KR100711358B1

KR100711358B1 - 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판및 용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법

Info

Publication number: KR100711358B1
Application number: KR1020050120407A
Authority: KR
Inventors: 오진근; 손일령; 안연상; 김성주; 진광근
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2005-12-09
Filing date: 2005-12-09
Publication date: 2007-04-27
Also published as: CN101326299A

Abstract

자동차 차체의 구조부재나 보강재로 주로 사용되고, 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판 및 용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법이 제공된다.

이 강판은 중량%로, C: 0.02~0.2%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, 가용 Al: 0.2% 이하, N: 0.01~0.1%, Sb: 0.005~1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

본 발명에 따르면, 인장강도 490MPa 이상, BH값 80MPa 이상, TS * El 밸런스(balance) 15,000Mpa·% 이상 및 우수한 도금특성을 갖는 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제공할 수 있다.

자동차 구조부재, 보강재, TS * El 밸런스, 소부경화성, 도금특성, N, Sb

Description

성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판 및 용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법{High strength cold rolled steel sheet and hot dip galvanized steel sheet having excellent formability, bake hardenability and plating property, and the method for manufacturing thereof}

도1은 본 발명에서 N*와 TS*El 및 N*와 BH의 상관관계를 나타내는 그래프이다.

도2는 본 발명에서 Sb 첨가에 따른 표면농화 특성을 나타내는 사진이다.

국내 공개특허공보 2002-0073564호

일본 공개특허공보 2004-292891호

일본 공개특허공보 2002-088447호

본 발명은 자동차 차체의 구조부재나 보강재로 주로 사용되는 강판에 관한 것이다. 보다 상세하게는 490MPa 이상의 인장강도, 80MPa 이상의 BH값, 15,000Mpa·% 이상의 TS * El 밸런스 및 우수한 도금특성을 갖는 냉연강판 및 용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차 승객의 안전성 규제가 확산되면서 차체의 내충격성 향상을 위하여 차체 경량화 및 고강도화에 대한 연구가 적극적으로 진행되고 있다. 이에 따라 자동차 차체의 경량화와 고강도화를 동시에 만족시키기 위하여 490MPa 이상의 고장력 강판이 적극적으로 사용되고 있다.

또한, 자동차용 강판은 대부분 프레스 가공에 의해서 성형되기 때문에, 우수한 프레스 성형성이 요구되며, 이것을 확보하기 위해서는 높은 연성이 필수적으로 요구된다. 즉, 자동차용 강판은 고장력 강판으로서, 높은 연성을 가지는 것이 가장 중요하다.

그러나, 자동차용 강판의 고강도화는 강판의 성형성 및 도금특성을 현저하게 저하시키는 문제가 있어 적용에 어려움을 겪고 있다.

또한, 자동차용 강판은 높은 내식성도 요구되기 때문에, 종래부터 자동차용 강판으로 내식성이 우수한 용융아연 도금강판이 사용되어 왔다. 즉, 이러한 강판은 재결정 소둔 및 도금을 동일 라인에서 실시하는 연속 용융아연 도금 설비를 통하여 제조되어 우수한 내식성과 저렴한 제조가 가능하다.

또한, 용융아연 도금 후에 다시 가열 처리한 합금화 용융아연 도금강판은 우수한 내식성에 추가로 용접성이나 성형성도 우수하다는 면에서 널리 사용되고 있다.

즉, 자동차 차체를 더욱 경량화 및 강화하기 위해서는, 성형성이 우수한 고장력 냉연강판의 개발, 그리고 연속 용융아연 도금라인에 의한 우수한 내식성도 구비한 고장력 용융아연 도금강판의 개발이 요구되고 있다.

성형성이 양호한 고장력 용융아연도금강판의 대표적인 종래기술로는 국내 공개특허공보 2002-0073564호가 있다. 상기 종래기술은 연질 페라이트와 경질 마르텐사이트의 복합조직을 갖는 강판으로서, 연신율 및 r값(Lankford value)을 개선한 용융아연도금강판의 제조방법이 제시되어 있다. 그러나, 상기 종래기술은 다량의 Si을 첨가함으로써 우수한 도금품질 확보에 어려움이 있고, 다량의 Ti과 Mo을 첨가하여 제조원가가 상승하는 문제가 발생한다.

