KR100711362B1 - 도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판 및 그제조방법 - Google Patents

도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판 및 그제조방법 Download PDF

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Abstract

자동차 내판용으로 주로 사용되고, 도금특성 및 연신특성이 우수한 심가공용 고강도 박강판과 그 제조방법이 제공된다.
이 박강판은 중량%로, C: 0.01% 이하, Si: 0.3% 이하, Mn: 0.03~0.2%, P: 0.15% 이하, S: 0.003~0.015%, Sol.Al: 0.1~0.4%, N: 0.01% 이하, Ti: 0.003~ 0.01%, Nb: 0.003~0.04%, B: 0.0002~0.002%, Mo: 0.05% 이하, Cu: 0.005~0.2%, Cr: 0.05~0.5%, Sb: 0.02~0.1%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 그리고 20nm 이하의 크기를 갖는 MnS, CuS, (Mn,Cu)S 석출물들을 75% 이상 포함된다.
본 발명에 따르면, 인장강도 440MPa 이상과 우수한 도금특성 및 연신특성을 갖는 심가공용 박강판을 제공할 수 있다.
심가공용, 도금특성, r값, 박강판, 고강도, Sb

Description

도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법{High strength thin steel sheet having excellent plating and elongation property and the method for manufacturing the same}
일본 공개특허공보 평5-009587호
일본 공개특허공보 평5-279798호
일본 공개특허공보 평5-214487호
일본 공개특허공보 평6-057373호
일본 공개특허공보 평7-179946호
본 발명은 자동차 내판용으로 주로 사용되는 박강판에 관한 것이다. 보다 상세하게는 440MPa 이상의 인장강도를 확보하고, 우수한 도금특성 및 연신특성을 갖는 심가공용 박강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 내판용 강판으로 주로 사용되고 있는 심가공용 고강도 강판은 우수한 성형성 때문에 그 적용 용도가 급격히 증가하고 있다. 이러한 심가공용 고강도 강판은 높은 강도뿐만 아니라 연신 특성이 매우 우수하여 가공 시 성형 불량 발생 가능성이 현저하게 낮기 때문이다.
이러한 특성은 최근 자동차 업계에서의 고객의 요구 및 기호의 다변화에 적극 대응하기 위하여 보다 높은 강도 및 우수한 성형성을 갖는 강판을 요구하고 있는 것과 매우 밀접하게 연관되어 있다. 그러나, 자동차용 강판의 고강도화는 성형성의 악화를 초래하기 때문에 강도 및 성형성을 동시에 만족시키기란 매우 어려워 보다 고차원의 제조기술이 필요하다.
한편, 자동차용 강판은 환경적인 측면에서 강판 표면에 도금을 행하여 표면이 미려한 강판이 요구되고 있다. 하지만, 강판의 고강도화를 위해 첨가되는 불순물 원소들에 의해 표면이 미려한 강판 표면을 확보하기가 어렵다는 것은 이미 잘 알려져 있는 사실이다.
일반적으로 강판의 강도 및 성형성을 향상시키기 위해서는 강중의 불순물을 최소화한 고순도강에서 강도 향상원소(Mn, P, Si 등의 고용강화원소) 및 가공성 향상원소(Ti, Nb 등의 탄질화물 형성원소)를 첨가함으로써 제조하는 것이 보통이다. 하지만, 철강재료의 특성상, 강도와 성형성을 동시에 확보하는 것이 쉽지 않을 뿐만 아니라, 강도 향상을 위해 첨가하는 강도 향상원소(Mn, Si 등) 들은 소둔 과정 에서 Mn, Si계 산화물이 도금 표면에 용출하여 도금강판의 표면 특성의 저하를 초래하므로, 표면이 미려한 도금강판을 제조하는데 많은 어려움이 있다. 결국 강도 향상을 위해 첨가되는 합금원소들은 가공성 및 도금특성을 저해하는 요소로 작용하는 것이 보통이다.
통상 심가공용 박강판을 제조하기 위해서는 양호한 성형성 확보를 위해 제강 공정에서 C, N과 같은 침입형 고용원소의 양을 50ppm 이하로 낮추고, 별도로 탄질화물 형성원소인 Ti, Nb 등을 단독 또는 복합첨가한 극저탄소 IF(Interstitial Free)강을 이용하여 제조하는 것이 보통이다.
