WO2018105904A1 - 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
    • C23C28/322—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer only coatings of metal elements only
    • C23C28/3225—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer only coatings of metal elements only with at least one zinc-based layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a hot-dip galvanized steel sheet excellent in baking hardening and room temperature aging resistance that can be preferably applied as a material for automotive exterior panel panels It is about.
  • high-strength steels are being actively used to satisfy both the weight reduction and the high strength of the automobile body.
  • the hardening hardening phenomenon is the phenomenon that the yield strength increases due to the solid solution of activated carbon and nitrogen attached to the dislocation generated in the fret, which increases the strength of the hardening. Due to its improved properties, it is ideal for automotive exterior paneling materials. In addition, it is required to have a certain level of aging resistance to guarantee the aging for a certain period or more in order to apply the material for the automotive exterior panel.
  • Patent Document 1 discloses a steel sheet having a composite structure mainly composed of martensite as a conventional technique for improving workability in high tensile steel sheets, and a high tensile strength steel sheet in which fine Cu precipitates having a particle size of 1 to 100 nm are dispersed in a structure to improve workability.
  • a manufacturing method is disclosed.
  • this technique needs to add an excess of 2 to 5% of Cu in order to precipitate fine Cu particles, which may cause red brittleness resulting from Cu and excessively increase manufacturing costs.
  • Patent Document 2 discloses a composite steel sheet comprising ferrite as a main phase, residual austenite as a two phase, and bainite and martensite as a low temperature transformation phase, and a method for improving the ductility and extension flange of the steel sheet.
  • this technique has a problem in that it is difficult to secure the plating quality by adding a large amount of Si and Al to secure the retained austenite phase, and it is difficult to secure the surface quality during steelmaking and performance.
  • due to the metamorphic organic plasticity has a high yield ratio high initial YS value.
  • Patent Document 3 is a technique for providing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with good workability, a steel sheet comprising a composite of soft ferrite and hard martensite as a microstructure, and to improve its elongation and r value (Lankford value) A manufacturing method is disclosed.
  • this technique not only ensures excellent plating quality as a large amount of Si is added, but also causes a problem in that the manufacturing cost increases due to the addition of a large amount of Ti and Mo.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-264176
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2004-292891
  • Patent Document 3 Korean Unexamined Patent Publication No. 2002-0073564
  • One of several objects of the present invention is to provide a hot-dip galvanized steel sheet excellent in baking hardening and room temperature aging resistance and a method of manufacturing the same.
  • C 1 is the sheet thickness direction t / 4 position (where t denotes the thickness of the cold rolled steel sheet in mm and is the same below) and is present within 100 nm in the ferrite grain direction from the grain boundaries of ferrite and martensite.
  • C 2 is the average of solid solution C present within 100 nm from the grain boundaries of ferrite and martensite in the plate thickness direction t / 4 position after baking for 20 minutes at a temperature of 140 ° C. Concentration
  • Another aspect of the present invention is, by weight, C: 0.005 to 0.08%, Mn: 1.3 to 2.3%, Si: 0.3% or less (excluding 0%), Cr: 1.0% or less (excluding 0%), P : 0.1% or less (excluding 0%), S: 0.01% or less (excluding 0%), N: 0.01% or less (excluding 0%), sol.Al: 0.01 to 0.06%, Mo: 0.2% or less ( After reheating the slab containing the remaining Fe and unavoidable impurities, hot rolling in an austenitic single-phase zone to obtain a hot rolled steel sheet, after winding the hot rolled steel sheet, cooled at a rate of 0.002 ⁇ 0.027 °C / sec Performing cold rolling of the cooled hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet, continuously annealing the cold-rolled steel sheet at (Ac 1 + 20) ° C.
  • a hot-dip galvanized steel sheet comprising the final step of cooling the hot-dip galvanized steel sheet at a rate of 3 °C / sec or more to (Ms-100) °C or less.
  • the steel sheet according to the present invention is excellent in room temperature aging resistance and can be preferably applied as a material for an automobile exterior panel.
  • FIG. 1 (a) is a diagram illustrating the process of solid solution carbon diffusion from martensite and ferrite grain boundaries before and after baking of the inventive steel 1 into the ferrite grain by atomic unit using APT, and FIG. It is a graph represented by a profile.
  • the present inventors have studied in depth to provide a hot-dip galvanized steel sheet that can be preferably applied as a material for automotive exterior panel.
  • the microstructure of the cold rolled steel sheet is controlled to have an ideal structure of ferrite and martensite, but when such distribution of solid solution near the grain boundaries of ferrite and martensite is appropriately controlled, a wide temperature is achieved.
  • the present inventors While exhibiting excellent bake hardenability in the range (about 140 to 190 ° C.) and excellent aging resistance at room temperature, the present inventors have realized that the present invention can be suitably applied as a material for automotive exterior paneling, and thus the present invention has been completed.
  • the hot dip galvanized steel sheet of the present invention includes a cold rolled steel sheet and a hot dip galvanized layer formed on one or both sides of the cold rolled steel sheet.
  • the composition of the hot dip galvanized layer is not particularly limited, and may be a pure galvanized layer or a zinc-based alloy plated layer containing Si, Al, Mg, or the like.
  • the hot dip galvanized layer may be an alloyed hot dip galvanized layer.
  • alloy component and the preferred content range of the cold rolled steel sheet is described in detail. It is noted that the content of each component described below is based on weight unless otherwise specified.
  • Carbon is an essential element added to secure the composite structure desired in the present invention, and in general, as the content of carbon increases, martensite is more easily formed, which is advantageous for producing a composite tissue steel, but the intended strength and yield ratio (yield) In order to secure strength / tensile strength), it is required to manage the proper content. If the carbon content is less than 0.005%, it may be difficult to secure the strength targeted in the present invention, and it may be difficult to form an appropriate level of martensite. On the other hand, when the content exceeds 0.08%, grain boundary bainite is promoted during cooling after annealing, so that the yield ratio of steel is increased, and bending and surface defects are easily generated during processing into automotive parts. Therefore, in the present invention, the content of carbon is controlled to 0.005 to 0.08%, more preferably, 0.007 to 0.06%.
  • Manganese is an element that improves the hardenability in composite steel, especially an important role in the formation of martensite. If the content of manganese is less than 1.3%, it is difficult to form a composite tissue steel because martensite is impossible to form. On the other hand, if it exceeds 2.3%, martensite is excessively formed and the material becomes unstable, and a manganese band is formed in the tissue, resulting in processing cracks. And there is a problem that greatly increases the risk of plate breaking. In addition, there is a problem in that the manganese oxide is eluted to the surface during annealing greatly inhibit the plating property. Therefore, in the present invention, the content of manganese is controlled to 1.3 to 2.3%, more preferably 1.7 to 2.1%.
  • Chromium is a component having properties similar to manganese and is an element added to improve the hardenability of steel and the strength of steel.
  • chromium helps to form martensite and yields stretch point yield (YP-El) by forming coarse Cr-based carbides such as Cr 23 C 6 during hot rolling to precipitate the amount of dissolved carbon in steel below an appropriate level. It is an element that is advantageous for producing a composite tissue steel with low yield ratio.
  • chromium is an advantageous element for producing high-strength composite tissue steel having high ductility by minimizing ductility drop relative to strength increase. However, when the content exceeds 1.0%, the martensite tissue fraction is excessively increased to cause a decrease in strength and elongation. In the present invention, the chromium content is controlled to 1.0% or less.
  • Phosphorus is the most advantageous element to secure the strength without significantly deteriorating the formability, but when excessively added, the possibility of brittle fracture is greatly increased, which greatly increases the possibility of slab breakage during hot rolling.
  • the plating surface properties are inhibited, and in the present invention, the phosphorus content is controlled to 0.1%.
  • Sulfur is an inevitable impurity contained in steel, and it is desirable to keep the content as low as possible.
  • sulfur in steel increases the possibility of generating red brittle, and the content is controlled to 0.01% or less.
  • Nitrogen is an inevitable impurity contained in steel, and it is important to keep the content as low as possible, but for this purpose, the refining cost of the steel is rapidly increased, so the operating conditions are controlled at 0.01% or less, which is possible.
  • Acid soluble aluminum is an element added to refine the particle size and deoxidation, and when the content is less than 0.01%, aluminum-killed steel cannot be produced in a normal stable state. On the other hand, if the content exceeds 0.06%, it is advantageous to increase the strength due to the effect of grain refinement, while the inclusion of excessive inclusions during steelmaking operation increases the possibility of surface defects in the plated steel sheet, and also increases the manufacturing cost drastically. There is a problem that results. Therefore, in the present invention, the content of acid soluble aluminum is controlled to 0.01 to 0.06%.