또한, 고장력 강판의 제조방법이 일본 공개특허공보 2004-292891호에 제시되어 있다. 상기 종래기술은 주상인 페라이트와 2상인 잔류오스테나이트 및 저온변태 상인 베이나이트와 마르텐사이트를 함유하는 복합조직으로 이루어진 강판으로서, 연성과 신장플랜지성을 개선하는 제조방법이 제시되어 있다.

그러나, 상기 종래기술은 다량의 Si과 Al을 첨가함으로써 도금품질을 확보하기 어렵고, 제강 및 연주 시 표면품질 확보가 어려운 문제점을 가지고 있다. 또한 고강도를 얻기 위해서는 100℃/초 이상의 속도로 냉각해야 하기 때문에, 냉각 중 강판의 부분 변형을 야기할 수 있어, 강판의 평탄도를 확보하기 어렵다.

또한, 고장력 강판에서 도금특성의 문제를 개선하고 있는 종래기술로는 일본 2002-088447호가 있다. 상기 종래기술은 페라이트를 주상으로 하는 복합조직으로 이루어진 강판으로서, 가공성과 양호한 도금특성을 얻는 방법이 제시되어 있다. 그러나, 양호한 가공성을 얻기 위해 도금 전에 한번 이상의 열처리 공정을 행함으로써 제조원가 상승에 따른 현장 적용의 어려움을 수반하고 있다.

본 발명은 상기한 종래의 문제점을 개선하기 위한 것으로, Sb를 첨가하고, N를 적절히 제어함으로써, 우수한 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 인장강도 490MPa 이상의 냉연강판 및 용융아연 도금강판, 그리고 그들의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.02~0.2%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, 가용 Al: 0.2% 이하, N: 0.01~0.1%, Sb: 0.005~1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.02~0.2%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, 가용 Al: 0.2% 이하, N: 0.01~0.1%, Sb: 0.005~1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 용융아연도금강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.02~0.2%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, 가용 Al: 0.2% 이하, N: 0.01~0.1%, Sb: 0.005~1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하고, Ar₃ 변태점 이상 1000℃ 이하에서 열간마무리압연을 종료한 다음, 450~750℃에서 권취하고, 산세 및 30~80%의 냉간압하율로 냉간압연한 후, 750~900℃ 온도범위로 10~1000초동안 연속 소둔한 다음, 650~720℃까지 1~10℃/초의 냉각속도로 1차 냉각하고, 100~400℃까지 1~100℃/초로 2차 냉각하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.

본 발명자는 Si, Mn의 다량 첨가에 의한 표면결함의 문제를 해결하기 위한 방법을 연구하던 중에, Sb를 적절히 첨가하면 산화물이 강판 표면에 농화되고 조대화되는 것을 억제할 수 있다는 것을 규명한 것이다. 즉, Sb를 적절히 첨가하면 산화물이 입계로 이동하는 것을 방해하여 Si, Mn으로 인한 표면 결함 발생 가능성을 현저히 개선하므로 Si 및 Mn을 다량 첨가하더라도 우수한 도금특성을 확보할 수 있는 것이다.

또한, 본 발명은 N를 적절히 제어함으로써 소부경화성 뿐만 아니라 성형성을 개선하여 고강도 및 고인성이 요구되는 자동차용 강판에 적용될 수 있다는데 특징이 있는 것이다. 즉, Ti, Nb 등과 질화물을 형성하고 남은 N를 적절히 제어하면 오스테나이트 안정화 원소로서 작용하여 냉각 중 마르텐사이트 변태를 촉진하고 마르텐사이트 내에 농화된 N에 의해 강도가 상승하여 동등한 강도에서 연신율이 상승되는 것이다. 또한, 도장 후 고용N에 의해 소부경화성도 증가한다. 따라서, 본 발명은 강판에 N를 적절히 첨가함에 의해 소부경화성 뿐만 아니라 BH값을 상승시켜 성형성 및 소부경화성이 우수한 강판을 확보할 수 있다. 먼저 본 발명의 강성분의 조성범위를 설명한다.

