KR20200007231A

KR20200007231A - 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20200007231A
Application number: KR1020180081086A
Authority: KR
Inventors: 나현택; 김성일
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2018-07-12
Filing date: 2018-07-12
Publication date: 2020-01-22
Also published as: EP3822383A1; KR102098478B1; JP7329550B2; WO2020013550A1; PL3822383T3; EP3822383A4; US11591666B2; EP3822383C0; CN112400033A; JP2021528566A; US20230167523A1; US11834727B2; CN112400033B; US20210164070A1; EP3822383B1

Abstract

본 발명은 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.14%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.0%, Ti: 0.005~0.13%, Nb: 0.005~0.03%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 및 베이나이트 혼합조직을 주상으로 포함하고, 잔부 조직으로서 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 상기 페라이트 및 베이나이트의 분율은 95~99면적%이고, 하기 관계식 1을 만족하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] FCO_{110}<112> + FCO_{112}<111> ≥ 10
(단, FCO_{110}<112> 와 FCO_{112}<111>는 각각 {110}<112> 및 {112}<111> 결정방위를 갖는 조직의 면적 분율을 의미함.)

Description

고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법{HOT ROLLED COATED STEEL SHEET HAVING HIGH STRENGTH, HIGH FORMABILITY, EXCELLENT BAKE HARDENABILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차 샤시 부품의 브라켓류, 보강재, 연결재 등에 바람직하게 적용될 수 있는 열연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차 연비절감을 위한 경량화의 일환으로 샤시 부품도 고강도/박물화가 진행되고 있다. 이러한 박물화로 인하여 유럽 및 미주 지역에서는 통상적으로 차량의 내부에 위치하는 샤시 부품에도 방청성이 향상된 열연도금강판을 적용하는 추세가 증가하고 있는 실정이다. 일반적으로 자동차 샤시 부품용 열연강판으로는 신장 플랜지성을 향상시키기 위하여 페라이트 기지조직에 미세한 석출물을 형성시킨 강이 최근 개발되었으나(특허문헌 1), 고강도를 얻기 위해서 다량의 석출물을 활용함으로써, 강 중 고용 C, N의 함량이 감소하여 높은 소부경화성(BH, Bake Hardenability)을 얻기 어렵다.

이에, 석출강화효과 뿐만 아니라 동시에 냉각조건을 최적화하여 저온 변태조직상을 형성시켜 소부경화능 값을 확보할 수 있는 강판에 대한 기술이 개발되었다(특허문헌 2). 그러나, 특허문헌 2는 압연-1차 냉각-공냉 후 2차 냉각 전에 강판에 변형을 주는 단계가 포함되어 실제 현장에서 적용시 ROT 구간에 조질압연기 등의 추가설비 도입이 불가피하고 상기 변형 작업으로 인하여 통판성이 열위하게 되어 생산성이 저하되는 문제점이 있다. 또한 열간압연 후 용융아연도금 전 450~480℃ 범위에서 과열과정에서 경질상 및 전위의 풀림현상이 동반되어 조직내 충분한 분율의 Shear Texture를 확보하는 것이 용이하지 않게 된다.

한편, 현재까지 도금강판 제품에서 높은 소부경화성 확보에 관한 이슈는 주로 냉연 제품에 국한되어 있었으며, 대체적으로 2개의 세부 제품 군으로 구분할 수 있다. 우선 인장강도가 590MPa급 이하로서 자동차의 외판재에 주로 적용되는 강의 제조시에는 소부경화성 향상을 위하여 도금 후 조질 압연이 부가기술로 적용되고 있다(특허문헌 3). 하지만 소재의 강도가 근본적으로 매우 낮고, 조직 내 페라이트 분율이 압도적으로 높아 소재의 물리적 변형에 의한 전위밀도 증가효과가 크지 않기 때문에 조질 압연 시 정밀 제어가 소부경화성 향상에 지대한 영향을 미치지 않는다. 또 다른 제품 군은 자동차의 차체 등에 적용되는 고강도 냉연 강재이며, 이와 관련한 기술은 도금 후 오스테나이트 변태 온도까지 가열한 뒤 냉각 패턴을 제어하여 적정 분율의 저온 변태조직을 확보함으로써 전위밀도의 추가적인 도입을 통해 소부경화성을 향상시키고자 하는 것이다(특허문헌 4).

그러나, 특허문헌 3, 4와 같이 앞서 언급한 종래의 기술들, 즉, 고용원자에 대한 ppm 단위의 함량 제어 기술들은 복합조직 기반의 열연도금강판에서 그 중요도가 현저히 낮고, 또한, 도금 후 추가 열처리에 의한 소부경화성 향상 기술은 두께가 1~5mm 범위인 강판에 적용하기 적합하도록 추가적인 프로세스의 설립이 필요함에 따라 경제성이 저하되는 단점이 있다.

한국 등록특허공보 제10-1203018호 한국 등록특허공보 제10-1657797호 한국 등록특허공보 제10-1676137호 한국 등록특허공보 제10-0691515호

본 발명의 일측면은 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.14%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.0%, Ti: 0.005~0.13%, Nb: 0.005~0.03%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 및 베이나이트 혼합조직을 주상으로 포함하고, 잔부 조직으로서 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 상기 페라이트 및 베이나이트의 분율은 95~99면적%이고, 하기 관계식 1을 만족하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판을 제공한다.

[관계식 1] FCO_{110}<112> + FCO_{112}<111> ≥ 10

(단, FCO_{110}<112> 와 FCO_{112}<111>는 각각 {110}<112> 및 {112}<111> 결정방위를 갖는 조직의 면적 분율을 의미함.)

본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.14%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.0%, Ti: 0.005~0.13%, Nb: 0.005~0.03%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상~1000℃의 온도에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 550~750℃의 온도까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 열연강판을 하기 관계식 2를 만족하도록 극서냉하는 단계; 상기 극서냉된 열연강판을 300~500℃의 온도까지 2차 냉각 후 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 350~550℃의 가열대에 장입하여 가열한 뒤 추출하는 단계; 상기 가열된 열연강판을 450~550℃의 용융도금욕에 인입하여 상기 열연강판의 표면에 도금층을 형성시키는 단계; 및 상기 도금층이 형성된 열연강판을 조질압연하는 단계를 포함하고, 상기 가열하는 단계 및 조질압연하는 단계시 하기 관계식 3을 만족하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법을 제공한다.