상기와 같이 도금특성이 우수한 고강도 및 고가공용 강판을 제조하기 위한 일본 고로사들을 중심으로 개발된 심가공용 박강판 제조방법에 대한 종래기술들이 있다. 상기 IF강을 이용한 심가공용 박강판의 제조방법에 대한 모특허로는 현 일본 NSC의 전신인 야와타에서 세계 최초로 출원한 Ti첨가강을 필두로 미국 Armco사의 Nb 첨가강, NSC의 개량 Ti첨가강, KSC의 Ti-Nb 복합첨가강 등이 있다. 상기 모특허들 이외에도 성분, 조성방법 및 제조조건에 있어서 그 한정조건이 조금씩 상이한 수 많은 관련특허들이 전세계적으로 출원되어 있음은 이미 잘 알려져 있다.
또한, 이들의 공통점은 극저탄소강에 가공성 확보를 위해 Ti 또는 Nb 등의 탄질화물 형성원소를 0.01~0.07% 첨가하여 제조하는 것이 일반적이다. 그러나, 이 경우 결정립계를 강화시키는 역할을 하는 침입형 고용원소가 강중에 존재하지 않기 때문에 2차 가공취성이 발생할 뿐만 아니라 가공특성도 크게 개선되지 못하는 문제점이 있다.
한편, 강도 향상을 위해 첨가하는 고용강화원소들(P, Mn, Si 등)에 의해 입계강도는 더욱 약해지는데, 이를 개선하기 위한 종래기술로는 일본 공개특허공보 평5-009587호, 평5-279798호, 평5-214487호, 평6-057373호, 평7-179946호가 있다. 상기 종래기술들은 약 5~10ppm 정도의 B을 첨가하여 상기의 문제점을 개선하고 있다. 그러나, Mn, Si 및 B의 첨가로 소둔시 강판 표면에 Mn, Si계 산화물이 용출됨으로써 도금강판 특성을 현저히 저하시켜 표면이 미려한 도금 제품을 제조하는데 많은 어려움이 있다.
본 발명은 상기한 종래의 문제점을 개선하기 위한 것으로, 합금원소를 적절히 제어함으로써, 인장강도 440MPa 이상의 고강도를 가지면서 도금특성 및 연신특성이 우수한 심가공용 고강도 박강판 및 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.01% 이하, Si: 0.3% 이하, Mn: 0.03~0.2%, P: 0.15% 이하, S: 0.003~0.015%, Sol.Al: 0.1~0.4%, N: 0.01% 이하, Ti: 0.003~0.01%, Nb: 0.003~0.04%, B: 0.0002~0.002%, Mo: 0.05% 이하, Cu: 0.005~0.2%, Cr: 0.05~0.5%, Sb: 0.02~0.1%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 그리고 20nm 이하의 크기를 갖는 MnS, CuS, (Mn,Cu)S 석출물들을 75% 이상 포함하는 도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.01% 이하, Si: 0.3% 이하, Mn: 0.03~0.2%, P: 0.15% 이하, S: 0.003~0.015%, Sol.Al: 0.1~0.4%, N: 0.01% 이하, Ti: 0.003~ 0.01%, Nb: 0.003~0.04%, B: 0.0002~0.002%, Mo: 0.05% 이하, Cu: 0.005~0.2%, Cr: 0.05~0.5%, Sb: 0.02~0.1%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 재가열하고, 오오스테나이트 단상역인 880℃ 이상에서 열간마무리압연을 종료한 다음, 700℃ 이하에서 권취하고, 65% 이하의 압하율로 냉간압연한 후, 780~830℃ 온도범위에서 연속소둔 하는 도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.
본 발명자는 Si, Mn의 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 첨가함에 의해 산화물이 입계로 이동하는 것을 방해하여 Si, Mn으로 인한 표면 결함 발생 가능성을 현저히 개 선하여 Si 및 Mn을 첨가하더라도 우수한 도금특성을 확보할 수 있는 것이다.
또한, 본 발명은 Sol.Al을 적절히 제어함으로써, 비교적 낮은 소둔온도에서도 심가공성을 안정적으로 확보할 수 있다는데 특징이 있는 것이다. 즉, 본 발명에서 Sol.Al은 탄질화물인 Ti, Nb계 석출물의 형성 거동에 영향을 미쳐 석출물의 크기를 조대화함으로써 {111}계열의 집합조직을 발달시켜 통상의 IF강에 비해 Ti, Nb를 소량 첨가하더라도 더욱 양호한 가공성을 확보할 수 있다.