C: 0.02~0.2%가 바람직하다.

상기 C는 강판의 강도를 증가시키고, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직을 확보하는 데 매우 중요한 성분이다. 그 함량이 0.02% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없는 반면, 0.2%를 초과하게 되면 인성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아지므로, 상기 C의 함량은 0.02~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.01~1.0%가 바람직하다.

상기 Si은 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 1.0%를 초과하게 되면 표면특성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아지므로, 상기 Si의 함량은 0.01~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 0.5~4.0%가 바람직하다.

상기 Mn은 고용강화 효과가 매우 큰 원소임과 동시에 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직 형성을 촉진한다. 그 함량이 0.5% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 4.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높기 때문에 상기 Mn의 함량은 0.5~4.0% 로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.1% 이하가 바람직하다.

상기 P은 강판을 강화시키지만, 과다하게 첨가하면 프레스 성형성이 열화될 수 있기 때문에 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.03% 이하가 바람직하다.

상기 S은 강중 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

가용 Al: 0.2% 이하가 바람직하다.

상기 가용 Al은 강중 산소와 결합하여 탈산작용을 하는 유효한 성분으로, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 합금비용이 증가하므로, 상기 가용 Al의 함량은 0.2% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.01~0.1%가 바람직하다.

상기 N는 본 발명에서 매우 중요한 성분으로서, 오스테나이트를 안정화시킴과 동시에 Ti, Nb, Al등과 결합하여 질화물을 형성함으로써 항복강도를 상승시킨다. 또한, 본 발명에서 도장 후 항복강도 상승을 위해서 충분한 N를 첨가하는데, 이는 N가 도장 전 결정립내에 고용N으로 잔류해있다가 도장 후 전위의 이동을 방해하여 항복점을 상승시킴으로써 항복강도를 급격히 상승시키는 주요인으로 작용한다.

상기 N의 함량이 0.01% 미만의 경우에는 이러한 효과를 기대하기 어렵고, 0.1%를 초과하는 경우 이러한 효과는 크게 증가하지 않을 뿐만 아니라 용접성 및 제조 비용을 상승시킬 수 있다. 따라서 상기 N의 함량은 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

Sb: 0.005~1.0%가 바람직하다.

상기 Sb는 본 발명에서 매우 중요한 성분으로서, 우수한 도금특성을 확보하기 위하여 첨가하는 필수적인 성분이다. 상기 Sb는 도2에서 나타난 바와 같이, MnO, SiO₂, Al₂O₃ 등의 산화물에 대한 표면 농화를 억제하여 표면 결함을 저하시키며, 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 탁월한 효과가 있다.

상기 Sb의 함량이 0.005% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어렵고, 그 첨가량이 계속 증가하여도 이러한 효과는 크게 증가하지 않을 뿐만 아니라 제조비용 및 가공성 열화 등의 문제를 초래할 수 있기 때문에, 상기 Sb의 함량은 0.005~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 조성되는 강에 추가로, Ti, Nb 및 V에서 선택된 1종 이상, Cr과 Mo 및 B을 첨가할 수 있다. 나아가, 본 발명의 냉연강판은 질화물을 형성하고 남은 N를 적절히 제어하면 오스테나이트 안정화원소로서 작용하여 냉각 중 마르텐사이트 변태를 촉진함으로써, 마르텐사이트 내에 농화된 N에 의해 강도가 상승하고, 이에 따라 동등한 강도에서 연신율이 상승하도록 하는데도 특징이 있다. 즉, N와 함께 질화물을 형성하는 Al, Ti, Nb, V, B등의 성분이 1종 이상 첨가되는 경우에 다음의 관계 N*=(N/14)/(Al/27+Ti/48+Nb/93+V/51+B/11)≥0.2 를 만족하도록 상기한 특징이 구현되는 것이다.