  • the rest is Fe.
  • unavoidable impurities that are not intended from the raw materials or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus, this cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, not all of them are specifically mentioned in the present specification.
  • an effective component other than the above composition is not excluded, for example, Si, Mo. It may further include one or more elements of B.
  • Silicon contributes to the increase in strength of the steel sheet by solid solution strengthening, but is not intentionally added in the present invention, even if silicon is not added, there is no significant problem in terms of securing physical properties. On the other hand, when the silicon content exceeds 0.3% there is a problem that the plating surface properties are inferior, in the present invention, the silicon content is controlled to 0.3% or less.
  • Molybdenum delays the transformation of austenite into pearlite and at the same time makes the ferrite fine, but also contributes to the hardenability and strength increase of the steel. However, even if molybdenum is not added, there is no major problem in terms of securing physical properties. On the other hand, if the content of molybdenum exceeds 0.2%, not only the economical efficiency is lowered due to a sharp increase in manufacturing cost, but also the ductility of the steel is reduced, the present invention controls the content of molybdenum to 0.2% or less .
  • the content of boron exceeds 0.003%, there is a problem that causes a decrease in ductility of the steel, in the present invention, the content of boron is controlled to 0.003% or less.
  • the Mn, Cr, Mo content is preferably controlled to satisfy the following relational formula (1).
  • the elements are elements that improve the hardenability of the steel, if the content of the elements deviates from relation 1, martensite is formed in the hot rolled state to increase the cold rolling load, and is formed during the cold rolling and annealing It also affects the size of martensite, which makes the size of martensite in the final tissue non-uniform, and thus, it may be difficult to secure desired bake hardening and room temperature aging resistance.
  • the minimum with more preferable relation (1) is 0.009, and a more preferable upper limit is 0.020.
  • the cold-rolled steel sheet which is the base of the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention, includes ferrite and martensite as its microstructure, and K is 0.2 to 0.7, which means an average solid carbon concentration ratio before and after the baking. do.
  • C 1 is the result measured at room temperature (about 25 °C) before baking
  • C 2 represents the result measured at room temperature (about 25 °C) after baking.
  • C 1 is the solid solution C present within 100 nm from the grain boundaries of ferrite and martensite at grain position t / 4 position where t is the thickness of the cold rolled steel sheet and is the same below.
  • C 2 means the average concentration of solid solution C present within 100 nm from the grain boundaries of ferrite and martensite at the grain thickness t / 4 position after baking for 20 minutes at a temperature of 140 ° C. box)
  • the present inventors control the microstructure of the cold rolled steel sheet to have an ideal structure of ferrite and martensite, but appropriately control the distribution of solid solution carbon near the grain boundaries of ferrite and martensite.
  • a hot-dip galvanized steel sheet exhibiting excellent bake hardenability at a wide temperature range (about 140 to 190 ° C.) and excellent aging resistance at room temperature can be provided.
  • the cold rolled steel sheet may include 90 to 99 area% ferrite and 1 to 10 area% martensite as a microstructure. If the area ratio of martensite is less than 1% or the area ratio of ferrite is more than 99%, sufficient diffusion of dissolved carbon into ferrite is not achieved during coating firing, and the content of solid carbon in the entire ferrite is relatively insufficient. It can be difficult to secure. On the other hand, if the area ratio of martensite is greater than 10% or the area ratio of ferrite is less than 90%, it may be difficult to secure the desired room temperature aging resistance due to the presence of excess dissolved carbon in the ferrite.
  • the cold rolled steel sheet further includes bainite as a microstructure, and the bainite area ratio B defined by Equation 2 may be 3 or less (including 0). If the area ratio (B) of bainite is greater than 3, the carbon concentration around bainite increases, thereby deteriorating the ductility of the steel, and the yield ratio may increase rapidly.
  • Equation 2 B ⁇ A B / (A F + A M + A B ) ⁇ ⁇ 100
  • a F means the area ratio of ferrite
  • a M means the area ratio of martensite
  • a B means the area ratio of bainite
  • Hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has the advantage of excellent bake hardenability, in particular, by baking at 140 ⁇ 190 °C a relatively wide annealing temperature range including this as well as the baking temperature in a typical automotive process. In addition, there is an advantage that can secure the desired bake hardenability. According to an example, which is not limited, the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention may have a baking hardening amount (BH) of 35 MPa or more upon baking for 20 minutes at 140 ° C.
  • BH baking hardening amount
  • the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has an advantage of excellent room temperature aging resistance, according to an example that is not limited, the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention after the heat treatment for 1 hour at 100 °C stretching (YP-El ) May be 0.2% or less (including 0%).
  • Hot-dip galvanized steel sheet of the present invention described above can be produced by various methods, the production method is not particularly limited. However, as a preferred example, it may be prepared by the following method.
  • the steel slab having the above-described component system is reheated.
  • This process is performed in order to perform the following hot rolling process smoothly, and to fully acquire the physical property of the target steel plate.
  • the process conditions of such a reheating step are not particularly limited and may be ordinary conditions.
  • the reheating process may be performed in a temperature range of 1100 to 1300 ° C.
  • the reheated steel slab is hot rolled in an austenitic single phase station to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the reason why the hot rolling is performed in the austenitic single phase is to increase the uniformity of the tissue.
  • the finish rolling temperature may be (Ar3 + 50) to 950 ° C. If the finish rolling temperature is lower than (Ar3 + 50) ° C., the ferrite and austenite two-phase rolling is highly likely to cause material unevenness. On the other hand, if the finish rolling temperature is higher than 950 ° C., the material is formed by abnormal coarse grain formation by high temperature rolling. Non-uniformity may be caused, and thus coil distortion may occur when the hot-rolled steel sheet is cooled.
  • the theoretical temperature of Ar3 can be calculated
  • Ar 3 (° C.) 910-310 [C] -80 [Mn] -20 [Cu] -15 [Cr] -55 [Ni] -80 [Mo]
  • the coiling temperature may be 450 ⁇ 700 °C. If the winding temperature is less than 450 ° C., excessive martensite or bainite formation may cause excessive increase in strength of the hot rolled steel sheet, which may cause problems such as poor shape due to subsequent cold rolling. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700 °C, the surface thickening of the elements, such as Si, Mn and B in the steel to reduce the wettability of the hot-dip galvanized may be severe.
  • the wound hot rolled steel sheet is cooled.
  • the structure in the hot rolling state is free of martensite, and is composed of ferrite and some pearlite.
  • martensite is present in a hot rolled state, the steel hardens and the cold rolling load increases, resulting in plate warping after cold rolling and a significant reduction in rollability, and the size of martensite formed during cooling after cold rolling and annealing. This is because the size of martensite is unevenly formed, which makes it difficult to secure the desired baking hardening and aging resistance at room temperature.
  • the cooling rate of the wound hot rolled steel sheet is preferably controlled to 0.027 ° C / sec or less, more preferably 0.02 ° C / sec or less.
  • the cooling rate during the cooling of the wound hot rolled steel sheet is preferably controlled to 0.002 ° C / sec or more, more preferably 0.01 ° C / sec or more.
  • the present invention is not particularly limited to the cooling end temperature at the time of cooling of the wound hot rolled steel sheet, it will be said that if the cooling proceeds to about 200 ⁇ 300 °C which can be said the temperature range to complete the transformation.
  • the wound hot rolled steel sheet is cold rolled to obtain a cold rolled steel sheet.
  • the cold reduction rate may be 40 to 80%. If the cold reduction rate is less than 40%, securing a target thickness may be difficult, and shape correction of the steel sheet may be difficult. On the other hand, when the cold rolling reduction exceeds 80%, cracks may occur at the edge of the steel sheet, and cold rolling load may be caused.
  • the cold rolled steel sheet is continuously annealed. This process is performed to form ferrite and austenite at the same time as recrystallization and to distribute carbon.
  • annealing temperature is (Ac1 + 20) degreeC-(Ac3-20) degreeC. If the annealing temperature is lower than (Ac1 + 20) ° C., the austenite fraction is not sufficient at low two-phase (ferrite + austenitic) temperature, so that the fine martensite is not sufficiently formed during cooling after final annealing, and thus the hardening hardening property required in the present invention. Can't get it. On the other hand, in case of exceeding (Ac3-20) °C, the austenitic fraction in two-phase annealing is so high that the martensite size is coarse after annealing and the fraction exceeds 10%. The chances are high.
  • the appropriate annealing temperature range to (Ac1 + 20) ° C to (Ac3-20) ° C.