따라서, 본 발명은 강판에 Sol.Al을 적절히 첨가함에 의해 심가공성을 향상시켜 성형성이 우수한 강판을 확보할 수 있는 것이다. 먼저 본 발명의 강성분의 조성범위를 설명한다.
C: 0.01% 이하가 바람직하다.
상기 C는 침입형 고용원소로서, 냉연 및 소둔 시 강판의 집합조직 형성과정에서 가공성에 유리한 {111} 집합조직의 형성을 저해한다. 또한, 상기 C를 다량 함유하게 되면 탄질화물 형성원소인 Ti, Nb의 첨가량을 높여야 하며, 이로 인해 경제적으로 불리하므로 상기 C의 함량은 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.3% 이하가 바람직하다.
상기 Si은 고용강화 원소로서, 강도 향상 측면에서 유리하지만 소둔 시 표면에 Si계 산화물이 용출하여 도금표면 특성을 열화시키므로 가능한 적게 첨가함이 바람직하나 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 위해 상기 Si의 함량은 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.03~0.2%가 바람직하다.
상기 Mn은 강 중 고용S을 MnS로 석출하여 고용S에 의한 적열취성(Hot Shortness)을 방지하는 원소로 알려져 있다. 본 발명에서는 Mn과 S의 함량을 유기적으로 제어하여 매우 미세한 MnS가 석출될 수 있도록 Mn의 함량을 0.03~0.2%로 관리함으로써 강도 및 면내 이방성을 크게 개선하고 있다. 그 함량이 0.03% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 0.2%를 초과하게 되면 조대한 MnS 석출물이 형성되어 내시효성이 열악해질 가능성이 높으므로, 상기 Mn의 함량은 0.03~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.15% 이하가 바람직하다.
상기 P은 Mn과 함께 강도상승을 위해 첨가하는 대표적인 고용강화 원소로서, 본 발명강인 Ti-Nb계 성분계에서는 강도 상승뿐만 아니라 결정립 미세화 및 입계편석 등에 의해 r값에 유리한 {111} 집합조직이 발달된다. 0.15%를 초과하게 되면 연신율의 급격한 하락과 함께 취성이 크게 증가하므로 상기 P의 함량은 0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.003~0.015%가 바람직하다.
상기 S의 함량이 0.003% 미만인 경우 MnS, CuS, (Mn,Cu)S 석출물량이 적을 뿐만 석출물이 매우 조대해져 강도 및 내시효성을 저해할 가능성이 높다. 반면, 0.015%를 초과하게 되면 고용S의 함량이 많아져 연성 및 성형성을 크게 저해하며, 적열취성의 우려가 있으므로, 상기 S의 함량은 0.003~0.015%로 제한하는 것이 바람직하다.
Sol.Al: 0.1~0.4%가 바람직하다.
상기 Sol.Al은 강중 용존 산소량을 충분히 낮은 상태로 유지하면서 비교적 낮은 소둔온도에서도 심가공성을 안정적으로 확보할 수 있게 해주는 역할을 한다. 즉, 본 발명에서 상기 Sol.Al은 (Ti,Nb)C석출물의 크기를 조대화하고 P의 재결정 억제작용을 방해하는 역할을 함으로써, 재결정을 촉진시킬 뿐만 아니라 {111}계열의 집합조직을 발달시킨다. 또한, 본 발명에서 상기 Sol.Al은 탄질화물인 Ti, Nb계 석출물의 형성거동에 영향을 미쳐 석출물의 크기를 조대화함으로써 통상의 IF강에 비해 Ti, Nb를 소량 첨가하더라도 더욱 양호한 가공성을 확보할 수 있다. 그 함량이 0.1% 미만인 경우 상기의 효과를 확보할 수 없는 반면, 0.4%를 초과하는 경우 비용 상승 및 연주 조업성을 저하시키므로 상기 Sol.Al의 함량은 0.1~0.4%로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.01% 이하가 바람직하다.
상기 N는 고용상태로 존재하는 경우 가공성을 크게 저하시키며, 0.01%를 초 과하면 석출물로 고정하기 위한 Ti 및 Nb 첨가량을 증가시켜야 하므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.003~0.01%가 바람직하다.