Ti, Nb 및 V에서 선택된 1종 이상: 0.001~0.1%가 바람직하다.

상기 Ti, Nb 및 V은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Ti, Nb 및 V의 함량이 0.001% 미만의 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 페라이트 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 그 함량을 0.001~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.01~2.0%가 바람직하다.

상기 Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분으로서, 상기 Cr의 함량이 0.01% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어렵다. 반면, 2.0%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 연성이 저하될 가능성이 높기 때문에, 상기 Cr의 함량을 0.01~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.001~1.0%가 바람직하다.

상기 Mo은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트 미세화 및 강도 향상을 위하여 첨가하는 성분으로서, Mo 함량이 0.001% 미만에서는 이와 같은 효과를 얻을 수 없고, 1.0% 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 연성이 저하되기 때문에 상기 Mo의 함량을 0.001~ 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다

B: 0.0001~0.005%가 바람직하다.

상기 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 상기 B의 함량이 0.0001% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 0.005% 초과하면 표면에 과다한 B이 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있다. 따라서, 상기 B의 함량을 0.0001~0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.

N*: 0.2 이상이 바람직하다.

상기 N*는 Al, Ti, Nb 등과 질화물을 형성시키고 남은 질소의 함량을 의미하는 것으로, 본 발명에서 매우 중요하게 작용한다. 도1에서 나타난 바와 같이 상기 N*가 0.2 미만인 경우 우수한 TS * El 밸런스 및 BH값을 확보하기 어려운 반면, 0.2 이상인 경우 15,000 이상의 TS * El 밸런스 및 80MPa 이상의 BH를 확보할 수 있다.

즉, 질화물로 생성되고 남은 N인 상기 N*는 C와 유사하게 오스테나이트 안정화 원소로서 작용하여 냉각 중 마르텐사이트 변태를 촉진하고 마르텐사이트 내에 농화된 N에 의해 강도가 상승하여 동등한 강도에서 연신율이 향상한다. 또한, 도장 후 고용N에 의해 소부경화성도 향상한다.

이하, 냉연강판 및 용융아연도금강판을 열처리한 후의 최종조직에 대하여 설명한다.

상기와 같이 조성되는 강을 냉연강판 및 용융아연도금강판으로 적합한 열처리를 통해 그 미세조직을 관리하여 요구하는 물성을 부여할 수 있다. 본 발명에서 강판은 페라이트를 주상으로 하며, 제 2상으로 마르텐사이트의 분율이 5~50%가 되도록 한다. 마르텐사이트 분율 5% 미만에서는 본 발명에서 목표로 하는 높은 인장강도를 확보할 수 없는 반면, 50% 초과하면 연신율이 급격히 저하될 수 있으므로, 상기 마르텐사이트의 분율은 5~50%로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서는 제 2상으로 마르텐사이트 외에 5% 미만의 베이나이트를 함유하여도 본 발명에서 목표로 하는 물성을 확보할 수 있다.

이하, 상기와 같이 조성되는 강과 조직을 갖는 냉연강판의 제조방법에 대하여 상세하게 설명한다.

먼저, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1100℃미만인 경우 조직 균일화 및 Ti, Nb 등의 재고용이 충분하지 않으며, 1300℃를 초과하게 되면 강판 조직이 조대화되기 쉽고, 제조상 문제가 발생할 가능성이 높다. 따라서, 상기 재가열 온도는 1100~1300℃로 제한하는 것이 바람직하다.

이후, Ar₃ 변태점 이상 1000℃ 이하에서 열간마무리압연을 종료한다. 열간마무리 압연온도 Ar₃ 변태점 미만에서는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고 제조상 문제가 발생할 수 있으며, 1000℃를 초과하게 되면 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라, 강판이 조대화될 가능성이 높다. 따라서, 상기 열간마무리 압연온도는 Ar₃ 변태점 이상 1000℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

이어, 450~750℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 450℃ 미만인 경우 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 과다한 강도 상승을 초래함으로써 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등의 제조상의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 750℃를 초과하게 되면 Si, Mn 및 B등의 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들에 의한 표면농화가 심해지므로, 상기 권취온도는 450~750℃로 제한하는 것이 바람직하다.

