WO2019124808A1 - 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2019124808A1
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한상호
이제웅
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, and a method of manufacturing the same, which are excellent in hardening of curing, plating adhesion and anti-aging properties.
  • high strength steels are actively used to satisfy both the weight reduction of automobile bodies and the high strength, and the application of high strength steels to automobile shell plates is increasing.
  • Bond hardening phenomenon is a phenomenon in which yield carbon dioxide and nitrogen activated by the activated carbon are fixed to the electric potential generated during the press, and the steel with excellent hardening of the hardening is easy to form by precoating. By improving the properties, it is very ideal as material for automotive shell panel.
  • to be applied as a material for automotive shell panel it is required to have a certain level of endurance so as to guarantee aging for a period longer than a certain period.
  • Patent Documents 1 to 3 and the like are known as prior arts having improved workability in a high-strength steel sheet.
  • Patent Document 1 discloses a steel sheet having a composite structure mainly composed of martensite. In order to improve workability, In which fine Cu precipitates are dispersed, is disclosed. However, in this technique, it is necessary to add Cu of 2 to 5% in order to precipitate fine Cu particles, which may cause red brittleness attributable to Cu, resulting in an increase in manufacturing cost.
  • Patent Document 2 discloses a method for improving the ductility and elongation flangeability of a steel sheet having a composite structure including ferrite as a main phase, retained austenite as a binary phase, bainite and martensite as a low temperature transformation phase, and the steel sheet.
  • this technique has a problem that it is difficult to secure plating quality by adding a large amount of Si and Al in order to secure a retained austenite phase, and it is difficult to ensure surface quality in steel making and performance.
  • the yield ratio is high because the initial YS value is high due to transformation organic firing.
  • Patent Document 3 discloses a technique for providing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having good workability, which is a steel sheet comprising a composite of soft ferrite and hard martensite in a microstructure, and a steel sheet for improving the elongation and r- A manufacturing method is disclosed.
  • this technique has a problem that it is difficult to secure a good plating quality by adding a large amount of Si, and also the manufacturing cost increases from the addition of a large amount of Ti and Mo.
  • Patent Document 1 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2005-264176
  • Patent Document 2 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2004-292891
  • Patent Document 3 Korean Published Patent Application No. 2002-0073564
  • a preferred aspect of the present invention is to provide a steel sheet excellent in hardening curing property, plating adhesion, and anti-aging property, and a method for producing the same.
  • a preferred aspect of the present invention is a cement composition
  • C carbon
  • Mn Manganese
  • Phosphorus P
  • Sulfur S
  • Nitrogen N
  • Aluminum sol.Al
  • Cr Cr
  • Antimony Sb
  • the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities and contains 1 to 5% by mass of martensite and the remaining ferrite in a microstructure in an area of 1 / 4t
  • the steel sheet may further include a molten zinc plating layer formed on the surface thereof.
  • Another preferred aspect of the present invention is a cement composition
  • C carbon
  • Mn Manganese
  • P Phosphorus
  • S sulfur
  • S 0.01% or less
  • Nitrogen N
  • Aluminum sol.Al
  • Cr Cr
  • Sb Antimony
  • Si At least one selected from the group consisting of silicon (Si): not more than 0.3% (excluding 0%), molybdenum (Mo): not more than 0.2% (excluding 0%), and boron (B): not more than 0.003% , Remainder iron (Fe), and unavoidable impurities; Hot-rolling the reheated slab in a temperature range of 850 to 1150 ° C to obtain a hot-rolled steel sheet
  • a method of manufacturing a cold-rolled steel sheet comprising the steps of: (a) cooling the primary cold-rolled steel sheet at a cooling rate of 4 to 20 DEG C / sec until the steel sheet is immersed in a hot-dip galvanizing bath maintained at 440 to 480 DEG C; Dipping the secondary cold-rolled steel sheet in a hot dip galvanizing bath maintained at 440 to 480 ⁇ to obtain a hot-dip galvanized steel sheet; And finally cooling the molten zinc plated steel sheet to an (Ms-100) ° C or lower at an average cooling rate of 3 ° C / sec or more.
  • the cold-rolled steel sheet and the hot-dip galvanized steel sheet according to the preferred aspects of the present invention are preferably applied to automotive shell panel materials because of their excellent curing properties, plating adhesion and anti-aging properties.