  • the theoretical temperature of Ac1 and Ac3 can be calculated
  • the continuous annealing cold rolled steel sheet is first cooled to an average cooling rate of 2 to 14 ° C / sec to 630 to 670 ° C.
  • the present invention is characterized by giving a sufficient time for the carbon to diffuse into austenite during the primary cooling, which is very significant in the present invention.
  • carbon diffuses and moves to austenite where carbon concentration is high, and as the temperature increases, the diffusion degree increases as the time increases. If the primary cooling end temperature is less than 630 ° C., the diffusion activity of carbon is low due to too low temperature, so that the carbon concentration in the ferrite is increased, the yield ratio is increased, and the cracking tendency is increased during processing.
  • the primary cooling end temperature exceeds 670 °C is advantageous in terms of diffusion of carbon, there is a disadvantage that requires a too high cooling rate in the subsequent cooling, the secondary process.
  • the primary cooling rate is less than 2 °C / sec is disadvantageous in terms of productivity, on the other hand, if it exceeds 14 °C / sec is not preferable because the carbon diffusion can not occur sufficiently.
  • the first cold-rolled cold rolled steel sheet is secondarily cooled to an average cooling rate of 3 to 12 ° C / sec to (Ms + 20) to (Ms + 50) ° C.
  • the theoretical temperature of Ms can be obtained by the following equation.
  • the secondary cold-rolled cold rolled steel sheet is thirdly cooled at a rate of 4 to 8 ° C / sec to 440 to 480 ° C.
  • the temperature range is a temperature range of a conventional zinc-based plating bath, this step is performed to prevent the martensite structure is formed before the cold-rolled steel sheet is immersed in the zinc-based plating bath. If the tertiary cooling rate is less than 4 ° C./sec, martensite is not formed, but it is disadvantageous in terms of productivity. On the other hand, if it exceeds 8 ° C./sec, some martensite is formed in the mouth and some bainite is formed. Ductility may deteriorate with increasing yield strength.
  • the cold-rolled cold rolled steel sheet is immersed in a hot dip galvanized bath to obtain a hot dip galvanized steel sheet.
  • the composition of the hot dip galvanizing bath is not particularly limited, and may be a pure galvanizing bath or a zinc alloy plating bath containing Si, Al, Mg, or the like.
  • the hot-dip galvanized steel sheet is finally cooled to an average cooling rate of 3 ° C / sec or more to (Ms-100) ° C or less. If the final cooling end temperature is less than (Ms-100) ° C., fine martensite may not be obtained, and a problem of plate shape defect may be caused.
  • the average cooling rate is less than 3 ° C / sec martensite is not only irregularly formed in the grain boundary or in the mouth due to the too slow cooling rate, the formation ratio of the grain boundary martensite to the mouth can not be produced low resistance steel.
  • an alloying hot dip galvanized steel sheet can be obtained by carrying out alloying heat treatment of a hot dip galvanized steel sheet before final cooling as needed.
  • the alloying heat treatment process conditions are not particularly limited and may be normal conditions.
  • an alloying heat treatment process may be performed in a temperature range of 500 to 540 ° C.
  • the reduction ratio is preferably 0.3 to 1.6%, more preferably 0.5 to 1.4%. If the reduction ratio is less than 0.3%, sufficient dislocations are not formed and are disadvantageous in terms of plate shape, and in particular, there is a fear that plating surface defects may occur. On the other hand, when the reduction ratio exceeds 1.6%, it is advantageous in terms of dislocation formation, but side effects such as plate breakage may occur due to the limitation of facility capacity.
  • Inventive Steels 1, 2, 4, and 5 and Comparative Examples 1 and 2 correspond to alloyed hot dip galvanized steel sheets in Table 1
  • Invented steels 3, 6, and 7 correspond to hot dip galvanized steel sheets.
  • the primary cooling end temperature was set at 650 ° C
  • the secondary cooling end temperature was set at 510 ° C
  • the tertiary cooling end temperature at 460 ° C
  • the plating bath temperature at 460 ° C.
  • the microstructure fraction was first observed by marpeite and bainite through Lepelar corrosion using an optical microscope at a point of 1 / 4t plate thickness, and then observed again using SEM (3,000 times), The size and distribution of martensite and bainite were measured as averaged three times through Count Point. Phases except these tissues were estimated by ferrite content.
  • Table 3 the tensile test for each test piece was performed in the C direction (orthogonal to the rolling direction) using JIS standards.
  • baking hardening was measured by baking for 20 minutes at a temperature of 140 °C, was evaluated by the difference in yield strength after 2% pre-strain, the aging resistance was maintained at 100 °C for 1 hour after YP-El (% ) Was measured and evaluated.
  • the aging resistance is ensured at room temperature (yield point yield (YP-El) after heat treatment at 100 ° C. for 1 hour). 0.2% or less) It can be confirmed that the baking hardness of 350 MPa or more is shown at the baking temperature of 140 ° C.
  • Comparative Example 1 the annealing temperature is lower than the range proposed by the present invention, and thus, some martensite is formed in the hot rolled state due to the fast cooling rate after the hot rolled up. As a result, martensite was not sufficiently formed in the final tissue. As a result, the target baking hardness could not be secured.
  • Comparative Examples 3 to 6 the primary or tertiary cooling rate was out of the range, or the cold reduction rate was insufficient, and thus, the aging resistance or the bake hardenability was not sufficient. Comparative Example 4 was found to exceed the martensite content in the tissue.
  • Comparative Example 7 is a concept of producing a small hardened steel with a general ultra low carbon steel, the component system is different from the present invention, it can be seen that the martensite in the tissue is not sufficiently formed, there is a problem in aging resistance and small hardenability.
  • Comparative Example 8 if the coiling temperature is controlled very low or the baking temperature is too high, the martensite content in the steel structure is exceeded, which causes a problem in aging resistance. In Comparative Example 9, when the third cooling rate is too high, It can be seen that the martensite content is high and there is a problem in aging resistance.
  • FIG. 1 (a) is a diagram illustrating the process of solid solution carbon diffusion from martensite and ferrite grain boundaries before and after baking of the inventive steel 1 into the ferrite grain by atomic unit using APT, and FIG. It is a graph represented by a profile.

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Abstract

본 발명은 자동차 외판 판넬용 소재로 적용될 수 있는 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 열연강판을 권취 후 0.002~0.027℃/sec의 속도로 냉각하는 단계, 냉연압연하는 단계, 연속소둔하는 단계, 1-3차로 다단 냉각하는 단계의 공정으로 이루어지는 용융 아연계 도금강판의 제조방법에 관한 것이다.

Description

소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
본 발명은 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 자동차 외판 판넬용 소재로 바람직하게 적용될 수 있는 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 충격 안정성의 규제 및 연비 효율이 강조되면서 자동차 차체의 경량화와 더불어 고강도화를 동시에 만족시키기 위해 고장력강이 적극적으로 사용되고 있으며, 이러한 추세를 따라 자동차 외판에도 고강도강의 적용이 확대되고 있는 실정이다.
현재에는 대부분 340MPa급 소부경화강이 자동차 외판으로 적용되고 있으나, 일부 490MPa급 강판도 적용 중에 있으며, 이는 590MPa급의 강판으로 확대 적용될 전망이다.
이와 같이 강도가 증가된 강판을 외판으로 적용할 경우 경량화 및 내덴트성은 향상되는 반면, 강도 증가에 따라 가공시 성형성이 열위해지는 단점이 있다. 이에, 최근 고객사에서는 외판에 고강도강을 적용하면서 부족한 가공성을 보완시키기 위해 항복비(YR=YS/TS)가 낮고, 연성이 우수한 강판을 요구하고 있다.
아울러, 자동차 외판 판넬용 소재로 적용하기 위해서는 일정 수준 이상의 소부경화성을 가질 것이 요구된다. 소부경화 현상은 프렛스 중에 생성된 전위에 도장 소부시 활성화된 고용 탄소 및 질소가 고착되어 항복강도가 증가하는 현상으로, 소부경화성이 우수한 강은 도장소부 전 성형이 용이하며, 최종 제품에서 내덴트성이 향상되는 특성을 가짐으로써, 자동차 외판 판넬용 소재로는 매우 이상적이다. 더불어, 자동차 외판 판넬용 소재로 적용하기 위해서는 일정 이상의 기간 동안 시효(Aging)에 대해 보증할 수 있도록 일정 수준의 내시효성을 가질 것이 요구된다.