이후, 상기 권취된 열연판을 산세 및 30~80%의 압하율로 냉간압연한다. 상기 냉간압하율이 30% 미만인 경우 목표로 하는 두께를 확보하기 어렵고 강판의 형상교 정이 어려운 반면, 냉간압하율이 80%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고, 냉간압연 부하를 가져오는 문제점이 있다. 따라서, 상기 냉간압하율은 30~80%로 제한하는 것이 바람직하다.

이어, 상기 냉연강판을 750~900℃ 온도범위에서 10~1000초 동안 연속 소둔한다. 상기 연속 소둔 단계는 재결정과 동시에 페라이트와 오스테나이트를 형성하고 탄소를 분배하기 위한 것으로, 상기의 연속 소둔온도가 750℃ 미만인 경우 충분한 재결정이 이루어지지 않을 뿐만 아니라, 충분한 오스테나이트를 형성하기 어려워 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 반면, 900℃를 초과하는 경우에는 생산성 하락 및 과다한 오스테나이트가 형성되어 연성이 저하되기 때문에 상기 연속 소둔온도는 750~900℃로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 연속 소둔시간은 10초 미만인 경우 충분한 오스테나이트를 형성하기 어려운 반면, 1000초를 초과하는 경우에는 생산성 하락 및 과도한 오스테나이트가 형성되므로, 상기 연속 소둔시간은 10~1000초로 제한하는 것이 바람직하다.

이어, 상기 연속 소둔한 강판을 650~720℃까지 1~10℃/초의 냉각속도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각 단계는 페라이트와 오스테나이트의 평형 탄소농도를 확보하여 강판의 연성과 강도를 증가시키기 위한 것으로 상기 1차 냉각 종료온도가 650℃ 미만 또는 720℃를 초과하는 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 연성 및 강도를 확보하기 어려우므로, 상기 1차 냉각 종료온도를 650~720℃로 제한하는 것이 바람직하다.

또한 1차 냉각속도가 1℃/초 미만에서는 냉각 도중 펄라이트가 생성되기 쉬운 반면, 10℃/초를 초과하는 경우 평형 탄소농도를 확보하기 어려워 강판의 강도와 연성을 확보하기 어려우므로, 상기 1차 냉각속도는 1~10℃/초로 제한하는 것이 바람직하다.

1차 냉각 후 1~100℃/초의 냉각속도로 100~400℃까지 2차 냉각한 다음 10~1000초 동안 유지하여 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직을 형성한다. 상기 2차 냉각속도가 1℃/초 미만에서는 제 2상이 주로 펄라이트 또는 베이나이트가 형성되어 연성 및 강도를 확보하기 어려운 반면, 100℃/초를 초과하는 경우 설비상의 과다한 투자가 필요되므로, 상기 2차 냉각속도는 1~100℃/초로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 2차 냉각 종료온도가 100℃ 미만에서는 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직을 안정적으로 확보하기 어렵고, 400℃를 초과하는 경우 제 2상이 주로 펄라이트와 베이나이트가 형성되어 연성 및 강도를 확보하기 어려우므로, 상기 제 2차 냉각 종료온도는 100~400℃로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 2차 냉각 후 유지시간이 10초 미만일 경우 복합조직강을 안정적 으로 확보하기 어려운 반면, 1000초를 초과하는 경우에는 생산성이 떨어질 뿐만 아니라 강도를 확보하기 어려우므로, 상기 유지시간은 10~1000초로 제한하는 것이 바람직하다. 이후, 상온까지 냉각하여 냉연소둔판을 제조한다.

또한, 본 발명에서는 상기와 같은 방법으로 제조된 상기 연속소둔판에 용융아연도금을 실시할 수 있다. 이하, 용융아연도금 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

먼저, 상기 냉연소둔판을 450~470℃로 가열하여 10초 이하로 용융아연도금을 실시한다. 상기 가열 온도가 450℃ 미만일 경우 아연도금이 부족한 반면, 470℃를 초과하는 경우 과다하게 아연도금이 이루어지므로, 상기 가열온도는 450~470℃로 제한하는 것이 바람직하다.