[관계식 2] │T - T_R│ ≤ 2

(T_R = 241 + 109[C] + 16.9[Mn] + 22.7[Cr] - 11.1[Si] - 5.4[Al] - 0.87Temp + 0.00068Temp²)

(T는 실제 극서냉시간, T_R은 이론 극서냉시간, Temp는 극서냉시 중간온도를 의미하고, 상기 [C], [Mn], [Cr], [Si], [Al]는 각 합금원소는 함량을 의미함.)

[관계식 3] 15 ≤ (1000 - TH) × El_SPM ≤ 250

(T_H는 용융도금욕 장입 전 열연강판의 가열대 장입 온도와 추출 온도의 평균온도를 의미하며, El_SPM은 조질압연 전과 조질압연 직후의 열연도금강판의 길이 차이를 의미함.)

본 발명의 일측면에 따르면, 780MPa 이상의 인장강도와 10% 이상의 연신율을 확보함과 동시에 우수한 소부경화성을 가지는 열연도금강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

도 1은 발명예 4와 비교예 19의 EBSD 분석 결과로서, (a)는 발명예 4, (b)는 비교예 19의 EBSD 분석 결과이다.

이하, 본 발명 일 실시형태에 따른 열연도금강판에 대하여 설명한다.

먼저, 본 발명 열연도금강판의 합금조성에 대하여 먼저 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.05~0.14%

상기 탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고 그 함량이 증가하면 복합조직강에서 베이나이트와 마르텐사이트 같은 저온 변태조직상 분율이 증가하여 인장강도 및 조직 내 전위 밀도를 증가시킨다. 상기 C 함량이 0.05% 미만이면 열연 후 냉각시 저온 변태조직의 형성이 용이하지 않고, 0.14%를 초과하면 과도한 강도 상승과 용접성, 성형성 및 인성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.05~0.14%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.06%인 것이 보다 바람직하고, 0.065%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.13%인 것이 보다 바람직하고, 0.12%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.11%인 것이 가장 바람직하다.

Si: 0.1~1.0%

상기 실리콘(Si)은 용강을 탈산시키며, 고용강화 효과가 있고, 페라이트 안정화 원소로서 열연 후 냉각시 페라이트 변태를 촉진하는 효과가 있어 복합조직강의 기지를 구성하는 페라이트 분율 증대에 효과적인 원소이다. 상기 Si의 함량이 0.1% 미만이면 페라이트 안정화 효과가 적어 기지조직을 페라이트 조직으로 만들기 어려워 연신율 확보가 용이하지 않다. 1.0%를 초과하면 페라이트 변태가 과도하게 촉진되어 조직 내 저온 변태조직 분율의 하락으로 충분한 전위를 확보하지 못하게 되고, 강판의 표면에 실리콘에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 용접성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.1~1.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.15%인 것이 보다 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.9%인 것이 보다 바람직하고, 0.8%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.7%인 것이 가장 바람직하다.

Mn: 1.0~2.0%

상기 망간(Mn)은 실리콘과 마찬가지로 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 열연 후 냉각시 베이나이트 또는 마르텐사이트의 형성을 용이하게 한다. 상기 Mn의 함량이 1.0% 미만이면 상기 효과를 충분히 얻기 곤란하고, 2.0%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연시켜 적정 분율의 페라이트 확보를 어렵게 하고, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되어 신장플랜지성을 저하시키는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.0~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 1.1%인 것이 보다 바람직하고, 1.2%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.3%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.9%인 것이 보다 바람직하고, 1.8%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.7%인 것이 가장 바람직하다.

P: 0.001~0.05%

상기 인(P)은 강 중에 존재하는 불순물로서 그 함량이 0.05%를 초과하면 마이크로 편석에 의해 연성을 저하시키고, 강의 충격특성을 저하시킨다. 한편, 상기 P를 0.001% 이하로 제어하기 위해서는 제강 조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 크게 떨어지게 된다. 따라서 상기 P의 함량은 0.001~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 P 함량은 0.001~0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.001~0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.001~0.02%인 것이 가장 바람직하다.

S: 0.001~0.01%

상기 황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.01%를 초과하면 망간 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 인성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 한편, 상기 S를 0.001% 이하로 제어하기 위해서는 제강 조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.001∼0.01%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 S의 함량은 0.001∼0.007%인 것이 보다 바람직하고, 0.001∼0.005%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.001∼0.003%인 것이 가장 바람직하다.

Al: 0.01~0.1%

상기 알루미늄(Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분으로서 충분한 탈산 효과를 기대하기 위해서는 0.01% 이상으로 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Al의 함량이 0.1%를 초과하는 경우, 질소와 결합하여 AlN이 형성됨에 따라 연속주조시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다는 단점이 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.1%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.011%인 것이 보다 바람직하고, 0.013%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.08%인 것이 보다 바람직하고, 0.06%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다.

Cr: 0.005~1.0%

상기 크롬(Cr)은 강을 고용강화시키며 Mn과 마찬가지로 냉각시 페라이트 상변태를 지연시켜 저온 변태조직의 형성을 돕는 역할을 한다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Mn이 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Mn의 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는 페라이트 변태를 과도하게 지연시켜 베이나이트와 마르텐사이트와 같은 저온 변태조직 분율을 필요 이상으로 증가시킴에 따라 연신율이 급격히 감소하는 문제점이 발생한다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.005~1.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.05%인 것이 보다 바람직하고, 0.1%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.2%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.9%인 것이 보다 바람직하고, 0.85%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.8%인 것이 가장 바람직하다.

Ti: 0.005~0.13%

타이타늄(Ti)은 Nb와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, N과의 강한 친화력으로 강 중 조대한 TiN 석출물을 형성한다. 이러한 TiN은 열간압연을 위한 가열 과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 역할을 한다. 한편, N과 반응하고 남은 Ti는 강 중 고용되어 C와 결합함으로써 TiC 석출물을 형성하며, 이러한 TiC는 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Ti가 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Ti의 0.13%를 초과하는 경우에는 TiN 혹은 TiC 석출물이 과다하게 형성하기 때문에, 높은 소부경화성을 얻기 위해 필요한 강 중 C, N 등의 고용원자의 분율이 급격히 낮아질 수 있다. 또한 TiN 석출물의 조대화로 인해 신장플랜지성이 하락할 수 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.13%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.125%인 것이 보다 바람직하고, 0.12%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.115%인 것이 가장 바람직하다.