고장력 강판에서 가공성을 향상시킨 종래기술로서 특허문헌 1에는 마르텐사이트를 주체로 하는 복합조직을 갖는 강판이 개시되어 있으며, 가공성 향상을 위해 조직 내에 입경 1~100nm의 미세한 Cu 석출물을 분산시킨 고장력 강판의 제조방법이 개시되어 있다. 그런데, 이 기술은 미세한 Cu 입자를 석출시키기 위하여 2~5%의 과량의 Cu를 첨가할 필요가 있으며, 이는 Cu로부터 기인하는 적열취성이 발생할 수 있고, 제조비용이 과다하게 상승하는 문제점이 있다.
특허문헌 2에는 주상인 페라이트와 2상인 잔류 오스테나이트 및 저온 변태상인 베이나이트와 마르텐사이트를 포함하는 복합조직 강판과 상기 강판의 연성과 신장플랜지성을 개선하는 방법이 개시되어 있다. 그런데, 이 기술은 잔류 오스테나이트상의 확보를 위해 다량의 Si와 Al을 첨가함에 따라 도금품질을 확보하기 어렵고, 제강 및 연주시 표면품질의 확보가 어려운 문제점을 가지고 있다. 또한, 변태유기소성으로 인해 초기 YS값이 높아 항복비가 높은 단점이 있다.
특허문헌 3에는 가공성이 양호한 고장력 용융아연도금강판을 제공하기 위한 기술로서, 미세조직으로 연질 페라이트와 경질 마르텐사이트를 복합으로 포함하는 강판과, 이것의 연신율 및 r값(Lankford value)을 개선하기 위한 제조방법이 개시되어 있다. 그런데, 이 기술은 다량의 Si을 첨가함에 따라 우수한 도금품질을 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 다량의 Ti과 Mo의 첨가로부터 제조원가가 상승하는 문제가 발생한다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제2005-264176호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제2004-292891호
(특허문헌 3) 한국 공개특허공보 제2002-0073564호
본 발명의 여러 목적 중 하나는, 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판과 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 냉연강판과 상기 냉연강판의 표면에 형성된 용융 아연계 도금층을 포함하며, 상기 냉연강판은, 중량%로, C: 0.005~0.08%, Mn: 1.3~2.3%, Cr: 1.0% 이하(0%는 제외), P: 0.1% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), sol.Al: 0.01~0.06%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하며, 하기 식 1에 의해 정해지는 소부 전후 평균 고용 탄소 농도비를 의미하는 K가 0.2 내지 0.7인 용융 아연계 도금강판을 제공한다.
[식 1] K = C1/C2
(여기서, C1은 소부 전 판 두께 방향 t/4 위치(여기서, t는 냉연강판의 두께(mm)를 의미하고, 이하 동일함)에서 페라이트 및 마르텐사이트의 결정립계로부터 페라이트 결정립 방향으로 100nm 이내에 존재하는 고용 C의 평균 농도를 의미하고, C2는 140℃의 온도에서 20분 간 소부 후 판 두께 방향 t/4 위치에서 페라이트 및 마르텐사이트의 결정립계로부터 페라이트 결정립 방향으로 100nm 이내에 존재하는 고용 C의 평균 농도를 의미함)
본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.005~0.08%, Mn: 1.3~2.3%, Si: 0.3% 이하(0%는 제외), Cr: 1.0% 이하(0%는 제외), P: 0.1% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), sol.Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.2% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열 후, 오스테나이트 단상역에서 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계, 상기 열연강판을 권취 후, 0.002~0.027℃/sec의 속도로 냉각하는 단계, 상기 냉각된 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는 단계, 상기 냉연강판을 (Ac1+20)℃ 내지 (Ac3-20)℃에서 연속 소둔하는 단계, 상기 연속 소둔된 냉연강판을 630℃ 내지 670℃까지 2~14℃/sec의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 (Ms+20)℃ 내지 (Ms+50)℃까지 3~12℃/sec의 평균 냉각 속도로 2차 냉각하는 단계, 상기 2차 냉각된 냉연강판을 440℃ 내지 480℃까지 4~8℃/sec의 속도로 3차 냉각하는 단계, 상기 3차 냉각된 냉연강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 얻는 단계, 및 상기 용융 아연계 도금강판을 (Ms-100)℃ 이하까지 3℃/sec 이상의 속도로 최종 냉각하는 단계를 포함하는 용융 아연계 도금강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명에 따른 강판은 상온 내시효성이 우수하여 자동차 외판 판넬용 소재로 바람직하게 적용될 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1의 (a)는 발명강 1의 소부 전후의 마르텐사이트 및 페라이트 결정립계로부터 페라이트 입내로 고용 탄소가 확산되는 과정을 APT를 이용하여 원자 단위로 관찰한 그림이고, 도 1의 (b)는 이를 프로파일로 나타낸 그래프이다.
본 발명자들은 자동차 외판 판넬용 소재로 바람직하게 적용될 수 있는 용융 아연계 도금강판을 제공하고자 깊이 있게 연구하였따. 그 결과, 소지인 냉연강판의 미세조직이 페라이트 및 마르텐사이트의 이상(二相) 조직을 갖도록 제어하되, 이러한 이상 조직 중 페라이트 및 마르텐사이트의 결정립계 인근의 고용 탄소의 분포를 적절히 제어할 경우, 넓은 온도 범위 (약 140~190℃) 에서 우수한 소부 경화성을 나타냄과 동시에 우수한 상온 내시효성을 나타내며, 이에 따라, 자동차 외판 판넬용 소재로 바람직하게 적용될 수 있음을 인지하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면인 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 용융 아연계 도금강판은, 냉연강판 및 상기 냉연강판의 일면 또는 양면에 형성된 용융 아연계 도금층을 포함한다. 본 발명에서는 용융 아연계 도금층의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금층이거나, Si, Al, Mg 등을 포함하는 아연계 합금 도금층일 수 있다. 또한, 상기 용융 아연계 도금층은 합금화 용융 아연계 도금층일 수 있다.
이하, 소지인 냉연강판의 합금 성분 및 바람직한 함량 범위에 대해 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.
C: 0.005~0.08%
탄소는 본 발명에서 목적하는 복합조직을 확보하기 위해 첨가하는 필수 원소로써, 일반적으로 탄소의 함량이 증가할수록 마르텐사이트의 형성이 용이하여 복합조직강 제조에 유리하나, 의도하는 강도 및 항복비(항복강도/인장강도)를 확보하기 위해서는 적정 함량으로 관리할 것이 요구된다. 만약, 탄소 함량이 0.005% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있으며, 적정 수준의 마르텐사이트 형성이 어려울 수 있다. 반면, 그 함량이 0.08%를 초과할 경우 소둔 후 냉각시 입계 베이나이트 형성이 촉진되어 강의 항복비가 높아지고, 자동차 부품으로의 가공시 굴곡 및 표면 결함 발생이 용이해지는 단점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 탄소의 함량을 0.005~0.08%로 제어하며, 보다 바람직하게는, 0.007~0.06%로 제어한다.
Mn: 1.3~2.3%
망간은 복합조직강에서 경화능을 향상시키는 원소로서, 특히 마르텐사이트를 형성시킴에 있어 중요한 역할을 하는 원소이다. 만약, 망간 함량이 1.3% 미만인 경우 마르텐사이트 형성이 불가하여 복합조직강 제조가 어려우며, 반면, 2.3%를 초과하는 경우 마르텐사이트가 과잉 형성되어 재질이 불안정해지고, 조직 내 망간 밴드가 형성되어 가공 크랙 및 판파단 발생 위험이 크게 급증하는 문제가 있다. 또한, 소둔시 망간 산화물이 표면에 용출되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 망간의 함량을 1.3~2.3%로 제어하며, 보다 바람직하게는, 1.7~2.1%로 제어한다.
Cr: 1.0% 이하(0%는 제외)
크롬은 망간과 유사한 특성을 갖는 성분으로, 강의 경화능 향상과 더불어 강의 강도 향상을 위해 첨가되는 원소이다. 또한, 크롬은 마르텐사이트 형성에 도움을 주며, 열간압연 중 Cr23C6와 같은 조대한 Cr계 탄화물을 형성하여 강 중 고용 탄소량을 적정 수준 이하로 석출시킴으로써, 항복점 연신(YP-El) 발생을 억제하여 항복비가 낮은 복합조직강 제조에 유리한 원소이다. 또한, 크롬은 강도 상승 대비 연성 하락을 최소화하여 고연성을 갖는 고강도 복합조직강 제조에도 유리한 원소이다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 마르텐사이트 조직 분율을 과도하게 증가시켜 강도 및 연신율 저하를 초래하는 바, 본 발명에서는 크롬 함량을 1.0% 이하로 제어한다.