또한 상기 용융아연도금 시간이 10초를 초과하면 아연도금이 과다해지므로, 상기 용융아연도금 시간은 10초 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 용융아연도금 후, 상온까지 냉각한다.

또한, 본 발명에서는 도금의 합금화를 목적으로 상기의 용융아연도금 처리 후, 합금화 열처리를 실시하여 합금화 용융아연도금층을 형성할 수 있다. 상기 합금화 열처리는 용융아연도금 단계에서 용융아연도금층을 합금화시키기 위한 것으로, 이하, 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

상기 용융아연도금을 실시한 후, 440~580℃의 온도범위에서 30초 이하로 합금화 열처리를 실시한다. 상기 합금화 열처리 온도가 440℃ 미만 또는 580℃를 초과하는 경우에는 합금화가 불안정하므로, 상기 합금화 열처리 온도는 440~580℃로 제한하는 것이 바람직하다.

또한 상기 합금화 열처리 시간이 30초를 초과하는 경우 합금화가 과다해지므로, 상기 합금화 열처리 시간은 30초 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

[실시예]

하기 표1과 같이 조성되는 강 슬라브를 진공용해하고, 가열로에서 재가열온도 1150~1250℃ 온도범위에서 1시간 가열하고 열간압연을 실시한 후 권취하였다. 이때, 열간압연은 850~950℃ 온도범위에서 열간압연을 종료하였으며, 권취온도는 650℃로 하였다. 열간압연한 강판을 이용하여 산세를 실시하고 냉간압하율을 50~70%로 하여 냉간압연을 실시하였다. 냉간압연된 강판은 표2의 조건으로 연속소둔 및 1,2차 냉각을 실시하였다.

그리고 인장시편의 절취가 가능한 부위를 절단하여 JIS 5호 인장시험편을 제작하여 재질을 측정하였다. 또한, 자동차용 부품에서 도장 후 재질을 모사하기 위하여, 상기와 같이 제조된 JIS 5호 인장시편을 2% 변형을 가한 후 170℃에서 20분 간 오일에 끓인 후 인장시험을 행하여 BH= YS(도장 후) - 강도(2% 변형 후)로부터 BH값을 측정하였다.

또한, 도금 특성을 관찰하기 위하여 상기 방법으로 제조된 연속소둔판을 460℃로 가열하여 5초동안 용융아연도금한 후, 500℃에서 10초동안 합금화 처리 후, 상온까지 냉각하여 육안으로 미도금 여부를 관찰하였다.

표3는 본 발명강과 비교강의 기계적 성질 및 도금특성을 나타낸 것이다.

강종	화 학 성 분 (중량 %)															비고
강종	C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ti	Nb	Mo	Cr	B	Sb	기타	N*	비고
A	0.080	0.16	1.77	0.013	0.004	0.062	0.0140						0.018		0.444	발 명 강
B	0.098	0.142	2.03	0.014	0.002	0.046	0.0180	0.012	0.021		0.561		0.100		0.562
C	0.100	0.343	2.37	0.014	0.002	0.043	0.0081	0.016	0.021	0.034		0.0006	0.052		0.263
D	0.094	0.163	2.42	0.014	0.001	0.032	0.0120	0.015	0.020	0.034	0.264	0.0005	0.035		0.492
E	0.096	0.135	2.37	0.014	0.002	0.023	0.0190	0.014	0.020	0.033	0.483	0.0003	0.065	V:0.01	0.853
F	0.100	0.136	2.38	0.016	0.002	0.025	0.0160	0.014	0.020	0.035	0.495		0.031		0.788
G	0.102	0.54	2.28	0.012	0.002	0.03	0.0140	0.013	0.022	0.030	0.53		0.021		0.642
H	0.102	0.51	2.27	0.011	0.005	0.12	0.0240	0.015	0.021	0.040	0.50		0.020		0.347
I	0.080	0.04	1.83	0.012	0.0038	0.07	0.0046			0.020					0.127	비 교 강
J	0.092	0.316	2.297	0.0152	0.0018	0.045	0.0035	0.015		0.030	0.203	0.0005			0.124
K	0.097	0.342	2.34	0.0132	0.0019	0.0451	0.0054	0.0157	0.020	0.0339		0.0006			0.170
L	0.092	0.529	2.323	0.0152	0.0018	0.064	0.0027	0.015	0.021	0.030	0.213	0.0005			0.066
M	0.108	0.327	2.403	0.0152	0.0018	0.060	0.0018	0.015	0.021	0.035	0.499	0.0005			0.046
N* = ([N]/14)/([Al]/27+[Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[B]/11), [ ] : 중량%

