KR20140031753A

KR20140031753A - 초고강도 용융도금강판 및 그의 제조방법

Info

Publication number: KR20140031753A
Application number: KR1020120098461A
Authority: KR
Inventors: 이규영; 김성우; 구민서; 주세돈; 곽재현
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-09-05
Filing date: 2012-09-05
Publication date: 2014-03-13
Also published as: KR101403262B1

Abstract

중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 C, Mn, Cr, Ti의 함량이 하기 관계식 1(3872[C] + 259[Mn] + 156[Cr] - 724[Ti] > 1378)을 만족하며, 미세조직은 부피분율로 90% 이상의 마르텐사이트, 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 구성되는 소지강판, 및 상기 소지강판 상에 형성된 용융아연도금층을 구비한, 초고강도 용융도금강판 및 이의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 따르면, 서냉각 구간이 존재하는 통상의 연속소둔 용융도금로를 활용하여 인장강도 1400MPa이상의 초고강도 용융도금강판을 제조할 수 있다. 또한 수냉각을 활용하여 생산한 마르텐사이트강에 비하여 형상 품질이 우수하고 아연도금에 의한 내식성이 강화된 초고강도 용융도금강판의 제공이 가능하다.

Description

초고강도 용융도금강판 및 그의 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH HOT-DIP PLATED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차의 경량화 및 충돌 성능 향상에 적용되는 초고강도 용융도금강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.

자동차강판의 경량화 및 충돌 안전성 확보라는 모순된 목표를 만족하기 위하여, 이상조직강(Dual Phase Steel, 이하 DP강이라고도 함), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, 이하 TRIP강이라도 함), 복합조직강(Complex Phase Steel, 이하 CP강이라고도 함) 등의 다양한 자동차강판이 개발되고 있다. 그러나, 이러한 진보된 고강도강에서 탄소량을 높여서 보다 강도를 높일 수 있으나, 점 용접성 등의 실용적 측면을 고려할 때 구현 가능한 인장강도는 약 1200Mpa급 수준이 한계이다.

충돌 안전성을 확보하기 위한 구조부재에의 적용은 고온에서 성형 후 수냉하는 다이(Die)와의 직접 접촉을 통한 급냉에 의하여 최종 강도를 확보하는 열간 프레스 성형(Hot Press Forming)강이 각광받고 있으나, 설비 투자비의 과다, 열처리 및 공정비용의 증가로 적용확대가 크지 않다.

또한, 수냉각 설비를 이용하여 급냉하는 경우에는 강판에 형성되는 산화층으로 인하여 이어지는 도금작업시 도금이 어려워 수냉각을 이용한 용융도금강판 제조의 사례는 없는 실정이다.

따라서, 수냉을 통한 급냉 방식의 대안을 고안할 필요성이 대두되고 있다.

본 발명의 일 측면은 수냉설비 대신 서냉각 설비가 있는 연속소둔로에서 인장강도가 우수한 초고강도 용융도금강판 및 그 제조방법을 제시하고자 한다.

그러나, 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.

상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 C, Mn, Cr, Ti의 함량이 관계식 1(3872[C] + 259[Mn] + 156[Cr] - 724[Ti] > 1378)을 만족하며, 미세조직은 부피분율로 90% 이상의 마르텐사이트, 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 구성되는 소지강판, 및 상기 소지강판 상에 형성된 용융아연도금층을 구비한, 초고강도 용융도금강판을 제공한다.

본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 C, Mn, Cr, Ti의 함량이 관계식 1(3872[C] + 259[Mn] + 156[Cr] - 724[Ti] > 1378)을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계, 상기 재가열된 강 슬라브를 850 ~ 950℃의 온도로 마무리 열간압연하는 단계, 상기 열간압연 후 720℃ 이하의 온도로 권취하는 단계, 산세 후 냉간압연하는 단계, 780 ~ 840℃의 온도범위에서 소둔열처리를 행하는 단계, 소둔후 냉각속도 5℃/s이하로 냉각하여 700℃까지 서냉각하는 단계, Ms이상의 온도를 유지한 용융아연도금욕조에 연속적으로 침적하여 용융아연도금층을 형성하는 단계를 포함하는 초고강도 용융도금강판의 제조방법을 제공한다.