P: 0.1% 이하(0%는 제외)
인은 성형성을 크게 해치지 않으면서 강도를 확보하는데 가장 유리한 원소이나, 과잉 첨가될 경우 취성 파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 중 슬라브의 판파단 발생 가능성이 크게 증가한다. 또한, 도금 표면 특성을 저해하는 바, 본 발명에서는 인 함량을 0.1%로 제어한다.
S: 0.01% 이하(0%는 제외)
황은 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로써, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리함이 바람직하다. 특히, 강 중 황은 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 바, 그 함량을 0.01% 이하로 관리한다.
N: 0.01% 이하(0%는 제외)
질소는 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로써, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리함이 중요하나, 이를 위해서는 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 문제가 있으므로, 조업 조건이 가능한 범위인 0.01% 이하로 관리한다.
sol.Al: 0.01~0.06%,
산가용 알루미늄은 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.01% 미만인 경우 통상의 안정된 상태로 알루미늄 킬드(Al-killed) 강을 제조할 수 없다. 반면, 그 함량이 0.06%를 초과할 경우 결정립 미세화 효과로 인해 강도 상승에는 유리한 반면, 제강 연주 조업시 개재물이 과다 형성되어 도금강판의 표면 불량이 발생할 가능성이 높아질 뿐 아니라, 제조 원가의 급격한 상승을 초래하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 산가용 알루미늄의 함량을 0.01~0.06%로 제어한다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불가피한 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
한편, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니며, 예를 들어, Si, Mo. B 중 1종 이상의 원소를 더 포함할 수 있다.
Si: 0.3% 이하 (0% 제외)
실리콘은 고용강화에 의해 강판의 강도 상승에 기여하나, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지는 않으며, 실리콘을 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 한편, 실리콘 함량이 0.3%를 초과할 경우 도금 표면 특성이 열위해지는 문제가 있는 바, 본 발명에서는 실리콘 함량을 0.3% 이하로 제어한다.
Mo: 0.2% 이하 (0% 제외)
몰리브덴은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트를 미세화할 뿐 아니라, 강의 경화능 및 강도 상승에 기여한다. 다만, 몰리브덴을 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 한편, 몰리브덴의 함량이 0.2%를 초과할 경우, 제조 원가의 급격한 상승을 초래하여 경제성이 떨어질 뿐만 아니라, 강의 연성도 저하되는 문제가 있는 바, 본 발명에서는 몰리브덴의 함량을 0.2% 이하로 제어한다.
B: 0.003% 이하 (0% 제외)
보론은 강 중 인에 의한 내 2차 가공 취성을 억제하는 역할을 하나, 이를 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 한편, 보론의 함량이 0.003%를 초과하게 되면 강의 연성 저하를 초래하는 문제가 있은 바, 본 발명에서는 보론의 함량을 0.003% 이하로 제어한다.
상기와 같은 성분범위를 갖는 강재의 합금설계시, Mn, Cr, Mo 함량은 하기 관계식 1을 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다.
[관계식 1] 0.001 ≤ [Mn]/150+[Cr]/100+[Mo]/90 ≤ 0.026
(여기서, [Mn], [Cr], [Mo] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
상기 원소들은 강의 경화능을 향상시키는 원소로써, 만약, 상기 원소들의 함량이 관계식 1을 벗어날 경우 열연 상태에서 마르텐사이트가 형성되어 냉간압연 부하가 증가할 뿐 아니라, 냉연 및 소둔 후 냉각 과정에서 형성되는 마르텐사이트의 크기에도 영향을 미쳐 최종 조직 내 마르텐사이트의 크기가 불균일해지며, 이에 따라, 목적하는 소부경화성 및 상온 내시효성 확보가 어려울 수 있다. 관계식 1의 보다 바람직한 하한은 0.009이고, 보다 바람직한 상한은 0.020이다.
이하, 소지인 냉연강판의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 용융 아연계 도금강판의 소지인 냉연강판은 그 미세조직으로 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하며, 하기 식 1에 의해 정해지는 소부 전후 평균 고용 탄소 농도비를 의미하는 K가 0.2 내지 0.7인 것을 특징으로 한다. 참고로, 하기 식 1에서 C1은 소부 전 상온(약 25℃)에서 측정한 결과이며, 상기 C2는 소부 후 상온(약 25℃)에서 측정한 결과를 나타낸다.
[식 1] K = C1/C2
(여기서, C1은 소부 전 판 두께 방향 t/4 위치(여기서, t는 냉연강판의 두께를 의미하고, 이하 동일함)에서 페라이트 및 마르텐사이트의 결정립계로부터 페라이트 결정립 방향으로 100nm 이내에 존재하는 고용 C의 평균 농도를 의미하고, C2는 140℃의 온도에서 20분 간 소부 후 판 두께 방향 t/4 위치에서 페라이트 및 마르텐사이트의 결정립계로부터 페라이트 결정립 방향으로 100nm 이내에 존재하는 고용 C의 평균 농도를 의미함)
전술한 바와 같이, 본 발명자들은 냉연강판의 미세조직이 페라이트 및 마르텐사이트의 이상(二相) 조직을 갖도록 제어하되, 이러한 이상 조직 중 페라이트 및 마르텐사이트의 결정립계 인근의 고용 탄소의 분포를 적절히 제어할 경우, 넓은 온도 범위 (약 140~190℃) 에서 우수한 소부 경화성을 나타냄과 동시에 우수한 상온 내시효성을 나타내는 용융 아연계 도금강판을 제공할 수 있음을 알아내었다.
보다 구체적으로, 상기 식 1에서 K가 0.2 미만인 경우, 결정립계 인근에 위치한 마르텐사이트 내 고용 탄소 함량이 충분치 않아, 소부에 의해 페라이트 입내로 확산될 수 있는 고용 탄소 함량이 절대적으로 부족한 경우로써 본 발명에서 목적하는 소부경화성 확보가 어렵다. 반면, 상기 식 1에서 K가 0.7을 초과하는 경우 결정립계 인근에 위치한 페라이트 내 고용 탄소 함량이 과도하여 상온 인장 시험시 항복점 연신(YP-El) 현상이 발생하여 상온에서 6개월 이상 시효 보증이 곤란하며, 부품 가공시 표면 불량 발생 가능성이 높다. 또한, 페라이트 내 고용 탄소 함량이 과도하여 소부 처리시 고용 탄소의 확산이 원활히 이뤄지지 못하며 이에 따라 본 발명에서 목적하는 소부경화성 확보가 어렵다.
일 예에 따르면, 상기 냉연강판은 미세조직으로 90~99면적%의 페라이트 및 1~10면적%의 마르텐사이트를 포함할 수 있다. 만약, 마르텐사이트의 면적율이 1% 미만이거나 페라이트의 면적율이 99%를 초과하는 경우 도장 소부시 페라이트 내로 고용 탄소의 충분한 확산이 이뤄지지 않고, 전체 페라이트 내 고용 탄소 함량이 상대적으로 부족하여 목적하는 소부경화성 확보가 어려울 수 있다. 반면, 마르텐사이트의 면적율이 10%를 초과하거나 페라이트의 면적율이 90% 미만인 경우 페라이트 내 과잉의 고용 탄소가 존재하여 목적하는 상온 내시효성 확보가 어려울 수 있다.
일 예에 따르면, 상기 냉연강판은 미세조직으로 베이나이트를 더 포함하며, 하기 식 2로 정의되는 베이나이트 면적율(B)이 3 이하(0 포함)일 수 있다. 만약, 베이나이트의 면적율(B)이 3을 초과할 경우, 베이나이트 주변의 탄소 농도가 증가하여 강의 연성이 열화되고, 항복비가 급격히 상승할 수 있다.
[식 2] B = {AB/(AF+AM+AB)} × 100
(여기서, AF는 페라이트의 면적율을 의미하고, AM는 마르텐사이트의 면적율을 의미하며, AB는 베이나이트의 면적율을 의미함)
본 발명의 용융 아연계 도금강판은 소부 경화성이 우수한 장점이 있으며, 특히, 통상의 자동차 공정에서의 소부 온도인 170℃뿐 아니라, 이를 포함하는 비교적 넓은 소둔 온도 범위인 140~190℃에서 소부 처리하여도 목적하는 소부 경화성을 확보할 수 있는 장점이 있다. 제한되지 않는 일 예에 따르면, 본 발명의 용융 아연계 도금강판은 140℃에서 20분간 소부 처리시, 35MPa 이상의 소부경화량(BH)을 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 용융 아연계 도금강판은 상온 내시효성이 우수한 장점이 있으며, 제한되지 않는 일 예에 따르면, 본 발명의 용융 아연계 도금강판은 100℃에서 1시간 열처리 후 항복점 연신(YP-El)이 0.2% 이하(0% 포함)일 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 용융 아연계 도금강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 측면인 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 전술한 성분계를 갖는 강 슬라브를 재가열한다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다. 본 발명에서는 이러한 재가열 공정의 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 1100~1300℃의 온도 범위에서 재가열 공정을 수행할 수 있다.