  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet and a hot-dip galvanized steel sheet excellent in moldability, strength, ductility and bake hardenability, plating adhesion and anti- And the results are based on the results.
  • the present invention provides a cold-rolled steel sheet and a hot-dip galvanized steel sheet excellent in moldability, as well as excellent in bake hardenability, plating adhesion and anti-aging property, by appropriately controlling the composition range and microstructure of the steel sheet to secure strength and ductility .
  • fine martensite is distributed in an appropriate amount in the steel sheet and Sb segregation is induced at the interface between the martensite and the ferrite grain boundaries to suppress the surface elution of Mn and Cr during annealing
  • a steel sheet with improved plating adhesion is provided.
  • a steel sheet excellent in hardenability for curing and adhesion of plating contains, by weight%, 0.005 to 0.08% of carbon (C); Manganese (Mn): 1.3 to 2.3%; Phosphorus (P): not more than 0.03% (excluding 0%); Sulfur (S): 0.01% or less (excluding 0%); Nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0%); Aluminum (sol.Al): 0.01 to 0.06%; Cr (Cr): not more than 1.0% (excluding 0%); Antimony (Sb): 0.1% or less (excluding 0%); At least one selected from the group consisting of silicon (Si): not more than 0.3% (excluding 0%), molybdenum (Mo): not more than 0.2% (excluding 0%), and boron (B): not more than 0.003% , The balance of iron (Fe) and unavoidable impurities, and contains 1 to 5% by mass of martensite and the remaining fer
  • Carbon (C) is an essential element to be added to secure the desired complex structure in the present invention.
  • the content of carbon increases, martensite is easily formed, which is advantageous for producing a composite structure steel.
  • the carbon content is less than 0.005%, it may be difficult to achieve the desired strength in the present invention, and formation of an appropriate level of martensite may be difficult.
  • the content exceeds 0.08% the formation of intergranular bainite is accelerated during cooling after annealing, resulting in an increase in the yield ratio of steel, and bending and surface defects at the time of processing into automobile parts and the like are facilitated. Therefore, in the present invention, the content of carbon is set to 0.005 to 0.08%, and more preferably to 0.007 to 0.06%.
  • Manganese (Mn) is an element which improves the hardenability in a composite structure steel, and plays an important role in forming martensite. If the manganese content is less than 1.3%, martensite formation is impossible and it is difficult to manufacture a composite structure steel. On the other hand, when the manganese content is more than 2.3%, martensite is excessively formed to make the material unstable, And there is a problem that the risk of sheet breakage is greatly increased. Further, there is a problem that the manganese oxide is eluted on the surface upon annealing, which greatly deteriorates the plating ability. Therefore, in the present invention, the content of manganese is controlled to 1.3 to 2.3%, more preferably 1.7 to 2.1%.
  • Phosphorus (P) is the most advantageous element in securing strength without significantly deteriorating the formability.
  • the phosphorus content is controlled to 0.03% or less in the present invention.
  • S Sulfur
  • S is an impurity inevitably contained in the steel, and it is preferable to control the content as low as possible.
  • sulfur in the steel increases the possibility of generating fumed brittleness, its content is controlled to be 0.01% or less.
  • Nitrogen (N) is an impurity that is inevitably contained in the steel. It is important to keep the content as low as possible. However, since the steel refining cost increases sharply, the operating condition is controlled to be 0.01% or less .
  • Al is an element to be added for grain refinement and deoxidation.
  • the content is less than 0.01%, Al-killed steel can not be produced in a normal stable state, while its content is 0.06 %, It is advantageous to increase the strength due to the grain refinement effect.
  • the inclusion of the inclusions is excessively formed during the steelmaking operation, thereby increasing the possibility of surface defects of the steel plate and also raising the manufacturing cost sharply. Therefore, in the present invention, the content of aluminum sulfate (sol.Al) is controlled to 0.01 to 0.06%.
  • Chromium (Cr) is a component having properties similar to manganese and is an element added to improve the hardenability of steel and to improve the strength of steel.
  • chromium helps to form martensite and forms a coarse Cr-based carbide such as Cr 23 C 6 during hot rolling to precipitate less than the appropriate level of solid carbon in the steel, thereby yielding yield point elongation (YP-El) And is advantageous for manufacturing a composite structure steel having a low yield ratio.