수냉각을 활용하여 생산한 마르텐사이트강은 표면에 형성되는 산화층에 의하여 용융아연도금을 행할 수가 없는 반면에, 본 발명의 일 측면에 따르면, 서냉각 구간이 존재하는 통상의 연속소둔 용융도금로를 활용하여 인장강도 1400MPa이상의 초고강도 용융도금강판을 제조할 수 있다. 또한 수냉각을 활용하여 생산한 마르텐사이트강에 비하여 형상 품질이 우수하고 아연도금에 의한 내식성이 강화된 초고강도 용융도금강판의 제공이 가능하다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른, 초고강도 용융도금강판의 미세조직 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 비교예에 따른, 용융도금강판의 미세조직 사진이다.

이하, 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명의 초고강도 용융도금강판 및 그의 제조방법에 대하여 구체적으로 설명하도록 한다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 C, Mn, Cr, Ti의 함량이 하기 관계식 1(3872[C] + 259[Mn] + 156[Cr] - 724[Ti] > 1378)을 만족하며, 미세조직은 부피분율로 90% 이상의 마르텐사이트, 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 구성되는 소지강판, 및 상기 소지강판 상에 형성된 용융아연도금층을 구비한, 초고강도 용융도금강판을 제공한다.

상기 각 성분의 수치 한정 이유를 설명하면 다음과 같다. 이하, 각 성분의 함량 단위는 특별히 언급하지 않은 경우에는 중량%임에 유의할 필요가 있다.

C: 0.12~0.2%

탄소(C)의 함량은 0.12~0.2%가 바람직하다. C는 마르텐사이트 강도 확보를 위하여 필요하므로 0.12% 이상 첨가되어야 한다. 그러나 그 함량이 0.2%를 초과하면 용접성이 열위하게 되므로 상한을 0.2%로 제한한다.

Si : 0.5%이하(0% 제외)

실리콘(Si)의 함량은 0.5%이하(0% 제외)가 바람직하다. Si은 페라이트 안정화 원소로써 서냉각 구간이 존재하는 통상의 연속소둔형 용융도금 열처리로에서 소둔 후 서냉시 페라이트 생성을 촉진함에 의하여 강도를 약화시키는 단점이 있으며, 또한 본 발명과 같이 상변태 억제를 위하여 다량의 Mn을 첨가하는 경우에 소둔시 Si에 의한 표면 산화물 형성에 의한 용융도금 특성의 열화와 Si의 표면농화 및 산화에 의한 덴트결함 유발의 위험이 있으므로 상한을 제한한다.

Mn : 2.6~4.0%

망간(Mn)의 함량은 2.6~4.0%가 바람직하다. 강중 Mn은 페라이트 형성을 억제하고 오스테나이트 형성을 용이하게 하는 원소로 잘 알려져 있다. 연속소둔형 용융도금열처리로의 경우에는 Mn이 2.6% 미만인 경우에는 서냉각시 페라이트 생성이 용이하며, Mn이 4%를 초과하는 경우에는 슬라브 및 열연공정에서 야기된 편석에 의한 밴드형성이 과도하여지고, 또한 전로 조업시 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가증가로 제한한다.

P: 0.03%이하(0% 제외)

인(P)의 함량은 0.03%이하(0% 제외)가 바람직하다. 강중 P는 불순물 원소로서 그 함량이 0.03%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지며, 덴트 결함 유발 가능성이 높아지기 때문에 그 상한을 0.03%로 한정하는 것이 바람직하다.

S: 0.015%이하(0% 제외)

황(S)의 함량은 0.015%이하(0% 제외)가 바람직하다. S는 P와 마찬가지로 강중 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.015%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 그 상한을 0.015%로 한정하는 것이 바람직하다.