다음으로, 재가열된 강 슬라브를 오스테나이트 단상역에서 열간 압연하여 열연강판을 얻는다. 오스테나이트 단상역에서 열간 압연을 수행하는 까닭은 조직의 균일성을 증가시키기 위함이다.
일 예에 따르면, 열간 압연시, 마무리 압연 온도는 (Ar3+50)~950℃일 수 있다. 만약, 마무리 압연 온도가 (Ar3+50)℃ 미만일 경우 페라이트 및 오스테나이트 2상역 압연 가능성이 높아 재질 불균일성을 초래할 수 있으며, 반면, 950℃를 초과할 경우, 고온 압연에 의한 이상 조대립 형성으로 재질 불균일이 야기될 수 있으며, 이에 열연강판의 냉각시 코일 뒤틀림 현상이 발생할 수 있다. 참고로, Ar3의 이론 온도는 하기 식 3에 의해 구할 수 있다.
[식 3] Ar3(℃) = 910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]-55[Ni]-80[Mo]
(여기서, [C], [Mn], [Cu], [Cr]. [Ni] 및 [Mo] 각각은 해당 원소의 중량%를 의미함)
다음으로, 열연강판을 권취한다.
일 예에 따르면, 권취 온도는 450~700℃일 수 있다. 만약, 권취 온도가 450℃ 미만인 경우 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트 형성으로 인해 열연강판의 과도한 강도 상승을 초래함으로써, 후속되는 냉간압연시 부하로 인한 형상 불량 등의 문제가 야기될 수 있다. 반면, 권취 온도가 700℃를 초과하는 경우, 강 중 Si, Mn 및 B 등 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들의 표면 농화가 심해질 수 있다.
다음으로, 권취된 열연강판을 냉각한다. 본 발명에서는 열간 압연 상태에서의 조직이 마르텐사이트가 전혀 없고, 페라이트와 일부 펄라이트로 구성되는 것이 바람직하다. 이는, 열연 상태에서 마르텐사이트가 존재하게 되면 강이 경화되어 냉간압연 부하가 증가하여 냉연 후 판 형상 뒤틀림이 발생하고 압연성이 현저히 저하될 뿐만 아니라, 냉연 및 소둔 후 냉각 과정에서 형성된 마르텐사이트의 크기에도 영향을 미쳐 마르텐사이트의 크기가 불균일하게 형성되어 목적하는 소부경화성 및 상온 내시효성 확보가 어렵기 때문이다. 이를 고려할 때, 권취된 열연강판의 냉각시 냉각 속도는 0.027℃/sec 이하로 제어함이 바람직하고, 0.02℃/sec 이하로 제어함이 보다 바람직하다. 다만, 냉각 속도가 지나치게 느릴 경우 생산성이 저하될 뿐 아니라, 탄소의 확산이 과도하게 일어나 미량의 고용 탄소도 탄화물로서 석출될 수 있으며, 이에 따라 연성이 저하되는 문제가 있다. 이를 고려할 때, 권취된 열연강판의 냉각시 냉각 속도는 0.002℃/sec 이상으로 제어하는 것이 바람직하고, 0.01℃/sec 이상으로 제어하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 권취된 열연강판의 냉각시 냉각 종료 온도에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 변태가 완료되는 온도 범위라 할 수 있는 약 200~300℃까지 냉각이 진행되면 족하다고 할 것이다.
다음으로, 권취된 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는다.
일 예에 따르면, 냉간 압연시, 냉간 압하율은 40~80%일 수 있다. 만약, 냉간 압하율이 40% 미만일 경우 목표 두께 확보가 어려울 수 있으며, 강판의 형상 교정이 어려울 수 있다. 반면, 냉간 압하율이 80%를 초과할 경우 강판의 엣지(edge)부에서 크랙이 발생할 수 있으며, 냉간 압연 부하가 야기될 수 있다.
다음으로, 냉연강판을 연속 소둔한다. 본 공정은 재결정과 동시에 페라이트 및 오스테나이트를 형성하고, 탄소를 분배하기 위해 행하여진다.
이때, 소둔 온도는 (Ac1+20)℃ 내지 (Ac3-20)℃인 것이 바람직하다. 만약, 소둔 온도가 (Ac1+20)℃ 미만일 경우 낮은 2상역(페라이트+오스테나이트) 온도에서 오스테나이트 분율이 충분치 못하여 최종 소둔 후 냉각시 미세한 마르텐사이트가 충분히 형성되지 못하여 본 발명에서 요구되는 소부경화성을 얻을 수 없다. 반면, (Ac3-20)℃를 초과하는 경우 2상역 소둔시 오스테나이트 분율이 너무 높아 소둔 냉각 후 마르텐사이트 크기가 조대하고 그 분율이 10%를 초과하여 강도가 급격히 상승하여 부품 성형시 가공 크랙 발생 가능성이 높아진다. 따라서, 적정 소둔온도 범위를 (Ac1+20)℃~(Ac3-20)℃로 한정함이 바람직하다. 참고로, Ac1, Ac3의 이론 온도는 각각 하기 식 4 및 5에 의해 구할 수 있다.
[식 4] Ac1(℃) = 723 -10.7[Mn] -16.9[Ni] +29.1[Si] +16.9[Cr]
[식 5] Ac3(℃) = 910 -203v[C] -15.2[Ni] +44.7[Si] +104[V] +31.5[Mo] +13.1[W]
(여기서, [Mn], [Ni], [Si], [Cr]. [C], [V], [Mo] 및 [W] 각각은 해당 원소의 중량%를 의미함)
다음으로, 연속 소둔된 냉연강판을 630~670℃까지 2~14℃/sec의 평균 냉각 속도로 1차 냉각한다.
본 발명에서는 1차 냉각 종료 온도를 높게 제어하거나, 1차 냉각 속도를 느리게 제어할수록 페라이트의 균일화 및 조대화 경향이 높아져 강의 연성 확보에 유리하다. 또한, 본 발명에서는 1차 냉각시 탄소가 오스테나이트로 확산할 수 있는 충분한 시간을 부여함을 주요한 특징으로 하고 있는데, 이는 본 발명에서 매우 의미가 높다. 보다 상세히 설명하면, 2상역에서는 탄소가 탄소 농화도가 높은 오스테나이트로 확산 이동하게 되는데, 그 온도가 높을수록 그 시간이 길수록 확산 정도가 증가하게 되는 것이다. 만약, 1차 냉각 종료 온도가 630℃ 미만인 경우 너무 낮은 온도로 인해 탄소의 확산 활동도가 낮아 페라이트 내 탄소 농도가 높아져 항복비가 증가하며, 가공시 크랙 발생 경향이 높아진다. 반면, 1차 냉각 종료 온도가 670℃를 초과할 경우 탄소의 확산 측면에서는 유리하나, 후속 공정인 2차 냉각시 지나치게 높은 냉각 속도가 요구되는 단점이 있다. 또한, 1차 냉각 속도가 2℃/sec 미만일 경우 생산성 측면에서 불리하며, 반면, 14℃/sec를 초과하면 탄소 확산이 충분히 일어날 수 없어 바람직하지 않다.
다음으로, 1차 냉각된 냉연강판을 (Ms+20)~(Ms+50)℃까지 3~12℃/sec의 평균 냉각 속도로 2차 냉각한다.
본 발명자들의 연구에 따르면, 통상의 용융아연 도금욕의 온도 범위인 440~480℃를 통과하기 전 마르텐사이트가 생성되게 되면, 최종적으로 얻어지는 냉연강판에 조대한 마르텐사이트가 형성되어 저항복비를 달성할 수가 없다. 만약, 2차 냉각 종료 온도가 (Ms+20)℃ 미만일 경우 2차 냉각 중 마르텐사이트가 생성될 수 있다. 반면, (Ms+50)℃를 초과할 경우, 2차 냉각 후 도금욕 인입 전까지의 냉각 속도, 즉 3차 냉각 속도를 상대적으로 높게 제어할 수 밖에 없으며, 더불어, 도금욕 침지 전 마르텐사이트가 형성될 가능성이 높아진다. 또한, 2차 냉각 속도가 3℃/sec 미만일 경우 마르텐사이트는 형성되지 않으나, 생산성 측면에서 불리하며, 반면, 12℃/sec를 초과하면 전체적으로 통판 속도가 빨라져 판형상 뒤틀림 등의 문제가 발생할 수 있다. 참고로, Ms의 이론 온도는 하기 식 6에 의해 구할 수 있다.