  • chromium is an element favorable for the manufacture of high strength composite structure steel having high ductility by minimizing ductility drop compared with strength increase. However, when the content exceeds 1.0%, the martensite structure fraction may be excessively increased to cause a decrease in strength and elongation.
  • the chromium content is controlled to 1.0% or less (excluding 0%).
  • Antimony (Sb) is an element that plays an important role in the present invention.
  • fine carbon such as M (martensite) is preferably formed by using carbon as low as possible, preferably 0.005 to 0.04% and using hardenable elements such as Mn and Cr. Phase can be distributed in the steel to produce a hardened hardened steel excellent in durability.
  • Mn and Cr are eluted into the surface layer by Mn and Cr oxides during annealing, and the adhesion is poor during plating, which may cause problems of plating peeling.
  • a small amount of Sb is added to segregate preferentially in the grain boundaries of the M (martensite) phase to prevent Mn and Cr from migrating along the grain boundaries, thereby improving the quality of the plating surface ultimately.
  • a sufficient effect can be obtained even if a small amount of Sb is added.
  • the content exceeds 0.1%, there is a possibility that surface cracks may occur in the hot rolled steel sheet due to excessive Sb
  • the upper limit of the content is limited to 0.1%. More preferably, it is advantageously limited to 0.005 to 0.04%.
  • Silicon (Si) contributes to increase the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, but is not intentionally added in the present invention, and there is no great problem in securing the physical properties without adding silicon. However, 0% can be excluded considering the amount that is inevitably added to the manufacturing process. On the other hand, when the silicon content is more than 0.3%, there is a problem that the surface properties of the plating surface are inferior. In the present invention, the silicon content is controlled to 0.3% or less.
  • Molybdenum can be added to retard the transformation of austenite into pearlite and simultaneously to refine the ferrite and to improve the strength of the steel. Molybdenum also helps to improve the hardenability of steel. However, when the content of molybdenum exceeds 0.2%, the production cost is rapidly increased and the economical efficiency is deteriorated, and the ductility of the steel is lowered. Therefore, the content of molybdenum is controlled to 0.2% or less in the present invention.
  • the lower limit value is not particularly limited since it is highly effective even when a trace amount is added. However, it is more preferably 0.005 to 0.1%.
  • Boron (B) is an element which can be added to prevent secondary brittleness caused by phosphorus in the steel, and it does not cause any problem in securing the physical properties without adding boron.
  • the content of boron exceeds 0.003%, the ductility of the steel may be deteriorated. Therefore, in the present invention, the content of boron is controlled to 0.003% or less.
  • the steel sheet excellent in hardenability of curing and plating adhesion according to a preferred aspect of the present invention is microstructure thereof and contains 1 to 5% by mass of martensite and the remaining ferrite.
  • the area ratio of martensite is less than 1%, it is difficult to form a composite structure and it is difficult to obtain a steel sheet having a low yield ratio. On the other hand, if the area ratio exceeds 5%
  • the upper limit is limited to 5%.
  • the area percentage of martensite is preferably 1 to 5%, more preferably 1.5 to 3%.
  • the steel sheet of the present invention has an Sb average area occupancy ratio of a grain boundary phase of a martensite phase and a ferrite phase determined by the following relational expression 1 at a point of 1 / 4t (where t denotes the thickness (mm) of the cold-rolled steel sheet) (Cgb / Cf) of 3.5 or more, wherein the average Sb area occupancy ratio (Cf,%) on ferrite within 1 ⁇ ⁇ around the martensite phase is 3.5 or more.
  • the relationship between the Sb area occupancy ratio (Cgb) in the solid state in the martensite and the ferrite grain boundaries and the average Sb area occupancy ratio (Cf) in the ferrite phase in the vicinity of the martensite phase is 3.5
  • the above results confirm that the plating adhesion is very excellent.
  • Sb is not segregated enough in the grain boundaries, and Mn, Cr and the like favor the diffusion along the grain boundaries, and elution into the surface easily occurs during annealing, resulting in poor plating adhesion. That is, Sb is present in the grain boundaries in a solid solution state and acts to inhibit Mn and Cr from migrating to the surface of the steel sheet along grain boundaries.
  • Sb maximizes coagulation of the solid carbon in the fine martensite (M) phase and increases the efficiency at room temperature.