Nb: 0.005~0.03%

나이오븀(Nb)은 Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소로써, 열간압연 중 석출하여 재결정 지연을 통해 결정립을 미세화하여 강의 강도 및 충격인성을 개선하는 역할을 한다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Nb가 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Nb의 함량이 0.03%를 초과할 경우에는 열간압연시 강 중 고용 탄소량을 급격히 감소시켜 충분한 소부경화성을 확보할 수 없게 되고, 지나친 재결정 지연으로 인해 연신된 결정립이 형성되어 신장플랜지성을 열위하게 하는 문제가 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.005~0.03%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.007%인 것이 보다 바람직하고, 0.009%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.025%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.018%인 것이 가장 바람직하다.

N: 0.001~0.01%

상기 질소(N)는 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 Ti, Al 등과 반응하여 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, N의 고용강화 효과는 C 보다 우수하지만, 강 중에 N 함량이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있어 그 상한을 0.01%로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 N의 함량을 0.001% 이하로 제어하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.001∼0.01%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 N의 함량은 0.001~0.009%인 것이 보다 바람직하고, 0.001~0.008%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.001~0.007%인 것이 가장 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이를 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

본 발명이 제공하는 열연도금강판은 페라이트 및 베이나이트 혼합조직을 주상으로 포함하고, 잔부 조직으로서 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다. 상기 페라이트 및 베이나이트의 분율은 95~99면적%인 것이 바람직하다. 상기 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상은 1~5면적%인 것이 바람직하다. 상기와 같이 미세조직의 분율을 제어함으로써 본 발명이 목표로 하는 강도, 연성, 항복비, 신장플랜지성 및 소부경화성을 확보할 수 있다. 만일, 상기 페라이트 및 베이나이트의 분율이 95면적% 미만이거나 잔부 조직의 분율이 5면적%를 초과할 경우에는 경질상의 분율이 과도하게 증가하게 되어 도금 전 가열시 상기 경질상들의 풀림현상의 증가로 미세조직 내 충분한 전위밀도 확보가 용이하지 않아 소부경화성이 감소하고, 또한 연성 및 신장플랜지성 등의 성형성을 하락시킬 뿐만 아니라 용접성이 열위해지는 문제점이 있다. 반면, 상기 페라이트 및 베이나이트의 분율이 99면적%를 초과하거나 상기 잔부 조직의 분율이 1면적% 미만인 경우 미세조직 내 충분한 저온변태조직 분율을 확보하지 못함에 따라 낮은 전위밀도로 인해 아래에서 설명되는 관계식 3에서 제시하는 유효 El_SPM 값을 훨씬 상회하는 과도한 물리적 변형 없이는 충분한 소부경화성을 확보하기 곤란하다. 여기서, 저온 변태조직이란 베이나이트와, 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)와 같은 경질상을 의미한다.

상기 베이나이트의 분율은 3~30면적%인 것이 바람직하다. 상기 베이나이트의 분율이 3면적% 미만인 경우에는 페라이트 분율이 극대화 되거나 혹은 마르텐사이트 분율이 높아져 조직내 충분한 전위밀도 확보가 용이하지 않다. 반면, 30면적%를 초과하는 경우에는 조직내 경질상의 분율이 전체적으로 높아지게 되어 연성, 신장플랜지성이 열위해지게 되는 문제점이 발생한다. 상기 베이나이트의 분율은 5~10%인 것이 보다 바람직하고, 10~30%인 것이 보다 더 바람직하다.

본 발명의 열연도금강판은 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 통상적으로 압연 조직에서는 {110}//RD 관계를 가지는 α-fiber과 {111}//ND 관계를 가지는 γ-fiber가 압연 조직에서 주로 관찰되나, {110}<112> 및 {112}<111> 결정방위는 조직 내 전단(Shear) 변형이 일어날 경우에 형성되는 것으로서, 상기 전단(Shear) 변형은 통상의 압연 조직 대비 전위(dislocation)의 생성을 용이하게 하는 것이 특징이며, 조직 내 전위밀도의 증가를 가늠할 수 있는 척도가 될 수 있다. 본 발명의 열연도금강판은 하기 관계식 1을 만족함으로써 충분한 전위를 도입시켜 우수한 강도, 연성 및 소부경화성을 확보할 수 있다. 만일, 하기 관계식 1의 값을 만족하지 않는 경우에는 조직 내 충분한 전위밀도가 도입될 정도의 전단변형이 가해지지 않아 높은 소부경화성 확보가 용이하지 않은 문제가 발생할 수 있다. 한편, 상기 언급한 RD와 ND는 각각 Rolling Direction (RD)과 Normal Direction (ND)을 의미한다.

[관계식 1] FCO_{110}<112> + FCO_{112}<111> ≥ 10

전술한 합금조성, 미세조직 및 관계식 1을 만족하는 본 발명의 열연도금강판은 소부경화성(BH): 30MPa 이상, 인장강도(TS): 780MPa 이상, 연신율(El): 10% 이상, 항복비(YR): 0.8 이상, 신장플랜지성: 40% 이상으로서 우수한 기계적 물성을 확보할 수 있다. 한편, 상기 소부경화성은 Low-BH 측정법 기준에 따른 것일 수 있다.

한편, 본 발명이 제공하는 열연도금강판은 소지강판의 편면 또는 양면에 아연 또는 알루미늄 중 1종 이상이 포함된 도금층이 형성된 것일 수 있으며, 상기 도금층은 당해 기술분야에서 통상적으로 이용되는 것이라면 모두 포함할 수 있다.

이상에서 설명한 본 발명의 열연도금강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.

이하, 본 발명 일 실시형태에 따른 열연도금강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

(강 슬라브 재가열)

전술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 재가열한다. 상기 강 슬라브의 재가열 온도는 1180~1300℃인 것이 바람직하다. 상기 강 슬라브의 재가열온도가 1180℃ 미만이면 슬라브의 숙열이 부족하여 열간압연시 온도 확보가 어려워지고, 연속주조시 발생된 편석을 확산을 통해 해소하기 어려워지며, 또한, 연속주조시 석출된 석출물이 충분히 재고용 되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출강화 효과를 얻기 곤란할 수 있다. 반면, 강 슬라브의 재가열온도가 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 성장에 의하여 강도 저하 및 조직 불균일이 조장될 수 있다. 따라서, 상기 강 슬라브의 재가열온도는 1180~1300℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 강 슬라브의 재가열온도의 하한은 1185℃인 것이 보다 바람직하고, 1190℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1200℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 강 슬라브의 재가열온도의 상한은 1295℃인 것이 보다 바람직하고, 1290℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1280℃인 것이 가장 바람직하다.