[식 6] Ms(℃) = 539-423[C]-30.4[Mn]-12.1[Cr]-17.7[Ni]-7.5[Mo]
(여기서, [C], [Mn], [Cr]. [Ni] 및 [Mo] 각각은 해당 원소의 중량%를 의미함)
다음으로, 2차 냉각된 냉연강판을 440~480℃까지 4~8℃/sec의 속도로 3차 냉각한다.
상기의 온도 범위는 통상의 아연계 도금욕의 온도 범위로써, 본 단계는 냉연강판이 아연계 도금욕에 침지되기 전 마르텐사이트 조직이 형성되지 않도록 하기 위해 실시되는 단계이다. 만약, 3차 냉각 속도가 4℃/sec 미만인 경우 마르텐사이트는 형성되지 않으나, 생산성 측면에서 불리하며, 반면, 8℃/sec를 초과할 경우, 입내에 마르텐사이트가 일부 형성되고, 베이나이트가 일부 형성되어 항복강도 상승과 더불어 연성이 열화될 수 있다.
다음으로, 3차 냉각된 냉연강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 얻는다. 본 발명에서는 용융 아연계 도금욕의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금욕이거나, Si, Al, Mg 등을 포함하는 아연계 합금 도금욕일 수 있다.
다음으로, 용융 아연계 도금강판을 (Ms-100)℃ 이하까지 3℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 최종 냉각한다. 만약, 최종 냉각 종료 온도가 (Ms-100)℃ 미만일 경우 미세한 마르텐사이트를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 판 형상 불량 문제가 야기될 수 있다. 또한, 평균 냉각 속도가 3℃/sec 미만일 경우 너무 느린 냉각속도로 인해 마르텐사이트가 입계 또는 입내에 불규칙하게 형성될 뿐만 아니라, 입내 대비 입계 마르텐사이트의 형성비가 낮아 저항복비 강을 제조할 수 없다.
한편, 필요에 따라, 최종 냉각 전, 용융 아연계 도금강판을 합금화 열처리함으로써, 합금화 용융 아연계 도금강판을 얻을 수 있다. 본 발명에서는 합금화 열처리 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 500~540℃의 온도 범위에서 합금화 열처리 공정을 수행할 수 있다.
다음으로, 필요에 따라, 최종 냉각된 용융 아연계 도금강판 또는 합금화 용융 아연계 도금강판을 조질압연함으로써, 마르텐사이트 주위에 위치한 페라이트에 다량의 전위를 형성하여 소부경화성을 보다 향상시킬 수 있다.
이때, 압하율은 0.3~1.6%인 것이 바람직하며, 0.5~1.4%인 것이 보다 바람직하다. 만약, 압하율이 0.3% 미만인 경우에는 충분한 전위가 형성되지 않으며, 또한 판 형상 측면에서 불리하며, 특히, 도금 표면 결함이 발생할 우려가 있다. 반면, 압하율이 1.6%를 초과하는 경우에는 전위 형성 측면에서는 유리하나, 설비 능력 한계로 인해 판파단 발생 등 부작용이 야기될 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 강 슬라브를 마련한 후, 하기 표 2에 기재된 제조공정을 이용하여 용융아연도금강판(GI 강판) 또는 합금화 용융아연도금강판(GA 강판)을 제조하였다. 참고로, 하기 표 1에서 발명강 1, 2, 4 및 5와 비교예 1 및 2는 합금화 용융아연도금강판에 해당하며, 발명강 3, 6 및 7은 용융아연도금강판에 해당한다. 한편, 각각의 시편 제조에 있어서, 1차 냉각 종료 온도는 650℃, 2차 냉각 종료 온도는 510℃, 3차 냉각 종료 온도는 460℃, 도금욕 온도는 460℃로 일정하게 하였다.
이후, 제조된 도금강판 각각에 대하여 미세조직을 관찰하고, 물성을 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
하기 표 3에서 미세조직 분율은, 우선 판두께 1/4t 지점에서의 광학 현미경을 이용하여 Lepelar 부식을 통해 마르텐사이트 및 베이나이트를 관찰하고, 이를 다시 SEM(3,000배)을 이용하여 관찰한 후, Count Point 작업을 통해 3회 평균한 값으로 마르텐사이트, 베이나이트의 크기 및 분포량을 측정하였다. 이 들 조직을 제외한 상을 페라이트 함량으로 추정하였다. 하기 표 3에서 각각의 시험편에 대한 인장시험은 JIS 규격을 이용하여 C 방향(압연방향의 직각방향)으로 실시하였다.
한편, 소부경화성은 140℃의 온도에서 20분 동안 소부 처리하여 측정하였으며, 2% pre-strain후의 항복 강도 차이로 평가하였으며, 내시효성은 100℃에서 1시간 유지후 인장시험시 YP-El(%)을 측정하여 평가하였다.
또한 상온 및 소부온도에 따른 K값(C1/C2)을 분석하기 위해 서브 나노미터의 공간 해상도로 3차원적으로 성분들의 분포를 시각화할 수 있는 APT 장비를 이용하였다.
APT (atom probe tomography) Carbon profile을 이용하여 마르텐사이트 및 페라이트 입계로부터 페라이트내로 고용 탄소가 확산되는 정도를 정량적으로 평가하기 위해 입계를 기준으로 길이 100nm 정사각형내 고용 C개 수를 count방식으로 측정하여 3회 평균으로 계산하였다.
강종 냉연강판 합금조성 (중량%)
C Mn Si Cr P S N sol.Al Mo B
발명강1 0.007 2.21 0.05 0.80 0.005 0.005 0.003 0.018 0.15 0.0006
발명강2 0.023 1.96 - 0.48 0.005 0.005 0.003 0.04 0.12 0.0009
발명강3 0.050 1.73 0.10 0.43 0.003 0.007 0.004 0.05 0.13 -
발명강4 0.061 1.64 0.15 0.81 0.002 0.004 0.003 0.041 - 0.0021
발명강5 0.069 1.43 0.22 0.57 0.002 0.003 0.004 0.052 0.18 -
발명강6 0.075 1.55 0.21 0.08 0.003 0.004 0.008 0.025 0.08 0.0012
발명강7 0.077 1.61 0.13 0.02 0.005 0.006 0.003 0.042 0.15 0.0025
비교강1 0.0021 0.15 0.05 0.005 0.006 0.004 0.002 0.032 - 0.0008
비교강2 0.12 1.26 0.81 1.21 0.006 0.007 0.005 0.05 0.38 0.0041
강종 재가열 온도(℃) 마무리 압연 온도(℃) 권취 온도(℃) 권취후냉각속도(℃/s) 냉간 압하율(%) 소둔 온도(℃) 1차 냉각 속도(℃/s) 2차 냉각 속도(℃/s) 3차 냉각 속도(℃/s) 최종냉각 속도(℃/s) 비고
발명강1 1184 882 596 0.012 51 768 2.3 4.4 4.3 4.9 발명예1
1191 894 556 0.013 54 767 2.4 4.5 4.6 5.2 발명예2
발명강2 1185 910 466 0.018 61 774 3.1 3.1 5.2 6.2 발명예3
1184 920 472 0.019 63 792 3.6 3.5 5.5 6.3 발명예4
발명강3 1201 894 686 0.014 73 811 4.9 6.1 6.3 9.1 발명예5
1202 899 643 0.014 71 812 4.1 6.8 6.1 9.6 발명예6
발명강4 1196 915 584 0.035 73 725 5.6 9.1 7.8 5.2 비교예1
1198 932 589 0.012 73 821 5.8 10.2 7.5 7.8 발명예7
발명강5 1185 912 631 0.0013 63 839 8.5 12.6 7.1 6.4 비교예2
발명강6 1196 897 686 0.023 33 841 7.3 8.5 9.2 5.3 비교예3
1195 897 643 0.0015 68 834 16.5 7.2 9.2 8.9 비교예4
발명강7 1201 895 684 0.015 35 846 7.5 8.5 9.3 5.2 비교예5
1203 893 642 0.014 68 835 17.5 7.2 9.1 8.9 비교예6
비교강1 1203 923 672 0.013 72 802 2.8 6.1 11.5 5.3 비교예7
비교강2 1199 894 356 0.015 76 802 3.7 6.5 6.8 5.4 비교예8
1187 885 684 0.016 78 779 4.1 7.8 8.3 3.8 비교예9
강종 ① ② ③ ④ YP-El(%) L-BH(MPa) El(%) YS(MPa) 비고
발명강1 2.7 0.1 97.2 0.31 0 42 37 238 발명예1
1.2 0.1 98.7 0.28 0 44 34 242 발명예2
발명강2 3.3 0.1 96.6 0.45 0 48 38 283 발명예3
3.2 0.1 96.7 0.58 0 39 35 278 발명예4
발명강3 4.2 0.1 95.7 0.29 0 50 36 292 발명예5
5.3 0.1 94.6 0.65 0 47 35 289 발명예6
발명강4 0 0 100 0.05 0.52 23.5 33 292 비교예1
2.1 0.3 97.6 0.45 0 39 33 289 발명예7
발명강5 2.2 0 97.8 0.14 0.3 31 32 265 비교예2
발명강6 1.8 0.6 97.6 0.15 0.35 43 32 278 비교예3
10.2 0 89.8 0.85 0.61 26 31 281 비교예4
발명강7 1.8 0.5 97.7 0.15 0.28 28 32 265 비교예5
2.1 1.1 96.8 0.83 0 26 33 262 비교예6
비교강1 0 0 100 0 0.3 27 38 213 비교예7
비교강2 12.3 4.1 83.6 0.85 0.32 45 30 321 비교예8
13.1 4.3 82.6 0.89 0.31 38 32 313 비교예9
여기서, ①은 마르텐사이트 면적율(%)을 의미하고, ②는 베이나이트 면적율(%)을 의미하며, ③은 페라이트 면적율(%)을 의미하고, ④는 K 값을 의미하며, YP-El 0%라는 의미는 상온 내시효보증가능함을 의미함.