  • M fine martensite
  • Sb is segregated to the maximum of martensite and ferrite grain boundaries, the solid carbon contained in the steel coagulates further into martensite, so that the movement of the solid carbon is further suppressed into ferrite at room temperature, and the hygroscopicity at room temperature is improved. This is because when the content of solid carbon in the ferrite is high, YP-El elongation occurs at a tensile test at room temperature, and thus it is difficult to guarantee the aging at room temperature for 6 months or more.
  • the steel sheet may have a yield strength of 210 to 270 MPa and a yield ratio (YS / TS) of 0.6 or less.
  • the steel sheet excellent in hardenability of curing and plating adhesion comprises the steel sheet and the molten zinc-based coating layer formed on the surface of the steel sheet.
  • the composition of the molten zinc based plating layer is not particularly limited and may be a pure zinc plating layer or a zinc-based alloy plating layer containing Si, Al, Mg, or the like.
  • the molten zinc based plating layer may be an alloyed molten zinc based plating layer.
  • the plated steel sheet including the molten zinc based plated layer is a molten zinc plated steel sheet, and the plated steel sheet may have a yield strength of 210 to 270 MPa and a yield ratio (YS / TS) of 0.6 or less.
  • the steel sheet of the present invention described above can be manufactured by various methods, and the production method thereof is not particularly limited. However, as a preferable example, it can be produced by the following method.
  • Another preferred aspect of the present invention is a method for producing a steel sheet excellent in hardenability for curing and adhesion to a plating, comprising: 0.005 to 0.08% carbon (C) by weight; Manganese (Mn): 1.3 to 2.3%; Phosphorus (P): not more than 0.03% (excluding 0%); Sulfur (S): 0.01% or less (excluding 0%); Nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0%); Aluminum (sol.Al): 0.01 to 0.06%; Cr (Cr): not more than 1.0% (excluding 0%); Antimony (Sb): 0.1% or less (excluding 0%); At least one selected from the group consisting of silicon (Si): not more than 0.3% (excluding 0%), molybdenum (Mo): not more than 0.2% (excluding 0%), and boron (B): not more than 0.003% , Remainder iron (Fe), and unavoidable impurities; Hot-rolling the reheated slab
  • the slab having the above-mentioned component system is reheated.
  • the slab reheating temperature is preferably set at 1180 to 1350 ° C.
  • This step is performed in order to smoothly perform the subsequent hot rolling step and sufficiently obtain the physical properties of the target steel sheet.
  • the heating temperature is lower than 1180 ° C, oxides such as Mn and Cr are not sufficiently re-dissolved to cause material deviation and surface defects after hot rolling. Therefore, the reheating temperature is preferably 1180 ° C or more. When the temperature exceeds 1350 ⁇ ⁇ , the strength is lowered due to abnormal grain growth of the austenite grains. Therefore, it is preferable to restrict the temperature to 1180 to 1350 ⁇ ⁇ .
  • the reheated steel slab is hot-rolled in the temperature range of 850 to 1150 ° C to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the hot finish rolling temperature is higher than the Ar 3 temperature.
  • the hot rolling When the hot rolling is started at a temperature higher than 1150 ⁇ ⁇ , the temperature of the hot-rolled steel sheet becomes high, the grain size becomes large, and the surface quality of the hot-rolled steel sheet becomes poor.
  • the hot rolling finishes at a temperature lower than 850 ⁇ ⁇ the development of the elongated grains and the high yield ratio are obtained due to the excessive recrystallization delay, so that the cold rolling property becomes poor and the shear processability becomes poor.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to a temperature range of 550 to 750 ° C at an average cooling rate of 10 to 70 ° C / sec and is wound in a temperature range of 550 to 750 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to a temperature of less than 550 ° C and then rolled, a bainite phase and a martensite phase are formed in the steel and the steel material is heated.
  • a temperature higher than 750 ° C So that coarse carbides and nitrides are easily formed and the steel material is dulled.
  • the average cooling rate during cooling is less than 10 ° C / sec, coarse ferrite crystal grains are formed and the microstructure becomes uneven. If the average cooling rate exceeds 70 ° C / sec, a bainite phase is likely to be formed, And the shear workability of the steel is inferior.
  • the hot-rolled steel sheet thus cooled and rolled is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling reduction may be 40 to 80%. If the cold rolling reduction is less than 40%, it may be difficult to secure the target thickness, and it may be difficult to correct the shape of the steel sheet. On the other hand, when the cold reduction ratio exceeds 80%, cracks may occur at the edge of the steel sheet, and a cold rolling load may be caused.
