 얻어진 용융 아연 도금 강판으로부터, 실시예 1 과 동일하게 하여 샘플을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험 등을 실시하여, 페라이트 및 마텐자이트의 면적률, 인장 특성, 평균 r 값, 그리고 구멍 확장률 λ 를 측정하였다.

얻어진 결과를 표 5 에 나타낸다.

본 발명의 제조 조건을 만족하는 본 발명예 (강판 No.29, 32∼36, 40∼46)는, TS 가 440 ㎫ 이상이고, 또한 평균 r 값이 1.2 이상, λ 가 80 ％ 이상을 갖고, 강도, 딥드로잉성 및 신장 플랜지성을 겸비한 강판으로 되어 있다. 또한 열연판 조직의 미세화에 의한 고 r 값화를 도모할 목적에서, 마무리 압연 종료 후의 평균 냉각 속도를 40 ℃／s 이상으로 한 본 발명예 (강판 No.32, 42, 46) 는, 마무리 압연 종료 후의 평균 냉각 속도를 40 ℃／s 미만으로 한 것 외의 본 발명예의 강판보다 평균 r 값이 높다.

한편, 본 발명의 제조 조건을 만족하지 않는 비교예는, 강판 No.30 은, 어닐링 온도가 본 발명의 범위를 밑돌고 있어, TS 가 440 ㎫ 미만이다. 강판 No.31 은, 어닐링 온도가 본 발명의 범위를 초과하여, 오스테나이트 단상역 어닐링이 되었기 때문에, 그 후의 냉각 과정에 있어서 고 r 값화에 유효한 페라이트가 생성되지 않아, 평균 r 값이 1.2 미만이다. 강판 No.37 은 1 차 냉각 속도가 본 발명 범위 외의 3 ℃／s 미만이기 때문에, 550∼650 ℃ 의 온도역에서 펄라이트 노즈를 통과시키기 때문에, 제 2 상 중에 펄라이트가 다량으로 생성되어, 소정량의 마텐자이트가 얻어지지 않아, TS 가 440 ㎫ 미만이다. 강판 No.38 은 1 차 냉각 속도가 본 발명 범위 외의 15 ℃／s 초과이기 때문에, 1 차 냉각시의 γ→α 변태에 의한 γ 에 대한 Mn, C 등의 원소 농화가 불충분해져, 합금화 처리시에 펄라이트나 베이나이트가 생성되고, 소정량의 마텐자이트가 얻어지지 않아, TS 가 440 ㎫ 미만이다. 강판 No.39 는 2 차 냉각 속도가 5 ℃／s 미만이기 때문에, 400∼500 ℃ 부근에서 펄라이트나 베이나이트가 생성되어, 소정량의 마텐자이트가 얻어지지 않아, TS 가 440 ㎫ 미만이다. 강판 No.47 은 어닐링 공정의 700∼800 ℃ 에 있어서의 평균 가열 속도가 본 발명의 범위를 초과하므로, 페라이트의 {111} 재결정 집합 조직의 발달이 불충분해져, 평균 r 값이 1.2 미만이다.

산업상 이용가능성

본 발명에 의하면, TS 440 ㎫ 이상, 혹은 더욱 강도가 높은 TS 500 ㎫ 이상이나 TS 590 ㎫ 이상이어도, 평균 r 값이 1.2 이상, λ≥80 ％ 로 딥드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판을, 고가의 Nb 를 최대한 저감시키고, Ti 를 적극적으로 활용함으로써, 저렴하고 또한 안정적으로 제조하는 것이 가능해져, 산업상 각별한 효과를 발휘한다. 본 발명의 고강도 강판을 자동차 부품에 적용했을 경우, 지금까지 프레스 성형이 곤란했던 부위도 고강도화가 가능해져, 자동차 차체의 충돌 안전성이나 경량화에 충분히 기여할 수 있다는 효과가 있다. 또, 자동차 부품에 한정되지 않고, 가전 부품이나 파이프용 소재로서도 적용 가능하다.

Claims

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질량％ 로, C : 0.010 ％ 이상 0.06 ％ 이하, Si : 0.5 ％ 초과 1.5 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하, P : 0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, sol.Al : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하, Nb : 0.010 ％ 이상 0.090 ％ 이하, Ti : 0.015 ％ 이상 0.15 ％ 이하를 함유하고, 또한 강 중의 Nb 및 C 의 함유량 (질량％) 이 (Nb/93)/(C/12)＜0.20 의 관계를 만족시키고, 또한 하기 식 (1) 로 나타내는 C^* 가 0.005≤C^*≤0.025 를 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강을,
열간압연하고, 열간 압연 후, 3 초 이내에 냉각을 개시하여, 40 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 650 ℃ 까지 냉각시키고, 그 후, 500∼650 ℃ 의 권취 온도에서 권취하고, 50 ％ 이상의 압연율로 냉간 압연하고, 냉간 압연한 후, 700∼800 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/s 미만의 평균 가열 속도로 가열하고, 800 ℃∼950 ℃ 의 어닐링 온도에서 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 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
C^*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N} …(1)
식 중, C, Nb, Ti, N 은, 각각 강 중의 C, Nb, Ti, N 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다. 단, Ti-(48/14)N≤0 의 경우에는, Ti-(48/14)N=0 으로 한다.
제 7 항에 있어서,
상기 조성에 더하여, 추가로 하기의 임의 원소 그룹 (A) ~(C) 중 하나 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(A) 질량％ 로, Mo, Cr, V 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.5 ％ 이하,
(B) 질량％ 로, Cu : 0.3 ％ 이하, Ni : 0.3 ％ 이하의 1 종 또는 2 종
(C) 질량％ 로, Sn : 0.2 ％ 이하, Sb : 0.2 ％ 이하의 1 종 또는 2 종
제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
상기 조성에 더하여, 질량％ 로, 추가로 Ta : 0.005 ％ 이상 0.1 ％ 이하를 함유하고, 추가로 상기 식 (1) 대신에, 하기 식 (2) 로 나타내는 C^* 가 0.005≤C^*≤ 0.025 의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
　C^*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N} …(2)
식 중, C, Nb, Ta, Ti, N 은 각각 강 중의 C, Nb, Ta, Ti, N 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다. 단, Ti-(48/14)N≤0 의 경우에는, Ti-(48/14)N=0 으로 한다.