(열간압연)

상기 재가열된 강 슬라브를 페라이트 상변태 개시온도인 Ar3 이상의 온도에서 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 열간압연온도가 Ar3 미만이면 페라이트 변태 후 압연이 이루어져 본 발명이 목표로 하는 조직과 물성을 확보하기 어려우며, 열간압연온도가 1000℃를 초과할 경우 표면에 스케일성 결함이 증가하여 성형성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 상기 열간압연온도는 Ar3 이상~1000℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 열간압연온도의 하한은 850℃인 것이 보다 바람직하고, 860℃인 것이 보다 더 바람직하며, 870℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 열간압연온도의 상한은 935℃인 것이 보다 바람직하고, 930℃인 것이 보다 더 바람직하며, 920℃인 것이 가장 바람직하다.

(1차 냉각)

상기 열연강판을 550~750℃의 온도까지 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각정지온도가 550℃ 미만이면 강 중 미세조직이 베이나이트 상을 주로 포함하게 되어 페라이트 상을 기지조직으로 얻을 수 없게 되어 충분한 연신율 확보가 힘들다. 반면, 1차 냉각정지온도가 750℃를 초과하게 되면 조대한 페라이트와 펄라이트 조직이 형성되어 원하는 강도를 확보할 수 없게 된다. 따라서, 상기 1차 냉각정지온도는 550~750℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도의 하한은 560℃인 것이 보다 바람직하고, 580℃인 것이 보다 더 바람직하며, 600℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도의 상한은 740℃인 것이 보다 바람직하고, 730℃인 것이 보다 더 바람직하며, 720℃인 것이 가장 바람직하다.

상기 1차 냉각시, 냉각속도는 20℃/sec 이상인 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각속도가 20℃/sec 미만일 경우, 냉각 중에 페라이트와 펄라이트 상 변태가 발생하여 원하는 수준의 경질상을 확보할 수 없게 되어 원하는 강도 및 소부경화성을 확보할 수 없다. 따라서, 상기 1차 냉각속도는 20℃/sec 이상인 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각속도는 30℃/sec 이상인 것이 보다 바람직하고, 45℃/sec 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 60℃/sec 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 1차 냉각속도가 빠를수록 바람직하므로, 상기 1차 냉각속도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 냉각설비를 고려하여 적절히 선택할 수 있다.

(극서냉)

상기 1차 냉각된 열연강판을 하기 관계식 2를 만족하도록 극서냉한다. 상기 관계식 2는 본 발명에서 제안하는 미세조직을 얻기 위한 것으로서, 극서냉시 중간온도(Temp)와 극서냉시간을 최적화함으로써 강도, 연성 및 성형성을 확보할 수 있는 범위에서 페라이트 변태 이후 고용 탄소를 적정 분율 존재시키고, 이를 통해, 냉각 후 강 중에 적정 분율의 저온 변태조직을 형성시켜 저온 변태조직의 입내와, 페라이트 및 상기 저온 변태상의 계면에 충분한 전위를 도입하고자 하는 것이다. 하기 관계식 2를 만족하지 못할 경우, 열연강판의 조직 내 적정 분율의 저온 변태조직을 확보하지 못하여 아래에서 설명되는 관계식 3에서 제시하는 유효 El_SPM 값을 훨씬 상회하는 과도한 물리적 변형 없이는 충분한 소부경화성을 확보하기 곤란하다. 따라서, 하기 관계식 2의 │T - T_R│는 2 이하인 것이 바람직하다. 상기 │T - T_R│는 1.95 이하인 것이 보다 바람직하고, 1.925 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 1.9 이하인 것이 가장 바람직하다. 한편, 하기 관계식 2에서 T_R(이론 극서냉시간)은 본 발명에서 목표로 하는 최적의 미세조직 분율을 얻기 위한 극서냉시간을 의미하며, Temp(극서냉시 중간온도)는 극서냉 개시온도와 종료온도의 중간 온도를 의미한다.

[관계식 2] │T - T_R│ ≤ 2

상기 극서냉시 극서냉속도는 2.0℃/sec 이하인 것이 바람직하다. 상기 극서냉속도가 2.0℃/sec를 초과하는 경우에는 압연된 코일의 길이방향 전장의 상변태 거동이 균일하지 않아 재질 편차를 야기하는 단점이 있다. 따라서, 상기 극서냉속도는 2.0℃/sec 이하인 것이 바람직하다. 상기 극서냉속도는 1.9℃/sec 이하인 것이 보다 바람직하고, 1.75℃/sec 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 1.5℃/sec 이하인 것이 가장 바람직하다.

상기 극서냉시 극서냉유지시간은 10초 이하(0초 제외)인 것이 바람직하다. 상기 극서냉유지시간이 10초를 초과하는 경우에는 페라이트 분율로 과도하게 높아져 원하는 강도 및 소부경화능을 확보하기 곤란하다 따라서, 상기 극서냉유지시간은 10초 이하인 것이 바람직하다. 상기 극서냉유지시간은 9.7초 이하인 것이 보다 바람직하고, 9.5초 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 9초 이하인 것이 가장 바람직하다.

상기 극서냉시 중간온도(Temp)는 545~745℃인 것이 바람직하다. 극서냉시 중간온도가 545℃ 미만이면 강 중 미세조직이 베이나이트 상을 주로 포함하게 되어 페라이트 상을 기지조직으로 얻을 수 없게 되어 충분한 연신율 확보가 힘들다. 반면, 745℃를 초과하게 되면 조대한 페라이트와 펄라이트 조직이 형성되어 원하는 강도를 확보할 수 없게 된다. 즉, 상기 극서냉시 중간온도(Temp)는 545~745℃인 것이 바람직하다. 상기 극서냉시 중간온도의 하한은 550℃인 것이 보다 바람직하고, 555℃인 것이 보다 더 바람직하며, 560℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 극서냉시 중간온도의 상한은 740℃인 것이 보다 바람직하고, 735℃인 것이 보다 더 바람직하며, 730℃인 것이 가장 바람직하다.

(2차 냉각)

상기 극서냉된 열연강판을 300~500℃의 온도까지 2차 냉각 후 권취한다. 상기 2차 냉각정지온도가 300℃ 미만이면 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)와 같은 경질상의 분율이 과도하게 증가되게 되고, 500℃를 초과하게 되면 베이나이트를 비롯한 충분한 저온 변태조직 분율을 확보하지 못하여 아래에서 설명되는 관계식 3에서 제시하는 유효 El_SPM 값을 훨씬 상회하는 과도한 물리적 변형 없이는 충분한 소부경화성을 확보하기 곤란하다. 따라서, 상기 2차 냉각정지온도는 300~500℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 2차 냉각정지온도의 하한은 310℃인 것이 보다 바람직하고, 320℃인 것이 보다 더 바람직하며, 330℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 2차 냉각정지온도의 상한은 495℃인 것이 보다 바람직하고, 490℃인 것이 보다 더 바람직하며, 485℃인 것이 가장 바람직하다.