  • the cold rolling may be carried out using a rolling machine composed of, for example, five or six stands, wherein the initial stand reduction ratio may be set to 25 to 37%.
  • the initial steep reduction rate is less than 25%, not only the shape control of the hot-rolled steel sheet is limited due to the low rolling reduction rate, but the uniform martensite in the structure may not be formed due to the unevenness of the martensitic nucleus- And when it exceeds 37%, the equipment load due to an increase in the initial stent reduction rate can be brought about, so that the reduction rate of the initial stand reduction of the cold rolling mill can be limited to 25 to 37%. It is more preferable to set the initial stand reduction rate to 30 to 35%.
  • the cold-rolled steel sheet is continuously annealed at a hydrogen concentration of 3 to 30% by volume in a temperature range of Ac 1 + 20 ° C to Ac 3 -20 ° C.
  • This process is performed to form ferrite and austenite simultaneously with recrystallization and to distribute carbon.
  • the present invention in order to produce a steel sheet which has fineness of martensite in the range of 1 to 5 area% in steel to secure endurance at room temperature and obtain sintering property of 35 MPa or more at a baking temperature (usually 170 ° C for 20 minutes) And the hydrogen concentration in the furnace atmosphere is limited to 3 to 30% under the conditions of 1 + 20 ° C to Ac 3 -20 ° C.
  • the hydrogen concentration is less than 3 vol%, surface hydrates such as Si, Mn, and B in the steel having large oxygen affinity are easily generated, resulting in dent and plating defects.
  • the hydrogen concentration is more than 30 vol% It is preferable that the hydrogen concentration is set to 3 to 30% by volume since the effect of suppressing the defects of the elements reaches the limit and is disadvantageous in terms of the manufacturing cost.
  • the annealing temperature is less than Ac 1 + 20 ° C, the austenite fraction is insufficient at a low bimetallic (ferrite + austenite) temperature, so that fine martensite can not be sufficiently formed upon cooling after final annealing.
  • the temperature is higher than Ac 3 -20 ° C, the austenite fraction is too high at the annealing in the two-phase heat treatment, so that the martensite size becomes coarse after the annealing and cooling, and the fraction exceeds 10%
  • the annealing temperature is preferably limited to Ac 1 + 20 ° C to Ac 3 -20 ° C.
  • the Ac 1 and Ac 3 can be obtained, for example, as shown in the following formula (2), respectively.
  • the cold-rolled steel sheet thus continuously annealed is first cooled to an average cooling rate of 2 to 10 ° C / sec from 630 to 670 ° C.
  • the primary cooling termination temperature is controlled to be higher or the primary cooling rate is controlled to be slower, ferrite uniformity and coarsening tendency are enhanced, which is advantageous for ensuring steel ductility.
  • the present invention is characterized in that a sufficient time is provided for carbon to diffuse into austenite during the first cooling, which is very significant in the present invention. More specifically, in the two-phase region, carbon diffuses into austenite having a high degree of carbon enrichment. The higher the temperature, the greater the degree of diffusion becomes. If the primary cooling end temperature is less than 630 ⁇ , pearlite or bainite can be formed due to too low temperature, resulting in an increase in the yield ratio and a tendency of cracking during processing.
  • the productivity is disadvantageous and the ferrite content increases, resulting in a lack of austenite content for forming martensite.
  • the cooling rate exceeds 10 ° C / sec, bainite is formed Increasing the yield strength leads to material dullness.
  • the method for manufacturing a hot dip galvanized steel sheet excellent in hardenability of curing and plating adhesion is characterized in that the cold rolled steel sheet is cooled at a temperature of 4 to 20 ° C / sec Secondary cooling until immersed in a hot dip galvanizing bath maintained at 440 to 480 ⁇ ⁇ at an average cooling rate of 50 ⁇ ⁇ ; Dipping the secondary cold-rolled steel sheet in a hot dip galvanizing bath maintained at 440 to 480 ⁇ to obtain a hot-dip galvanized steel sheet; And finally cooling the molten zinc-plated steel sheet to an Ms-100 ° C or less at an average cooling rate of 3 ° C / sec or more.