강종	구분	소둔온도 (℃)	소둔시간 (초)	1차냉각속도 (℃/초)	1차냉각온도 (℃)	2차냉각속도 (℃/초)	2차냉각온도 (℃)
발명강A	발명재1	790	125	3.2	650	30	290
발명강B	발명재2	800	155	2.5	650	25	290
발명강C	발명재3	790	170	2.3	650	20	290
발명강D	발명재4	790	170	2.3	650	20	300
발명강E	발명재5	790	170	2.3	650	20	300
발명강F	발명재6	790	170	2.3	650	20	300
발명강G	발명재7	790	170	2.3	650	20	300
발명강H	발명재8	790	170	2.3	650	20	300
발명강A	비교재9	910	170	2.3	650	20	300
발명강A	비교재10	790	170	2.3	650	20	450
비교강I	비교재11	790	125	3.2	650	30	290
비교강J	비교재12	800	155	2.5	650	25	290
비교강K	비교재13	790	170	2.3	650	25	290
비교강L	비교재14	790	170	2.3	650	20	300
비교강M	비교재15	790	170	2.3	650	20	300

강종	구분	YS(MPa)	TS(MPa)	El(%)	TS*El (MPa·%)	BH(MPa)	도금성
발명강A	발명재1	261	593	30.6	18146	95	◎
발명강B	발명재2	387	864	18.6	16070	124	◎
발명강C	발명재3	387	906	17.2	15615	102	○
발명강D	발명재4	481	927	17.2	15943	136	◎
발명강E	발명재5	443	942	17.0	16014	130	◎
발명강F	발명재6	451	959	16.8	16105	136	◎
발명강G	발명재7	454	1005	15.8	15879	125	○
발명강H	발명재8	467	1023	16.0	16368	105	○
발명강A	비교재9	286	565	26.3	14860	68	◎
발명강A	비교재10	273	561	25.4	14249	53	◎
비교강I	비교재11	243	560	25.0	13993	62	○
비교강J	비교재12	467	839	15.9	13340	72	△
비교강K	비교재13	386	909	14.5	13181	75	△
비교강L	비교재14	460	942	14.0	13188	55	X
비교강M	비교재15	530	1072	11.2	12006	46	△
(1) 도금성 : ◎ (우수), ○ (보통), △ (열위), X (미도금)

상기 표 1,2 및 3에서 나타난 바와 같이 본 발명의 성분범위를 만족하는 발명강(A~H)을 이용하여 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 발명재(1~8)의 경우, N* 값이 0.2 이상으로서 도 1에서 나타난 바와 같이 N* 값이 0.2 이상에서 TS * El 밸런스(balance) 15,000 이상, BH값 80MPa 이상으로서 본 발명에서 확보하고자 하는 성형성 및 소부경화성을 확보할 수 있었다. 또한, 인장강도 490MPa 이상의 고강도 를 나타내었으며, 도 2에서 나타난 바와 같이 Sb 첨가에 따른 우수한 도금특성을 갖는 자동차용 강판을 확보할 수 있었다.