Al : 0.1%이하(0% 제외)

알루미늄(Al)의 함량은 0.1%이하(0% 제외)가 바람직하다. Al은 페라이트역을 확대하는 합금원소로써, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 연속소둔형 용융도금열처리 공정을 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 촉진하는 단점이 있으며, AlN 형성에 의한 고온 열간압연성 저하가 가능하므로 상한을 한정한다.

Cr : 1%이하(0% 제외)

크롬(Cr)의 함량은 1%이하(0% 제외)가 바람직하다. Cr은 페라이트 변태를 억제함에 의하여 저온변태조직 확보를 용이하게 하는 합금원소로써, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 연속소둔형 용융도금열처리 공정을 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있으나, 1%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가증가로 제한한다.

Ti : 48/14*[N]~0.1%

티탄(Ti)의 함량은 48/14*[N] ~ 0.1%가 바람직하다. Ti은 질화물 형성원소로써 강중 N를 TiN으로 석출시켜서 스캐빈징(scavenging) 하는데 이를 위해서는 화학당량적으로 48/14*[N]이상을 첨가할 필요가 있다. Ti 미첨가시 AlN 형성에 의한 연속주조시 크랙 발생이 염려되므로 첨가가 필요하며, 0.1%를 초과하면 고용 N의 제거 외에 추가적인 탄화물 석출에 의하여 마르텐사이트 강도 감소가 이루어지므로 제한한다.

Nb : 0.1%이하(0% 제외)

니오븀(Nb)의 함량은 0.1%이하(0% 제외)가 바람직하다. Nb은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하는 원소이므로 첨가가 필요하며, 0.1%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가증가로 제한한다.

B: 0.005%이하(0% 제외)

보론(B)의 함량은 0.005%이하(0% 제외)가 바람직하다. 상기 B은 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있어서, 소둔 후 냉각시에 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있다. 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하게 되면 오히려 Fe₂₃(C,B)₆의 석출에 의하여 페라이트 형성이 촉진되는 문제가 있어서 제한한다.

N: 0.01%이하(0% 제외)

질소(N)의 함량은 0.01%이하(0% 제외)가 바람직하다. N은 0.01%를 초과하면 AlN 형성 등을 통한 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가되므로 그 상한을 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다.

나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다.

또한, 상기 C, Mn, Cr, Ti의 함량이 관계식 1(3872[C] + 259[Mn] + 156[Cr] - 724[Ti] > 1378)을 만족하여야 한다.

통상의 서냉각 구간이 포함된 연속소둔형 용융도금로의 경우에 소둔후 100m이하의 서냉각 구간이 있다. (비교: CR제품을 생산하는 연속소둔로는 100~200m의 서냉각 구간이 있음) 이러한 서냉각 구간은 저탄소강의 탄화물 석출을 촉진하기 위하여 존재하는데, 본 발명의 대상인 초고강도강의 제조에는 불필요한 설비이나 현재의 대량생산기반 연속소둔형 용융도금로에서는 제거가 어렵다. 이러한 서냉각 구간이 존재하는 경우에 소둔후 고온에서의 서냉각에 의하여 페라이트와 같은 연질상(Soft Phase)이 변태함에 의하여 초고강도강의 제조를 어렵게 하는 단점이 있다. 예를 들면 연속소둔형 용융도금로에 80m의 서냉각 구간이 존재하는 경우에 박강판의 통판속도가 분당 90m인 경우에, 서냉각 구간에서 유지되는 시간이 53초를 의미하게 되며, 또한 소둔온도가 810℃이고 서냉각구간의 마지막 온도가 650℃인 경우에 서냉각 구간에서의 냉각속도는 초당 약 3℃로 매우 낮아서 페라이트와 같은 연질상이 생성될 가능성이 매우 높아진다.