  • the cold-rolled steel sheet thus cooled as described above is secondarily cooled until it is immersed in a hot-dip galvanizing bath maintained at 440 to 480 ° C at an average cooling rate of 4 to 20 ° C / sec.
  • the secondary cold-rolled steel sheet as described above is immersed in a hot-dip galvanizing bath maintained at 440 to 480 ° C to obtain a hot-dip galvanized steel sheet.
  • the composition of the molten zinc-based plating bath is not particularly limited, and may be a pure zinc plating bath or a zinc-based alloy plating bath containing Si, Al, Mg, or the like.
  • the molten zinc plated steel sheet is finally cooled to an (Ms-100) ° C or less at an average cooling rate of 3 ° C / sec or more.
  • the above (Ms-100) C is a cooling condition for forming martensite.
  • the final cooling termination temperature is higher than (Ms-100) ° C, not only fine martensite can be obtained but also plate-like defects can be caused.
  • the average cooling rate is less than 3 ° C / sec
  • the martensite is irregularly formed in the grain boundary or in the mouth due to a too slow cooling rate, and the formation ratio of martensite to grain in the grain is low.
  • the upper limit value of the average cooling rate is not limited so far as the facility characteristics are not problematic as far as possible.
  • it may further include a step of subjecting the molten zinc-based plated steel sheet to an alloying heat treatment to obtain an alloyed molten zinc plated steel sheet before final cooling.
  • the condition of the alloying heat treatment process is not particularly limited, and it may be a normal condition.
  • an alloying heat treatment process can be performed in a temperature range of 500 to 540 ° C.
  • it may further include temper rolling the final cooled molten zinc plated steel sheet or the alloyed molten zinc plated steel sheet.
  • the reduction ratio is preferably 0.3 to 1.6%, more preferably 0.5 to 1.4%. If the reduction rate is less than 0.3%, sufficient dislocations are not formed and the plating is disadvantageous in terms of the plate shape. On the other hand, when the reduction rate exceeds 1.6%, it is advantageous in terms of formation of dislocation, but side effects such as occurrence of plate breakage may be caused due to the facility capability limit.
  • a hot-dip galvanized steel sheet (GI steel sheet) and a galvannealed galvanized steel sheet (GA steel sheet) were prepared using the manufacturing process described in Tables 2 and 3 below, after preparing a steel slab having the alloy composition shown in Table 1 below. At this time, hot dip galvanizing was performed using a conventional hot-dip galvanizing bath, and alloying heat treatment was also performed under normal conditions (500 to 540 ° C).
  • inventive steels 1, 2, 4 and 5 and comparative steels 1 and 2 correspond to the galvannealed galvanized steel sheet in Table 1, while inventive steels 3, 6 and 7 correspond to the hot-dip galvanized steel sheet.
  • the comparative steel 1 is usually a BH steel using extremely low carbon steel, and the comparative steel 2 is a high carbon TRIP steel.
  • the hardening strength (L-BH) was measured under the conditions of 170 ° C ⁇ 20 min, and the difference in yield strength after 2% pre-strain was evaluated. Endurance (YP-El (%)) (YP-El) was measured during the tensile test for 1 hour, and when the YP-El was not observed at all, it was evaluated as having good hygroscopicity at room temperature.
  • the evaluation of the Cgb / Cf value of grain boundaries also uses APT equipment capable of visualizing the distribution of components in three dimensions with a subnano spatial resolution.
  • APT Carbon profile (Atom Probe Tomography) was used to quantitatively evaluate the Sb occupancy ratio in ferrite from the martensite and ferrite grain boundaries. The number of employed Sb crystals in a 100nm square was counted by counting three times Respectively.
  • the uncoated plating was evaluated by visual observation and graded 1 to 5 according to the degree of uncoated plating.
  • Grades 1 to 2 mean ensuring the quality level of the outer plating material.
  • the plating adhesion was evaluated by sealer bending test.
  • the Sealer Bending test was conducted by applying chemicals to the surface of the steel sheet, heating it at 175 ° C for 25 minutes, cooling it to room temperature, and then evaluating whether or not the steel and the coating layer were peeled off at 90 ° bending.