상기 Ti의 함량이 0.003% 미만인 경우 AlN으로 석출되지 못하여 잔존된 질소를 효과적으로 석출시키지 못하므로 가공시 시효현상이 발생하여 가공 표면이 열위 될 가능성이 높다. 반면, 0.01%를 초과하는 경우 도금시 Ti계 산화물이 표층에 용출되어 도금 표면 특성을 열위시키므로 상기 Ti의 함량은 0.003~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.003~0.04%가 바람직하다.
상기 Nb의 함량이 0.003% 미만인 경우 강중 존재하는 고용원소들(Mn, Si 등)을 효과적으로 제거하지 못하여 가공성이 열위될 수 있는 반면, 0.04%를 초과하는 경우 제조 원가의 상승뿐만 아니라 미석출 고용Nb에 의해 가공성이 오히려 열위될 수 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.003~0.04%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.0002~0.002%가 바람직하다.
상기 B은 입계강화원소로서, 점용접부의 피로특성을 향상시키고, P입계취성을 방지할 수 있는 유용한 원소이다. 그 함량이 0.0002% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 0.002%를 초과하면 가공성이 급격히 저하되고 도금강판 의 표면특성이 열화되므로, 상기 B의 함량은 0.0002~0.002%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.05% 이하가 바람직하다.
상기 Mo은 내2차가공취성 및 도금성을 개선하는 원소로서, 그 함량이 0.05%를 초과하는 경우 상기의 효과가 크게 감소할 뿐만 아니라 경제적으로도 불리하므로, 상기 Mo의 함량은 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cu: 0.005~0.2%가 바람직하다.
상기 Cu는 강판의 강도를 증가시키며, 그 함량이 0.005% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어려운 반면, 0.2%를 초과하는 경우 오히려 Cu계 석출물이 조대화되어 강도 향상 측면에서 크게 유리하지 못하고 제조 원가 비용도 증가한다. 따라서, 상기 Cu의 함량은 0.005~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.05~0.5%가 바람직하다.
상기 Cr은 소둔시 Cr계 탄화물(CrC)을 형성하여 강중 존재하는 고용C를 석출시킴으로써 연신특성을 향상시키는 요소로 작용한다. 그 함량이 0.05% 미만인 경우 충분한 CrC를 석출하지 못해 가공성이 열위되는 반면, 0.5%를 초과하면 경제적 측면에서 불리하므로 상기 Cr의 함량은 0.05~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Sb: 0.02~0.1%가 바람직하다.
상기 Sb는 본 발명에서 매우 중요한 성분으로서, 우수한 도금특성을 확보하기 위하여 첨가하는 필수적인 성분이다. 상기 Sb는 소둔시 Si, Mn산화물이 강판 표면으로 용출되는 것을 방해함으로써 도금특성을 향상시킨다.
즉, 열간압연 후 상기 Sb은 주로 결정입계에 편석하여 결정입계를 통해 Mn, Si산화물의 이동 통로를 차단하여 표면 결함을 저하시킴으로써 우수한 도금특성을 확보하는 것이다. 그 함량이 0.02% 미만인 경우 Mn, Si산화물의 통로 억제 효과가 거의 없는 반면, 0.1%를 초과하는 경우 과잉의 Sb가 고용상태로 존재하여 강의 연신 특성을 저해하므로 상기 Sb의 함량은 0.02~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강판에는 20nm 이하의 크기를 갖는 MnS, CuS, (Mn,Cu)S 석출물들을 75% 이상 포함한다. 석출물의 크기가 20nm를 초과하는 경우 강도 확보에 크게 기여하지 못하며, 석출물의 양이 75% 미만인 경우에도 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하지 못한다. 따라서, 20nm 이하의 크기를 갖는 상기 석출물들을 75% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 조성되는 강에 추가로, 상기 Ti, Al 및 N가 5.2≤(Ti/3.42N)+ (Al/1.92N)≤21.1의 관계 및 상기 Nb, Cr 및 C가 1.2≤(Nb/7.75C)+(Cr/4.3C)≤12.1의 관계를 만족하며, 상기 Mn, Cu 및 S이 6.7≤(Mn/1.7S)+(Cu/1.96S)≤14.6의 관계 를 만족할 수 있다.
즉, 본 발명에서는 우수한 내시효성, 드로잉성, 연신율 및 도금특성을 확보하기 위하여, 상기 Ti, Nb의 관계식을 제시하고 있는데 이하, 본 발명의 관계식에 대하여 설명한다.