상기 2차 냉각시, 냉각속도는 20℃/sec 이상인 것이 바람직하다. 상기 2차 냉각속도가 20℃/sec 미만일 경우, 페라이트 분율이 증가하여 본 발명에서 제시하는 강도와 소부경화능을 확보하기 곤란하다는 단점이 있다. 따라서, 상기 2차 냉각속도는 20℃/sec 이상인 것이 바람직하다. 상기 2차 냉각속도는 30℃/sec 이상인 것이 보다 바람직하고, 40℃/sec 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 50℃/sec 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 2차 냉각속도가 빠를수록 바람직하므로, 상기 2차 냉각속도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 냉각설비를 고려하여 적절히 선택할 수 있다.

(정정, 산세)

본 발명에서는 상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 산세는 강판 표면의 스케일을 제거하기 위한 것이다. 상기 산세는 200℃ 이하에서 행하여지는 것이 바람직하다. 상기 산세온도가 200℃를 초과하게 되면 산세가 과도하게 이루어져 강판 표면의 조도가 나빠지는 단점이 있다. 본 발명에서는 상기 산세온도의 하한에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 상기 산세온도의 하한은 상온일 수 있다. 한편, 상기 권취 후 산세 공정까지는 공냉 등의 자연 냉각을 이용하여 강판을 냉각시킬 수 있다.

본 발명에서는 상기 산세 전, 상기 권취된 열연강판을 형상 교정하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 권취 공정 후, 강판의 에지부에 웨이브가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 웨이브를 형상 교정함으로써 강판의 품질 및 실수율을 향상시킬 수 있다.

(가열)

상기 권취된 열연강판을 350~550℃의 가열대에 장입하여 가열한 뒤 추출한다. 상기 가열온도 제어는 이후 도금 공정시 도금액과의 젖음성을 향상시키기 위한 것이다. 상기 가열온도가 350℃ 미만일 경우에는 충분한 젖음성 확보가 되지 않아 도금성이 열위하게 되는 문제가 발생할 수 있으며, 550℃를 초과할 경우에는 강판 내 형성되어 있는 전위의 상당량을 소실하게 되어 이후 조질 압연 등을 통해 강판에 물리적 변형을 주어 전위를 추가 도입하더라도 충분한 소부경화성을 확보하기 곤란할 수 있다. 따라서, 상기 가열온도는 350~550℃인 것이 바람직하다. 상기 가열온도의 하한은 360℃인 것이 보다 바람직하고, 370℃인 것이 보다 더 바람직하며, 380℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 가열온도의 상한은 540℃인 것이 보다 바람직하고, 520℃인 것이 보다 더 바람직하며, 500℃인 것이 가장 바람직하다.

(도금, 조질압연)

상기 가열된 열연강판을 450~550℃의 용융도금욕에 인입하여 상기 열연강판의 표면에 도금층을 형성시킨다. 상기 도금온도가 450℃ 미만일 경우에는 충분한 젖음성 확보가 되지 않아 도금성이 열위하게 되는 문제가 발생할 수 있으며, 연신율 또한 저하될 수 있다. 반면, 550℃를 초과할 경우에는 강판 내 형성되어 있는 전위의 상당량을 소실하게 되어 이후 조질 압연 등을 통해 강판에 물리적 변형을 주어 전위를 추가 도입하더라도 충분한 소부경화성을 확보하기 곤란할 수 있다. 상기 용융도금욕은 아연 또는 알루미늄 중 1종 이상을 포함할 수 있다.

상기 도금시, 상기 열연강판의 용융도금욕 인입속도는 10~60mpm(m/min)인 것이 바람직하다. 상기 열연강판의 용융도금욕 인입속도가 10mpm 미만인 경우에는 과산세로 인한 표면품질 열위와 같은 단점이 있으며, 60mpm을 초과하는 경우에는 미산세로 인하여 표면의 적스케일이 잔존하여 미도금과 같은 단점이 있을 수 있다. 따라서, 상기 열연강판의 용융도금욕 인입속도는 10~60mpm(m/min)인 것이 바람직하다. 상기 열연강판의 용융도금욕 인입속도의 하한은 15mpm인 것이 보다 바람직하고, 17mpm인 것이 보다 더 바람직하며, 20mpm인 것이 가장 바람직하다. 상기 열연강판의 용융도금욕 인입속도의 상한은 58mpm인 것이 보다 바람직하고, 57mpm인 것이 보다 더 바람직하며, 55mpm인 것이 가장 바람직하다.

이후, 상기 도금층이 형성된 열연강판을 조질압연(SPM)한다. 상기 조질압연은 열연도금강판에 추가 전위 도입을 위한 것이며, 이를 통해, 소부경화성을 향상시킬 수 있다.

한편, 본 발명에서는 전술한 상기 가열하는 단계 및 조질압연하는 단계시, 하기 관계식 3을 만족하는 것이 바람직하다.

하기 관계식 3의 (1000 - T_H) Х El_SPM가 15 미만일 경우에는 높은 열처리온도 혹은 낮은 SPM 연신율에 의해 조직내 충분한 전위확보가 되지 않아 본 발명에서 제시하는 소부경화능 수준을 만족할 수 없는 단점이 있고, 250을 초과하는 경우에는 도금품질이 열위하거나 과도한 SPM 작업에 의해 강도초과 및 연성 미달과 같은 단점이 있다. 따라서, 상기 (1000 - T_H) Х El_SPM는 15~250의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 (1000 - T_H) Х El_SPM의 하한은 16인 것이 보다 바람직하고, 18인 것이 보다 더 바람직하며, 20인 것이 가장 바람직하다. 상기 (1 - T_H) Х El_SPM의 상한은 245인 것이 보다 바람직하고, 240인 것이 보다 더 바람직하며, 230인 것이 가장 바람직하다.