표 3을 참조할 때, 본 발명에서 제안하는 합금 조성과 제조 조건을 만족하는 발명예 1 내지 7의 경우, 상온에서 내시효성이 확보되고(100℃에서 1시간 열처리 후 항복점연신(YP-El) 0.2%이하) 140℃의 소부온도에서 350MPa이상 소부경화성이 나타난 조건임을 확인할 수 있다.
이에 반해, 비교예 1은 소둔 온도가 본 발명에서 제안하는 범위에 미달하여, 열연 권취 후 냉각속도가 빠름에 의해 열연 상태에서는 일부 마르텐사이트가 형성되나 냉연 후 2상역 소둔 중 오스테나이트가 충분히 형성되지 못해 최종 조직에서 마르텐사이트가 충분히 형성되지 못하였다. 이에 따라 목적하는 소부경화성을 확보할 수 없었다.
또한, 비교예 2는 권취 후 냉각 속도가 본 발명에서 제안하는 범위에 미달하고, 2차 냉각속도가 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하여 내시효성과 소부경화성 둘 다 목표에 미달되었다.
비교예 3 내지 6의 경우 1차 혹은 3차 냉각속도 범위를 벗어나거나 냉간압하율이 미달되어 역시 내시효성 또는 소부경화성이 충분치 못한 결과를 얻었다. 이중 비교예 4는 조직내 마르텐사이트 함량이 초과되어 나타났다.
비교예 7의 경우 일반 극저탄소강으로 소부경화강을 제조하는 컨셉으로 성분계가 본 발명과 차이가 있어 조직내 마르텐사이트가 충분히 형성되지 못하고, 내시효성 및 소부경화성에 문제가 있음을 알 수 있다.
비교예 8은 권취온도를 매우 낮게 관리하거나 소부온도를 너무 높게 할 경우 강 조직내 마르텐사이트 함량이 초과되어 내시효성에 문제가 있고, 비교예 9는 3차 냉각속도를 너무 높게할 경우 이 역시 조직내 마르텐사이트 함량이 높고 내시효성에 문제가 있음을 알 수 있다.
도 1의 (a)는 발명강 1의 소부 전후의 마르텐사이트 및 페라이트 결정립계로부터 페라이트 입내로 고용 탄소가 확산되는 과정을 APT를 이용하여 원자 단위로 관찰한 그림이고, 도 1의 (b)는 이를 프로파일로 나타낸 그래프이다.
이상에서 본 명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims (15)

  1. 냉연강판과 상기 냉연강판의 표면에 형성된 용융 아연계 도금층을 포함하며,
    상기 냉연강판은, 중량%로, C: 0.005~0.08%, Mn: 1.3~2.3%, Cr: 1.0% 이하(0%는 제외), P: 0.1% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), sol.Al: 0.01~0.06%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하며, 하기 식 1에 의해 정해지는 소부 전후 평균 고용 탄소 농도비를 의미하는 K가 0.2 내지 0.7인 용융 아연계 도금강판.
    [식 1] K = C1/C2
    (여기서, C1은 소부 전 판 두께 방향 t/4 위치(여기서, t는 냉연강판의 두께를 의미하고, 이하 동일함)에서 페라이트 및 마르텐사이트의 결정립계로부터 페라이트 결정립 방향으로 100nm 이내에 존재하는 고용 C의 평균 농도를 의미하고, C2는 140℃의 온도에서 20분 간 소부 후 판 두께 방향 t/4 위치에서 페라이트 및 마르텐사이트의 결정립계로부터 페라이트 결정립 방향으로 100nm 이내에 존재하는 고용 C의 평균 농도를 의미함)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 미세조직으로 90~99면적%의 페라이트 및 1~10면적%의 마르텐사이트를 포함하는 용융 아연계 도금강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 미세조직으로 베이나이트를 더 포함하며, 하기 식 2로 정의되는 베이나이트 면적율(B)이 3 이하인(0 포함) 용융 아연계 도금강판.
    [식 2] B = {AB/(AF+AM+AB)} × 100
    (여기서, AF는 페라이트의 면적율을 의미하고, AM는 마르텐사이트의 면적율을 의미하며, AB는 베이나이트의 면적율을 의미함)
  4. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 중량%로, Si: 0.3% 이하, Mo: 0.2% 이하 및 B: 0.003% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 용융 아연계 도금강판.
  5. 제1항에 있어서,
    하기 관계식 1을 만족하는 용융 아연계 도금강판.
    [관계식 1] 0.001 ≤ [Mn]/150+[Cr]/100+[Mo]/90 ≤ 0.026
    (여기서, [Mn], [Cr], [Mo] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
  6. 제1항에 있어서,
    상기 용융 아연계 도금층은 Si, Al 및 Mg로 이루어진 군으로부터 선택된 중 1종 이상의 원소를 함유하는 용융 아연계 도금강판.
  7. 제1항에 있어서,
    140℃에서 20분간 소부 처리시 35MPa 이상의 소부경화량(BH), 100℃에서 1시간 열처리 후 항복점 연신(YP-El)이 0.2% 이하(0% 포함)인 용융 아연계 도금강판.
  8. 중량%로, C: 0.005~0.08%, Mn: 1.3~2.3%, Si: 0.3% 이하(0%는 제외), Cr: 1.0% 이하(0%는 제외), P: 0.1% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), sol.Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.2% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열 후, 오스테나이트 단상역에서 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 권취 후, 0.002~0.027℃/sec의 속도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 (Ac1+20)℃ 내지 (Ac3-20)℃에서 연속 소둔하는 단계;
    상기 연속 소둔된 냉연강판을 630℃ 내지 670℃까지 2~14℃/sec의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 냉연강판을 (Ms+20)℃ 내지 (Ms+50)℃까지 3~12℃/sec의 평균 냉각 속도로 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각된 냉연강판을 440℃ 내지 480℃까지 4~8℃/sec의 속도로 3차 냉각하는 단계;
    상기 3차 냉각된 냉연강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 얻는 단계; 및
    상기 용융 아연계 도금강판을 (Ms-100)℃ 이하까지 3℃/sec 이상의 속도로 최종 냉각하는 단계;
    를 포함하는 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 슬라브 재가열 온도는 1100℃ 내지 1300℃인 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 열간 압연시 마무리 압연 온도는 (Ar3+50)℃ 내지 950℃인 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  11. 제8항에 있어서,
    상기 권취 온도는 450~700℃인 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  12. 제8항에 있어서,
    상기 냉간 압연시, 냉간 압하율은 40~80%인 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  13. 제8항에 있어서,
    상기 용융 아연계 도금욕의 온도는 440~480℃인 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  14. 제8항에 있어서,
    상기 최종 냉각 전, 상기 용융 아연계 도금강판을 500~540℃에서 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  15. 제8항에 있어서,
    상기 최종 냉각 후, 0.3~1.6%의 압하율로 조질압연하는 단계를 더 포함하는 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
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