용융아연도금 포트의 온도는 통상 460℃로써, 마르텐사이트 조직을 확보한 후에 용융도금을 실시하는 경우에 마르텐사이트의 템퍼링에 의하여 강도가 매우 하락하는 단점이 있다. 이를 극복하기 위하여 본 발명의 경우에는 마르텐사이트의 형성을 억제하여 용융아연 포트에 스트립(strip)을 침적시에는 마르텐사이트가 형성되지 않은 상태를 유지하도록 하는데, 통상 용융도금욕의 온도는 460℃근처이므로 소재의 Ms온도(마르텐사이트 변태 시작온도)를 400℃이하가 되도록 합금설계를 하여, 용융도금욕의 온도도 Ms이상의 온도를 유지하여 용융도금이 완료된 후에 냉각에 의하여 마르텐사이트 변태가 이루어지도록 한다. 상기 관계식 1은 서냉각 구간이 존재하는 일반적인 연속소둔용융도금로에서 페라이트와 같은 연질상의 생성을 저감하고 인장강도 1400MPa을 획득하기 위한 합금성분을 도출하기 위한 구성이다.

또한 본 발명의 용융도금강판의 소지강판의 미세조직은 부피분율로 90% 이상의 마르텐사이트, 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 구성된다.

실질적으로 3차원적 개념인 부피분율을 측정하는 방법은 쉽지 않으므로, 통상의 미세조직 관찰시 활용되는 단면 관찰을 통한 면적분율 측정으로 대신한다. 상기 미세조직의 구성으로 인한 효과상 특이점은 경질상(hard phase)인 마르텐사이트가 주상이므로 초고강도강의 확보가 용이한 장점이 있다.

또한 본 발명의 용융도금강판은 소지강판 상에 상기 용융아연도금층을 구비하고 있으며, 상기 용융아연도금층은 합금화 처리되거나 혹은 합금화 처리되지 않은 것일 수 있다.

상기와 같은 성분계와 미세조직을 가진 초고강도 용융도금강판을 제조하기 위해서는 다음과 같은 과정을 거친다.

먼저, 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 C, Mn, Cr, Ti의 함량이 관계식 1(3872[C] + 259[Mn] + 156[Cr] - 724[Ti] > 1378)을 만족하는 강 슬라브를 준비하여 1100~1300℃의 온도로 재가열한다.

상기 재가열온도가 1100℃ 미만이면 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일양이 증가하여 재료의 손실로 이어지므로 이와 같이 제한한다.

상기 재가열된 강 슬라브를 850 ~ 950℃의 온도로 마무리 열간압연한다. 강판의 온도가 850℃보다 낮을 경우에는 열간압연시 판꼬임 문제가 발생할 가능성이 높아지기 때문에 이와 같이 제한한다. 950℃초과에서 마무리 압연은 스케일에 의한 표면 결함을 유발할 가능성이 높아지므로 제한한다.

상기 열간압연을 행한 후 720℃ 이하의 온도로 권취한다. 권취온도가 720℃를 초과하는 경우에 강판 표면의 산화막이 과다하게 생성되어 결함을 유발할 수 있으므로 이와 같이 제한하며, 권취온도가 낮아질수록 열연강판의 강도가 높아져서, 후공정인 냉간압연의 압연하중이 높아지는 단점이 있으나 실제 생산을 불가능하게 만드는 요인이 아니므로 하한을 제한하지는 않는다.

위와 같이 제조된 열연강판을 산세 후 냉간압연을 실시한 후에, 통상의 서냉각 구간이 있는 연속소둔형 용융도금 열처리로에서 780 ~ 840℃의 온도범위에서 소둔 열처리를 행하고 이를 아연 도금욕에 침적하여 초고강도 용융아연도금강판을 제조할 수 있다. 추가적으로 합금화 열처리를 행하여 용융아연합금화도금강판으로의 생산도 가능하다. 본 발명에서는 연속소둔시 소둔온도의 하한을 780℃로 설정한 이유는 780℃미만에서 작업시에는 페라이트의 다량 형성에 의한 강도하락과 800℃이상에서 소둔하는 기타 강종들과의 연결작업시에 발명 코일의 톱(Top), 엔드(End)부의 온도 경사 발생으로 재질 편차가 우려되기 때문이다. 또한, 소둔온도의 상한을 840℃로 설정한 이유는 840℃를 초과하게 되면 강판내의 Mn 등의 표면농화 및 산화에 의하여 아연도금품질의 열화가 우려되기 때문이다.