[관계식 3] 15 ≤ (1000 - TH) × El_SPM ≤ 250

한편, 상기 El_SPM은 0.03~0.5%인 것이 바람직하다. 상기 El_SPM이 0.03% 미만일 경우에는 추가 전위 도입이 충분하지 않고, 0.5%를 초과하는 경우에는 연성 저하 및 과도한 항복강도 증가에 따른 성형성 열위를 야기할 수 있다. 따라서, 상기 El_SPM은 0.03~0.5%인 것이 바람직하다. 상기 El_SPM의 하한은 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.07%인 것이 가장 바람직하다. 상기 El_SPM의 상한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 뒤, 1250℃로 재가열하고, 하기 표 2의 조건으로 열간압연하여 3.5mm 두께의 열연강판을 얻은 뒤, 1차 냉각, 극서냉, 2차 냉각을 실시하였다. 이 때, 1차 냉각속도는 80℃/sec였으며, 2차 냉각속도는 70℃/sec였다. 이후, 상기 열연강판을 정정 및 산세한 뒤, 하기 표 3의 조건으로 도금 및 조질압연하였다. 이와 같이 제조된 열연도금강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3 및 4에 나타내었다. 이 때, 미세조직의 측정은 강판을 3000배율의 SEM으로 촬영한 후 각 상의 면적분율을 이미지 분석기(image analyzer)를 이용하여 산출하였다. 특히 강 중 MA 상의 면적분율은 LePera 에칭법으로 에칭한 후 광학현미경 및 SEM을 동시에 이용하여 측정하였다. 또한, 미세조직내 결정방위를 분석하기 위하여 도금층과 소지강판의 경계면을 기준으로 강판의 두께방향(Thickness Direction)으로 80㎛부터 180㎛까지, 그리고 압연방향(Rolling Direction)으로 50㎛까지의 면적 즉, 100㎛×50㎛ 면적에 대하여 EBSD 분석을 수행하여 {110}<112> 및 {112}<111> 방위를 가지는 조직의 분율을 측정하였다. 아울러, 기계적 물성은 상기 각 열연도금강판에 대해서 DIN규격 C 방향 시편을 준비한 뒤, 10mm/min의 변형속도로 상온에서 인장시험을 실시하여 측정하였다. 소부경화성(BH)은 DIN 규격 L 방향 시편으로 2% 변형 후 강도와 2% 변형된 시편을 170℃ 온도의 기름욕에서 20분간 열처리 및 상온에서 공랭 후 Low-Yield 값을 측정한 뒤, 그 차이값으로 산출하였다. 신장플랜지성은 JFST 1001-1996 규격을 기준으로 실시하여 평가하였다.

강종No.	합금조성(중량%)
강종No.	C	Si	Mn	P	S	Cr	Ti	Nb	Al	N
강종1	0.05	0.3	1.6	0.01	0.003	0.6	0.09	0.014	0.04	0.003
강종2	0.07	0.4	1.7	0.01	0.003	0.4	0.08	0.015	0.05	0.004
강종3	0.06	0.2	1.7	0.01	0.003	0.5	0.04	0.014	0.03	0.003
강종4	0.06	0.3	1.2	0.01	0.003	0.8	0.11	0.015	0.03	0.004
강종5	0.07	0.2	1.2	0.01	0.003	0.7	0.05	0.014	0.04	0.003
강종6	0.08	0.5	1.5	0.01	0.003	0.6	0.09	0.014	0.05	0.003
강종7	0.09	0.7	1.7	0.01	0.003	0.7	0.04	0.015	0.05	0.003
강종8	0.09	0.7	1.6	0.01	0.003	0.7	0.08	0.014	0.04	0.003
강종9	0.07	0.9	1.9	0.01	0.003	0.6	0.09	0.014	0.04	0.004
강종10	0.11	0.9	1.4	0.01	0.003	0.8	0.11	0.015	0.03	0.004
강종11	0.04	0.8	1.4	0.01	0.003	0.7	0.08	0.015	0.04	0.003
강종12	0.17	0.4	1.7	0.01	0.003	0.6	0.11	0.014	0.04	0.003
강종13	0.08	0.01	1.5	0.01	0.003	0.7	0.12	0.014	0.05	0.004
강종14	0.08	1.2	1.5	0.01	0.003	0.6	0.04	0.015	0.05	0.004
강종15	0.07	0.5	0.7	0.01	0.003	0.7	0.11	0.014	0.04	0.003
강종16	0.08	0.2	2.9	0.01	0.003	0.4	0.04	0.014	0.04	0.004
강종17	0.07	0.3	1.6	0.01	0.003	0.004	0.08	0.014	0.04	0.004
강종18	0.07	0.8	1.5	0.01	0.003	1.2	0.09	0.014	0.05	0.004
강종19	0.07	0.5	1.7	0.01	0.003	0.6	0.07	0.014	0.03	0.003
강종20	0.07	0.5	1.7	0.01	0.003	0.6	0.07	0.014	0.03	0.003
강종21	0.07	0.5	1.7	0.01	0.003	0.6	0.07	0.014	0.03	0.003
강종22	0.07	0.5	1.7	0.01	0.003	0.6	0.07	0.014	0.03	0.003
강종23	0.07	0.5	1.7	0.01	0.003	0.6	0.07	0.014	0.03	0.003
강종24	0.07	0.5	1.7	0.01	0.003	0.6	0.07	0.014	0.03	0.003
강종25	0.07	0.5	1.7	0.01	0.003	0.6	0.07	0.014	0.03	0.003
강종26	0.07	0.5	1.7	0.01	0.003	0.6	0.07	0.014	0.03	0.003
강종27	0.07	0.5	1.7	0.01	0.003	0.6	0.07	0.014	0.03	0.003
강종28	0.07	0.5	1.7	0.01	0.003	0.6	0.07	0.014	0.03	0.003
강종29	0.07	0.5	1.7	0.01	0.003	0.6	0.07	0.014	0.03	0.003
강종30	0.07	0.5	1.7	0.01	0.003	0.6	0.07	0.014	0.03	0.003