상기 Ti, Al 및 N가 5.2≤(Ti/3.42N)+(Al/1.92N)≤21.1의 관계를 만족함이 바람직하다.
강중 첨가되는 N는 통상 TiN 및 AlN으로 석출되어 강의 가공성을 향상시킨 다. 따라서, Ti 및 Al의 함량이 충분하지 않으면 고용N에 의한 시효현상이 발생할 뿐만 아니라 드로잉성이 저하될 가능성이 높다. 하지만 강중 고용Ti이 일정량 이상으로 많은 경우에는 가공시 스트레칭성이 떨어지고 도금특성도 저하될 가능성이 높다. 즉, 상기의 관계식이 5.2 미만인 경우 시효현상이 발생될 가능성이 높으며 드로잉성의 저하를 초래하는 반면, 21.1를 초과하는 경우 스트레칭성이 떨어지고 도금특성이 저하하므로 상기 관계식은 5.2~21.1로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Nb, Cr 및 C가 1.2≤(Nb/7.75C)+(Cr/4.3C)≤12.1의 관계를 만족함이 바람직하다.
상기 관계식은 심가공성 및 스트레칭성을 안정적으로 확보하기 위한 경험식으로서 그 값이 1.2 미만인 경우 강중 C의 소기(scavenging)가 불완전하여 드로잉 성이 저하되는 반면, 12.1를 초과하는 경우 강중 고용Nb 및 Cr함량이 증가하여 제조 원가 상승뿐만 아니라 스트레칭성이 크게 저하하므로 상기 관계식은 1.2~12.1로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에서는 MnS, CuS, (Mn,Cu)S 석출물들의 크기를 제어하기 위하여, 상기 Mn, Cu, S의 관계식을 제시하고 있는데, 이하, 본 발명의 관계식에 대하여 설명한다.
상기 Mn, Cu 및 S이 6.7≤(Mn/1.7S)+(Cu/1.96S)≤14.6의 관계를 만족함이 바람직하다.
상기 관계식을 만족하는 본 발명의 강판은 20nm 이하의 크기를 갖는 MnS, CuS, (Mn,Cu)S 석출물들을 75% 이상 함유하게 되어 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 있다. 상기 관계식 값이 6.7 미만인 경우 석출 효과가 거의 없어 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어려운 반면, 14.6을 초과하는 경우 조대한 석출물이 다량 형성되어 강도 향상을 저해하므로 상기 관계식은 6.7~14.6으로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 상기와 같이 조성되는 강을 갖는 박강판의 제조방법에 대하여 상세하게 설명한다.
먼저, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 재가열한 후, 오오스테나이트 단상 역인 880℃ 이상에서 열간마무리압연을 종료한다.
열간마무리 압연온도가 880℃ 미만인 경우, 오스테나이트 단상역이 아닌 2상역일 가능성이 높아 상기 열간마무리 압연온도는 880℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
이후, 700℃ 이하에서 권취하고, 65% 이하의 냉간압하율로 냉간압연한다. 상기 권취온도가 700℃를 초과하는 경우 석출물이 너무 조대화되어 강도 향상 기여가 거의 없으므로, 상기 권취온도는 700℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기의 압하율로 냉간압연을 실시하면 가공성 평가지수인 r값을 증가할 수 있는 반면, 65%를 초과하는 경우 현장 작업시 롤(Roll) 부하가 높아 작업 트러블이 자주 발생되므로 상기 냉간압하율은 65% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이어, 상기 냉연강판을 780~830℃ 온도범위에서 연속소둔한다. 상기 소둔온도가 780℃ 미만인 경우 연신특성이 저하될 가능성이 높으며, 830℃를 초과하는 경우는 고온소둔으로 인하여 조업상 스트립의 통판성 등의 문제가 발생할 위험성이 매우 높을 뿐만 아니라, Si, Mn산화물의 표면 용출 가능성이 높아져 도금특성을 열위시키므로 상기 소둔온도는 780~830℃로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 연속소둔한 본 발명의 강을 통상의 방법으로 합금화 처리할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
[실시예]
하기 표1과 같이 조성되는 강 슬라브를 1200℃에서 재가열하여 Ar3 변태점 이상인 910℃ 에서 마무리 열간압연하였다. 이어, 하기 표2와 같은 제조조건으로 권취 후 냉간압연하였으며, 하기 표2의 연속소둔 온도에서 10℃/초의 속도로 균열온도까지 가열하여 40초동안 유지하였다.