상기 소둔 열처리후 서냉각 구간에서 냉각속도 5℃/s이하로 냉각한다. 상기 서냉각 구간은 소둔 열처리후 700℃까지, 보다 바람직하게는 680℃까지, 보다 더 바람직하게는 650℃까지이다.

통상의 서냉각 구간이 포함된 연속소둔용융도금로의 경우에 소둔후 100m이하의 서냉각 구간이 있는데, 소둔후 고온에서의 서냉각에 의하여 페라이트와 같은 연질상(Soft Phase)이 변태함에 의하여 초고강도강의 제조를 어렵게 하는 단점이 있다. 예를 들면 연속소둔용융도금로에 80m의 서냉각 구간이 존재하는 경우에 박강판의 통판속도가 분당 90m인 경우에, 서냉각 구간에서 유지되는 시간이 53초를 의미하게 되며, 또한 소둔온도가 810℃이고 서냉각구간의 마지막 온도가 650℃인 경우에 서냉각 구간에서의 냉각속도는 초당 약 3℃로 매우 낮아서 페라이트와 같은 연질상이 생성될 가능성이 매우 높아진다. 소둔후 서냉각속도를 5℃/초가 넘도록 하면 추가적인 냉각장치를 도입해야 하므로 이를 제한한다.

상기 서냉각 구간보다 낮은 온도에서는 냉각속도가 5℃/s이하이든 5℃/s초과이든 무방하나, 생산성 향상을 위해 냉각속도가 5℃/s보다 큰 것이 보다 바람직하다.

용융아연도금 포트의 온도는 통상 460℃로써, 마르텐사이트 조직을 확보한 후에 용융도금을 실시하는 경우에 마르텐사이트의 템퍼링에 의하여 강도가 매우 하락하는 단점이 있다. 이를 극복하기 위하여 본 발명의 경우에는 마르텐사이트의 형성을 억제하여 용융아연 포트에 스트립(strip)을 침적시에는 마르텐사이트가 형성되지 않은 상태로 유지하는데, 통상 용융도금욕의 온도는 460℃근처이므로 소재의 Ms온도를 400℃이하가 되도록 합금설계를 하여, 용융도금이 완료된 후에 냉각에 의하여 마르텐사이트 변태가 이루어지도록 한다. 이러한 공정조건을 만족하기 위하여, 용융도금포트에 들어가기 전 강판은 마르텐사이트의 형성이 없도록 Ms(마르텐사이트 변태 시작온도)이상의 온도를 유지하여야 하며, 용융도금욕의 온도도 Ms이상의 온도를 유지하여야 한다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.

[ 실시예 1]

하기 표 1의 조성을 갖는 강을 34kg의 잉곳으로 진공용해한 후, 사이징 압연을 통하여 열연 슬라브를 제조하였다. 이를 활용하여 1200℃의 온도에서 1 시간 유지한 후, 900℃에서 마무리압연하고 680℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1 시간 유지한 후 로냉함에 의하여 열연권취를 모사하였다. 이를 산세 및 50% 냉간압연 후에 810℃에서 소둔 열처리후 초당 3℃로 650℃까지 서냉하고 이를 통상의 냉각속도인 초당 6℃로 560℃까지 냉각하고 과시효 열처리를 행하고 이를 460℃의 용융아연도금포트에 침적하고 이후 상온까지 냉각함에 의하여 제조된 시편에 대하여 기계적 성질을 측정한 결과와 본 발명에서 서냉각 구간이 있는 연속소둔형 용융아연도금 열처리로에서 강도확보를 위한 관계식 1의 조건의 만족 여부를 표 2에 나타내었다.