구분	강종 No.	마무리 압연온도 (℃)	1차 냉각 정지온도 (℃)	극서냉시 중간온도 (Temp)(℃)	실제 극서냉시간 (T)(초)	2차 냉각 정지온도 (℃)	이론 극서냉시간 (T_R)(초)	관계식 2
발명예1	강종1	900	640	635	6	450	5.3	0.7
발명예2	강종2	880	600	595	6	470	4.8	1.2
발명예3	강종3	880	640	635	8	480	7.0	1.0
발명예4	강종4	900	620	615	6	470	4.6	1.4
발명예5	강종5	890	640	635	6	480	4.1	1.9
발명예6	강종6	860	640	635	6	480	4.6	1.4
발명예7	강종7	900	600	595	9	480	10.5	1.5
발명예8	강종8	900	605	595	8	470	8.8	0.8
발명예9	강종9	860	640	635	7	450	5.9	1.1
발명예10	강종10	870	600	595	8	480	7.7	0.3
비교예1	강종11	880	640	-	0	470	-2.4	2.4
비교예2	강종12	880	640	635	10	470	19.0	9.0
비교예3	강종13	880	640	635	10	470	12.3	2.3
비교예4	강종14	880	640	-	0	470	-3.2	3.2
비교예5	강종15	880	640	-	0	470	-7.7	7.7
비교예6	강종16	880	640	635	10	470	27.1	17.1
비교예7	강종17	880	640	-	0	470	-6.0	6.0
비교예8	강종18	880	640	635	10	470	13.8	3.8
비교예9	강종19	1040	640	635	7	470	7.0	0.0
비교예10	강종20	840	640	635	7	470	7.0	0.0
비교예11	강종21	880	785	780	10	470	20.4	10.4
비교예12	강종22	880	525	520	10	470	16.7	6.7
비교예13	강종23	880	640	-	0	470	7.0	7.0
비교예14	강종24	880	640	635	15	470	7.0	8.0
비교예15	강종25	880	640	635	9	600	7.0	2.0
비교예16	강종26	880	640	635	9	200	7.0	2.0
비교예17	강종27	880	640	635	9	470	7.0	2.0
비교예18	강종28	880	640	635	9	470	7.0	2.0
비교예19	강종29	880	640	635	9	470	7.0	2.0
비교예20	강종30	880	640	635	9	470	7.0	2.0
[관계식 2] │T - T_R│

구분	가열온도 (T_H)(℃)	도금욕온도 (T_F)(℃)	El_SPM (%)	관계식 3	미세조직(면적%)
구분	가열온도 (T_H)(℃)	도금욕온도 (T_F)(℃)	El_SPM (%)	관계식 3	F	B	M+A+MA
발명예1	500	490	0.09	45	83	15	2
발명예2	520	510	0.15	72	78	17	5
발명예3	500	490	0.12	60	75	21	4
발명예4	510	500	0.11	54	75	20	5
발명예5	500	490	0.13	65	77	21	2
발명예6	490	480	0.16	82	81	16	3
발명예7	500	490	0.15	75	82	16	2
발명예8	500	490	0.15	75	77	19	4
발명예9	500	490	0.11	55	78	20	2
발명예10	510	500	0.06	29	72	25	3
비교예1	510	500	0.15	74	91	8	1
비교예2	510	500	0.15	74	68	22	10
비교예3	510	500	0.15	74	69	21	10
비교예4	510	500	0.15	74	92	6	2
비교예5	510	500	0.15	74	93	6	1
비교예6	510	500	0.15	74	64	24	12
비교예7	510	500	0.15	74	95	4	1
비교예8	510	500	0.15	74	69	19	12
비교예9	510	500	0.15	74	71	19	10
비교예10	510	500	0.15	74	79	10	11
비교예11	510	500	0.15	74	80	12	3
비교예12	510	500	0.15	74	69	21	10
비교예13	510	500	0.15	74	71	20	9
비교예14	510	500	0.15	74	87	9	4
비교예15	510	500	0.15	74	96	2	2
비교예16	510	500	0.15	74	67	19	14
비교예17	420	400	0.15	87	65	21	14
비교예18	600	590	0.15	60	93	6	1
비교예19	510	500	0.01	5	75	21	4
비교예20	510	500	0.91	446	75	21	4
[관계식 3] (1000 - TH) × El_SPM T_H는 용융도금욕 장입 전 열연강판의 가열대 장입 온도와 추출 온도의 평균온도를 의미하며, El_SPM은 조질압연 전과 조질압연 직후의 열연도금강판의 길이 차이를 의미함. F:페라이트, B: 베이나이트, M: 마르텐사이트, A: 오스테나이트, MA: 도상 마르텐사이트

구분	결정방위(면적%)		관계식 1	YS (MPa)	TS (MPa)	YR	El (%)	HER (%)	BH (MPa)
구분	{110}<112>	{112}<111>	관계식 1	YS (MPa)	TS (MPa)	YR	El (%)	HER (%)	BH (MPa)
발명예1	5	6	11	657	782	0.84	15	59	40
발명예2	7	6	13	674	793	0.85	13	65	50
발명예3	10	6	16	703	790	0.89	14	52	62
발명예4	9	8	17	696	782	0.89	14	55	61
발명예5	7	7	14	706	802	0.88	14	57	54
발명예6	6	8	14	687	799	0.86	15	55	44
발명예7	6	5	11	705	810	0.87	15	60	57
발명예8	6	7	13	676	805	0.84	15	57	59
발명예9	8	5	13	729	819	0.89	14	49	54
발명예10	9	10	19	774	850	0.91	13	48	61
비교예1	5	3	8	473	520	0.91	13	88	21
비교예2	4	4	8	574	809	0.71	9	40	22
비교예3	4	3	7	554	770	0.72	9	55	19
비교예4	3	3	6	664	730	0.91	16	53	12
비교예5	3	5	8	653	710	0.92	17	60	15
비교예6	3	4	7	600	870	0.69	10	41	18
비교예7	2	2	4	644	700	0.92	18	45	9
비교예8	1	3	4	650	890	0.73	10	39	7
비교예9	7	7	14	503	752	0.67	13	31	45
비교예10	7	6	13	698	812	0.86	8	49	34
비교예11	3	2	5	671	818	0.82	9	55	19
비교예12	4	3	7	748	880	0.85	9	51	25
비교예13	3	3	6	689	840	0.82	10	43	18
비교예14	3	2	5	654	808	0.81	15	46	11
비교예15	2	2	4	692	778	0.89	15	49	16
비교예16	7	7	14	632	890	0.71	7	40	49
비교예17	7	6	13	616	893	0.69	7	39	37
비교예18	2	0	2	703	772	0.91	15	45	2
비교예19	3	1	4	643	794	0.81	15	43	12
비교예20	16	15	31	856	911	0.94	7	36	83
[관계식 1] FCO_{110}<112> + FCO_{112}<111> YS: 항복강도, TS: 인장강도, YR: 항복비, El: 연신율, HR: 신장플랜지성, BH: 소부경화성

상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 미세조직, 제조조건 및 관계식 1 내지 3을 만족하는 발명예 1 내지 10의 경우에는 소부경화성(BH): 30MPa 이상, 인장강도(TS): 780MPa 이상, 연신율(El): 10% 이상, 항복비(YR): 0.8 이상, 신장플랜지성: 40% 이상으로서, 우수한 기계적 물성을 확보하고 있음을 알 수 있다.