얻어진 소둔판은 기계적 특성을 조사하기 위해 ASTM 규격(ASTM E-8 stan- dard)에 의한 표준시편으로 가공하였다. 시편은 인장시험기(INSTRON사, Model 6025)를 이용하여 항복강도, 인장강도, 연신율, 소성이방성 지수(rm값), 면내이방성 지수(△r값)를 측정하였다.
여기서 rm=(r0+2r45+r90)/4, △r=(r0-2r45+r90)/2이다. 내2차가공취성 (DBTT)의 평가는 가공비 1.9의 조건으로 성형한 컵을 옆으로 거취시켜 놓고 추를 낙하시켜 연성-취성천이온도(DBTT, Ductile -Brittle Transition Temperature)를 측정하는 방식으로 평가하였다.
또한, 도금특성은 박리폭(mm)을 측정하여 파우더링등급에 따라 평가하였다.
표2는 본 발명강과 비교강의 기계적 성질, 내2차가공취성 및 도금특성을 나타낸 것이다.
구분 화학성분(wt%) 식 1 식 2 식 3
C Si Mn P S Al N Ti Nb B Mo Cu Cr Sb
발명의 범위 ≤0.01 ≤0.3 0.03 ~ 0.2 ≤0.15 0.003~ 0.015 0.1 ~ 0.4 ≤0.01 0.003 ~ 0.01 0.003 ~ 0.04 0.0002 ~ 0.002 ≤0.05 0.005 ~ 0.2 0.05 ~ 0.5 0.02 ~ 0.1 5.29 ~ 21.1 1.2 ~ 12.1 6.7 ~ 14.6
발명강1 0.005 0.25 0.08 0.07 0.008 0.11 0.004 0.006 0.035 0.0011 0.04 0.11 0.08 0.03 14.7 4.62 12.9
발명강2 0.0045 0.23 0.15 0.09 0.012 0.12 0.005 0.007 0.025 0.0008 0.03 0.1 0.2 0.025 12.9 11.0 11.6
발명강3 0.0062 0.26 0.12 0.08 0.013 0.13 0.004 0.008 0.031 0.0009 0.04 0.12 0.07 0.04 17.5 3.27 10.1
발명강4 0.0056 0.15 0.11 0.11 0.011 0.12 0.0045 0.008 0.032 0.0012 0.035 0.11 0.15 0.06 14.4 6.96 10.9
발명강5 0.0048 0.28 0.08 0.09 0.007 0.11 0.003 0.007 0.028 0.0008 0.04 0.08 0.32 0.07 19.7 8.98 12.5
비교강1 0.0048 0.5 0.8 0.08 0.0013 0.05 0.004 0.05 - 0.0007 - - - - 　10.1 　 361.9　
비교강2 0.0062 0.6 0.7 0.11 0.014 0.04 0.003 0.03 0.04 0.0015 - - - - 　9.8 0.83　 　29.4
식 1: 5.2≤ (Ti/3.42N)+(Al/1.92N) ≤ 21.1 식 2: 1.2≤ (Nb/7.75C)+(Cr/4.3C) ≤ 12.1 식 3: 6.7≤ (Mn/1.7S)+(Cu/1.96S) ≤ 14.6
구분 조업조건 기계적성질 도금특성 비고
권취 온도 (℃) 냉간 압하율 (%) 소둔 온도 (℃) 항복 강도 (MPa) 인장 강도 (MPa) 연신율 (%) R-value DBTT (℃) 석출물 분포 (≤20nm) 박리폭 (mm)
발명재1 685 62 795 283 445 35.2 1.92 -40 78% 4.8 발명강1
발명재2 681 61 796 285 448 35.3 1.88 -45 77% 4.1 발명강1
발명재3 683 62 810 286 453 34.5 1.93 -50 81% 4.2 발명강2
발명재4 682 61 812 284 455 34.6 1.96 -40 80% 3.6 발명강2
발명재5 654 59 805 275 448 36.1 2.01 -40 82% 3.8 발명강3
발명재6 651 58 812 274 486 34.2 1.89 -50 79% 4.5 발명강3
발명재7 652 63 789 295 462 35.7 2.05 -50 77% 4.3 발명강4
발명재8 694 62 785 287 451 36.2 2.04 -50 81% 5.5 발명강5
발명재9 691 61 804 284 453 35.8 1.91 -40 80% 5.2 발명강5
비교재10 720 62 802 268 446 33.1 1.75 -30 56% 7.8 비교강1
비교재11 560 62 803 284 451 32.6 1.68 -30 45% 7.2 비교강1
비교재12 722 59 796 285 456 32.9 1.67 -20 52% 8.8 비교강2
비교재13 558 58 795 278 458 33.1 1.62 -30 51% 7.2 비교강2
파우더링등급: 1등급(박리폭≤4mm) 2등급(박리폭≤6mm) 3등급(박리폭≤7mm) 4등급(박리폭≤8mm)
상기 표 1 및 2에서 나타난 바와 같이 본 발명의 성분범위를 만족하는 발명강(1~5)을 이용하여 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 발명재(1~9)의 경우, 75% 이상의 20nm 이하의 미세 석출물을 형성하여 인장강도 440MPa 이상의 고강도를 확보하였으며, 연신율 34% 이상, 소성이방성지수(r값) 1.88 이상 등 비교강 대비 연신 특성이 2~3% 향상되었다. 또한, -40℃이하의 내2차가공취성을 확보하였으며,박리폭 역시 4~5mm로 비교강 대비 우수한 도금특성을 확보하였다.