강종	항복강도(MPa)	인장강도 (MPa)	연신율 (%)	관계식 1
비교강 1	760	1221	9.7	1218.7
비교강 2	970	1370	8.2	1328.4
비교강 3	994	1393	7.9	1366.1
발명강 1	1058	1451	6.9	1392.2
발명강 2	1033	1453	5.5	1432.0
발명강 3	1048	1489	6.7	1502.3
비교강 4	810	1341	9.5	1332.3
발명강 4	1025	1457	9.1	1438.6
발명강 5	1013	1474	7.6	1434.3
발명강 6	1148	1535	6.3	1531.6
발명강 7	1128	1547	6.9	1508.4
발명강 8	1224	1657	7.3	1628.0
비교강 5	409	554	26.2	1068.9

비교강 1~4는 발명강의 성분 범위에는 해당하나, 관계식 1(3872[C] + 259[Mn] + 156[Cr] - 724[Ti] > 1378)을 만족하지 않는다. 관계식에서 언급된 C, Mn, Cr은 페라이트 변태를 억제하는 중요한 원소이며, 본 발명에서와 같이 서냉각 구간이 존재하는 연속소둔용융도금로에서 제조되는 강판의 페라이트 변태의 억제에 매우 중요한 원소인데, 관계식 1을 만족시키지 않는 비교강 1~4는 인장강도 1400MPa이하를 나타내고 있다. 특히, Mn양이 1.11%로 매우 낮으며, B이 첨가되지 않은 비교강 5는 인장강도가 600MPa에 못 미치는 매우 낮은 강도가 확보되었다. 이의 미세조직을 도 2에 나타내었다.

발명강의 경우에는, 표 2에 나타낸 바와 같이, 관계식 1(3872[C] + 259[Mn] + 156[Cr] - 724[Ti] > 1378)을 만족하여 서냉각을 포함한 연속소둔 작업조건에서도 1400MPa이상의 인장강도를 확보한다. 또한, 발명강의 대표적인 주사전자현미경 조직사진을 도 1에 나타내었다. 주상은 마르텐사이트이며 소량(10% 이하)의 페라이트, 베이나이트를 함유하고 있는데, 이러한 제 2상은 통상의 연속소둔형 용융도금열처리로에 필수 포함되는 서냉각 및 과시효에 의하여 변태 출현하는 것으로 판단된다.

또한, 상기 발명강들의 Ms온도를 평가한 결과, 모두 400℃이하로 나타났다.

Claims

중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 C, Mn, Cr, Ti의 함량이 하기 관계식 1을 만족하며, 미세조직은 부피분율로 90% 이상의 마르텐사이트, 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 구성되는 소지강판; 및
상기 소지강판 상에 형성된 용융아연도금층을 구비한, 초고강도 용융도금강판.
[관계식 1]
3872[C] + 259[Mn] + 156[Cr] - 724[Ti] > 1378
제 1항에 있어서,
상기 용융아연도금층은 합금화 처리되거나 혹은 합금화 처리되지 않은 것인, 초고강도 용융도금강판.
제 1항에 있어서,
상기 마르텐사이트 조직은 상기 용융도금층 형성 이후에 확보되는 것인, 초고강도 용융도금강판.
중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 C, Mn, Cr, Ti의 함량이 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 850 ~ 950℃의 온도로 마무리 열간압연하는 단계;
상기 열간압연 후 720℃ 이하의 온도로 권취하는 단계;
산세 후 냉간압연하는 단계;
780 ~ 840℃의 온도범위에서 소둔열처리를 행하는 단계;
소둔후 냉각속도 5℃/s이하로 냉각하여 700℃까지 서냉하는 단계; 및
Ms이상의 온도를 유지한 용융아연도금욕조에 연속적으로 침적하여 용융아연도금층을 형성하는 단계
를 포함하는, 초고강도 용융도금강판의 제조방법.
[관계식 1]
3872[C] + 259[Mn] + 156[Cr] - 724[Ti] > 1378
제 4항에 있어서,
상기 용융아연도금층을 합금화 열처리하는 단계를 추가로 포함하는, 초고강도 용융도금강판의 제조방법.