비교예 1 내지 8은 본 발명이 제안하는 합금조성을 만족하지 않는 경우로서, 페라이트 및 저온 변태조직 형성에 크게 기여하는 C, Si, Mn, Cr의 함량이 벗어남에 따라 본 발명이 제안하는 미세조직 분율이나 관계식 1을 만족하지 못하였으며, 이로 인해, 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 확보하고 있지 못하고 있음을 알 수 있다.

비교예 9 및 10은 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 마무리압연온도가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 비교예 9의 경우 과도한 적스케일 발생에 의해 성형성이 열위해지고 비교예 10은 Ar3 미만으로 제어된 경우로 페라이트 변태중 압연에 의한 연신된 조직의 형성으로 신장플랜지성 확보가 용이하지 않다.

비교예 11 및 12는 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 1차 냉각정지온도가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 본 발명이 제안하는 미세조직 분율을 확보하기 곤란하여 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 확보하고 있지 못하고 있음을 알 수 있다. 특히, 비교예 11의 경우에는 1차 정지온도가 750℃를 초과하여 5%의 펄라이트 조직이 형성됨에 따라 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 확보하고 있지 못하고 있음을 알 수 있다.

비교예 13 및 14는 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 극서냉 유지시간이 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 관계식 2를 충족하지 못함에 따라 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 확보하고 있지 못하고 있음을 알 수 있다.

비교예 15 및 16은 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 2차 냉각정지온도가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 본 발명이 제안하는 미세조직 분율을 확보하기 곤란하여 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 확보하고 있지 못하고 있음을 알 수 있다.

비교예 17은 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 도금욕온도가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 연신율이 낮은 수준임을 확인할 수 있다.

비교예 18은 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 가열온도 및 도금욕온도가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 소부경화성이 낮은 수준임을 확인할 수 있다.

비교예 19 및 20은 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, El_SPM이 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 소부경화성 또는 연신율이 낮은 수준임을 확인할 수 있다.

도 1은 발명예 4와 비교예 19의 EBSD 분석 결과로서, (a)는 발명예 4, (b)는 비교예 19의 EBSD 분석 결과이다. 발명예 4의 경우에는 본 발명이 제안하는 {110}<112> 및 {112}<111> 결정방위를 갖는 조직이 다량 형성되어 있는 반면, 비교예 19의 경우에는 상기 {110}<112> 및 {112}<111> 결정방위를 갖는 조직의 형성이 충분하지 않음을 알 수 있다.

도 2는 발명예 1 내지 10 및 비교예 1 내지 20의 항복비(YR)×소부경화성(BH)와 연성(El)×신장플랜지성(HER)의 값을 나타낸 그래프이다. 도 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명예들의 경우에는 비교예들에 비하여 항복비(YR), 소부경화성(BH), 연성(El) 및 신장플랜지성(HER)이 모두 우수한 수준임을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.05~0.14%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.0%, Ti: 0.005~0.13%, Nb: 0.005~0.03%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
페라이트 및 베이나이트 혼합조직을 주상으로 포함하고, 잔부 조직으로서 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며,
상기 페라이트 및 베이나이트의 분율은 95~99면적%이고,
하기 관계식 1을 만족하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판.
[관계식 1] FCO_{110}<112> + FCO_{112}<111> ≥ 10
(단, FCO_{110}<112> 와 FCO_{112}<111>는 각각 {110}<112> 및 {112}<111> 결정방위를 갖는 조직의 면적 분율을 의미함.)
청구항 1에 있어서,
상기 베이나이트의 분율은 3~30면적%인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판.
청구항 1에 있어서,
상기 열연도금강판은 소부경화성(BH): 30MPa 이상, 인장강도(TS): 780MPa 이상, 연신율(El): 10% 이상, 항복비(YR): 0.8 이상, 신장플랜지성: 40% 이상인 강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판.
청구항 1에 있어서,
상기 열연도금강판은 소지강판의 편면 또는 양면에 아연 또는 알루미늄 중 1종 이상이 포함된 도금층이 형성된 강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판.
중량%로, C: 0.05~0.14%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.0%, Ti: 0.005~0.13%, Nb: 0.005~0.03%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상~1000℃의 온도에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 550~750℃의 온도까지 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 열연강판을 하기 관계식 2를 만족하도록 극서냉하는 단계;
상기 극서냉된 열연강판을 300~500℃의 온도까지 2차 냉각 후 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 350~550℃의 가열대에 장입하여 가열한 뒤 추출하는 단계;
상기 가열된 열연강판을 450~550℃의 용융도금욕에 인입하여 상기 열연강판의 표면에 도금층을 형성시키는 단계; 및
상기 도금층이 형성된 열연강판을 조질압연하는 단계를 포함하고,
상기 가열하는 단계 및 조질압연하는 단계시 하기 관계식 3을 만족하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
[관계식 2] │T - T_R│ ≤ 2
(T_R = 241 + 109[C] + 16.9[Mn] + 22.7[Cr] - 11.1[Si] - 5.4[Al] - 0.87Temp + 0.00068Temp²)
(T는 실제 극서냉시간, T_R은 이론 극서냉시간, Temp는 극서냉시 중간온도를 의미하고, 상기 [C], [Mn], [Cr], [Si], [Al]는 각 합금원소는 함량을 의미함.)
[관계식 3] 15 ≤ (1000 - TH) × El_SPM ≤ 250
(T_H는 용융도금욕 장입 전 열연강판의 가열대 장입 온도와 추출 온도의 평균온도를 의미하며, El_SPM은 조질압연 전과 조질압연 직후의 열연도금강판의 길이 차이를 의미함.)
청구항 5에 있어서,
상기 강 슬라브의 재가열 온도는 1180~1300℃인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
청구항 5에 있어서,
상기 1차 냉각시, 냉각속도는 20℃/sec 이상인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
청구항 5에 있어서,
상기 극서냉시 극서냉속도는 2.0℃/sec 이하인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
청구항 5에 있어서,
상기 극서냉시 극서냉유지시간은 10초 이하(0초 제외)인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
청구항 5에 있어서,
상기 Temp는 545~745℃인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
청구항 5에 있어서,
상기 2차 냉각시, 냉각속도는 20℃/sec 이상인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
청구항 5에 있어서,
상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 포함하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
청구항 12에 있어서,
상기 산세는 200℃이하에서 행하여지는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
청구항 12에 있어서,
상기 산세 전, 상기 권취된 열연강판을 형상 교정하는 단계를 추가로 포함하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
청구항 5에 있어서,
상기 열연강판의 표면에 도금층 형성시, 상기 열연강판의 용융도금욕 인입속도는 10~60mpm(m/min)인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
청구항 5에 있어서,
상기 El_SPM은 0.03~0.5%인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.