그러나, 본 발명의 성분범위를 만족하지 않는 비교강(1,2)을 이용하여 제조된 비교재(10~13)의 경우, 고용강화원소인 Si, Mn을 다량 첨가하여 본발명에서 목표로 하는 인장강도는 확보하였지만, 본 발명의 성분범위를 만족하지 않아 열위한 연신특성을 나타내었다. 또한, 비교강들은 Sb 미첨가강으로서, 비교재(10~13)는 다량 첨가된 Si과 Mn으로부터 열위한 도금특성을 나타내었다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 박강판은 인장강도 440MPa 이상의 고강도 및 우수한 연신특성을 확보할 수 있다. 또한, 산화물의 표면용출를 억제하여 표면 결함이 없는 도금특성이 우수한 고강도 박강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C: 0.01% 이하, Si: 0.3% 이하, Mn: 0.03~0.2%, P: 0.15% 이하, S: 0.003~0.015%, Sol.Al: 0.1~0.4%, N: 0.01% 이하, Ti: 0.003~0.01%, Nb: 0.003~0.04%, B: 0.0002~0.002%, Mo: 0.05% 이하, Cu: 0.005~0.2%, Cr: 0.05~0.5%, Sb: 0.02~0.1%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 그리고 20nm 이하의 크기를 갖는 MnS, CuS, (Mn,Cu)S 석출물들을 75% 이상 포함하는 도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 Ti, Al 및 N가 5.2≤(Ti/3.42N)+(Al/1.92N)≤21.1의 관계를 만족하고, 그리고 상기 Nb, Cr 및 C가 1.2≤(Nb/7.75C)+(Cr/4.3C)≤12.1의 관계를 만족하는 도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 Mn, Cu 및 S이 6.7≤(Mn/1.7S)+(Cu/1.96S)≤14.6의 관계를 만족하는 도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판.
  4. 중량%로, C: 0.01% 이하, Si: 0.3% 이하, Mn: 0.03~0.2%, P: 0.15% 이하, S: 0.003~0.015%, Sol.Al: 0.1~0.4%, N: 0.01% 이하, Ti: 0.003~0.01%, Nb: 0.003~0.04%, B: 0.0002~0.002%, Mo: 0.05% 이하, Cu: 0.005~0.2%, Cr: 0.05~0.5%, Sb: 0.02~0.1%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 재가열하고, 오오스테나이트 단상역으로 하되 880℃ 이상에서 열간마무리압연을 종료한 다음, 700℃ 이하에서 권취하고, 65% 이하의 압하율로 냉간압연한 후, 780~830℃ 온도범위에서 연속소둔 하는 도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판의 제조방법.
  5. 제 4항에 있어서, 상기 Ti, Al 및 N가 5.2≤(Ti/3.42N)+(Al/1.92N)≤21.1의 관계를 만족하고, 그리고 상기 Nb, Cr 및 C가 1.2≤(Nb/7.75C)+(Cr/4.3C)≤12.1의 관계를 만족하는 도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판의 제조방법.
  6. 제 4항에 있어서, 상기 Mn, Cu 및 S이 6.7≤(Mn/1.7S)+(Cu/1.96S)≤14.6의 관계를 만족하는 도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판의 제조방법.
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