그러나, 본 발명의 성분범위를 만족하지 않는 비교강(I~M)을 이용하여 제조된 비교재(11~15)의 경우, N* 값이 0.2 미만으로서 도 1에서 나타난 바와 같이 TS * El 밸런스가 15,000 미만, BH값 80MPa 미만으로서 본 발명에서 확보하고자 하는 성형성 및 소부경화성을 확보할 수 없었다. 또한, 비교강들은 Sb 미첨가강으로서, Si 및 Mn 함량이 적은 비교재11 에서는 우수한 도금특성을 보이지만, 비교재 (12~15)은 다량 첨가된 Si과 Mn으로부터 열위한 도금특성을 나타내었다.

또한, 본 발명의 성분범위를 만족하는 발명강 A를 이용하더라도 본 발명의 제조방법에 따라 제조되지 않은 비교재(9,10)의 경우, 본 발명에서 확보하고자 하는 고강도 및 고인성을 확보할 수 없었다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 냉연강판 및 용융아연도금강판은 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직을 가지면서 인장강도 490MPa 이상의 고강도 및 우수한 성형성, 소부경화성을 확보할 수 있다. 또한, 표면의 농화를 억제하여 표면 결함이 없는 도금특성이 우수한 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.

Claims

중량%로, C: 0.02~0.2%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, 가용 Al: 0.2% 이하, N: 0.01~0.1%, Sb: 0.01초과~1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판.
제 1항에 있어서, 상기 강판에는 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상이 0.001~0.1% 첨가되는 것을 특징으로 하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판.
제 1항에 있어서, 상기 강판에는 Cr: 0.01~2.0%, Mo: 0.001~1.0%이 첨가되는 것을 특징으로 하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판.
제 1항에 있어서, 상기 강판에는 B이 0.0001~0.005% 첨가되는 것을 특징으로 하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판.
제 1항에서 제 4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 N, Al, Ti, Nb, V 및 B이 N*=(N/14)/(Al/27+Ti/48+Nb/93+V/51+B/11)≥0.2의 관계를 만족하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판.
제 1항에 있어서, 상기 강판은 주상인 페라이트와 제 2상인 5~50%의 마르텐사이트 조직 분율을 갖는 것을 특징으로 하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판
중량%로, C: 0.02~0.2%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, 가용 Al: 0.2% 이하, N: 0.01~0.1%, Sb: 0.01초과~1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
제 7항에 있어서, 상기 강판에는 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상이 0.001~0.1% 첨가되는 것을 특징으로 하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
제 7항에 있어서, 상기 강판에는 Cr: 0.01~2.0%, Mo: 0.001~1.0%이 첨가되는 것을 특징으로 하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
제 7항에 있어서, 상기 강판에는 B이 0.0001~0.005% 첨가되는 것을 특징으로 하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
제 7항에서 제 10항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 N, Al, Ti, Nb, V 및 B이 N*=(N/14)/(Al/27+Ti/48+Nb/93+V/51+B/11)≥0.2의 관계를 만족하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
제 7항에 있어서, 상기 강판은 주상인 페라이트와 제 2상인 5~50%의 마르텐사이트 조직 분율을 갖는 것을 특징으로 하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
중량%로, C: 0.02~0.2%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, 가용 Al: 0.2% 이하, N: 0.01~0.1%, Sb: 0.01초과~1.0%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하고, Ar3 변태점 이상 1000℃ 이하에서 열간마무리압연을 종료한 다음, 450~750℃에서 권취하고, 산세 및 냉간압연한 후, 750~900℃ 온도범위로 10~1000초동안 연속 소둔한 다음, 650~720℃까지 1~10℃/초의 냉각속도로 1차 냉각하고, 100~400℃까지 1~100℃/초로 2차 냉각하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
제 13항에 있어서, 상기 강판에는 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상이 0.001~0.1% 첨가되는 것을 특징으로 하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조방법.
제 13항에 있어서, 상기 강판에는 Cr: 0.01~2.0%, Mo: 0.001~1.0%이 첨가되는 것을 특징으로 하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
제 13항에 있어서, 상기 강판에는 B이 0.0001~0.005% 첨가되는 것을 특징으로 하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
제 13항에서 제 16항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 N, Al, Ti, Nb, V 및 B이 N*=(N/14)/(Al/27+Ti/48+Nb/93+V/51+B/11)≥0.2의 관계를 만족하는 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.