  • (3) represents the Cgb / Cf value, (4) in the unplated evaluation, grades 1 to 2 are excellent, and (3) ⁇ Grade 4 means normal, grade 5 means damp, 5 means Sealer Bending, which means O (OK), ⁇ (NG) as a result of the plating adhesion evaluation)
  • Examples 1 to 7 satisfying the alloy composition and manufacturing conditions of the present invention had yield strengths in the range of 210 to 270 MPa, and the test pieces were subjected to tensile tests after heat treatment at 100 ⁇ ⁇ for 60 minutes (YS / TS) of not more than 0.6, YS-TS is superior to the YS-TS, and exhibits a grade of 1 ⁇ Sealer bending shows OK level as a result of plating adhesion evaluation.
  • Comparative Examples 1 to 10 which do not satisfy at least one of the conditions of the alloy composition and the manufacturing conditions of the present invention, at least one of the properties of yield strength, yield ratio, sintering hardenability, Or not enough.

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Abstract

본 발명은 자동차 외판 판넬용 소재 등에 사용되는 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 소부경화성, 도금밀착성 및 내시효성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판 및 그 제조방법
본 발명은 자동차 외판 판넬용 소재 등에 사용되는 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 소부경화성, 도금밀착성 및 내시효성이 우수한 냉연강판, 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.
현재는 대부분 340MPa급 소부경화강이 자동차 외판으로 적용되고 있으나, 일부 490MPa급 강판도 적용 중에 있으며, 향후 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 1 내지 3등이 알려져 있는데, 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 바람직한 일 측면은 소부경화성, 도금밀착성 및 내시효성이 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 바람직한 일 측면은 중량%로, 탄소(C): 0.005~0.08%; 망간(Mn): 1.3~2.3%; 인(P): 0.03% 이하(0%는 제외); 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외); 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외); 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%; 크롬(Cr): 1.0% 이하(0% 제외); 안티몬(Sb): 0.1% 이하(0% 제외); 과 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.2% 이하(0% 제외) 및 보론(B): 0.003% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로, 면적%로, 1~5%의 마르텐사이트 및 나머지 페라이트를 포함하며, 강판 두께 방향의 1/4t(여기서, t는 냉연강판의 두께(mm)를 의미하고, 이하 동일함)지점에서 하기 관계식 1에 의해 정해지는 마르텐사이트 상과 페라이트 상의 결정립계의 Sb 평균 면적 점유비(Cgb,%)와 상기 마르텐사이트 상 주변 1㎛ 이내의 페라이트 상에서의 평균 Sb 면적 점유비(Cf)의 관계 (Cgb/Cf)가 3.5 이상인 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판을 제공한다.
[관계식 1]
Cgb/Cf≥3.5
(여기서 Cgb(%): 냉연강판 1/4t지점에서 마르텐사이트상과 페라이트상의 결정립계의 Sb 평균 면적 점유비, Cf(%): 상기 마르텐사이트상 주변 1㎛이내의 페라이트 상에서의 평균 Sb 면적 점유비)
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 상기 강판은 표면에 형성된 용융 아연계 도금층을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면은 중량%로, 탄소(C): 0.005~0.08%; 망간(Mn): 1.3~2.3%; 인(P): 0.03% 이하(0%는 제외); 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외); 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외); 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%; 크롬(Cr): 1.0 %이하(0% 제외); 안티몬(Sb): 0.1% 이하(0% 제외); 과 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.2% 이하(0% 제외) 및 보론(B): 0.003% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 850~1150℃의 온도범위에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 550~750℃의 온도범위까지 10~70℃/sec의 평균 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 550~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 Ac1+20℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 3~30부피%의 수소 농도하에서 연속소둔하는 단계; 및 상기 연속 소둔된 냉연강판을 630~670℃까지 2~10℃/sec의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계를 포함하는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면은 상기 1차 냉각된 냉연강판을 4~20℃/sec의 평균 냉각 속도로 440~480℃로 유지되는 용융 아연계 도금욕에 침지하기 까지 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각된 냉연강판을 440~480℃로 유지되는 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 얻는 단계; 및 상기 용융 아연계 도금강판을 (Ms-100)℃ 이하까지 3℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 최종 냉각하는 단계를 더 포함할 수 있다.
발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명의 바람직한 측면에 따른 냉연강판 및 용융 아연계 도금강판은 소부경화성, 도금밀착성 및 내시효성이 우수하여 자동차 외판 판넬용 소재 등으로 바람직하게 적용될 수 있다.
본 발명은 자동차 외판 판넬용 소재로 적합하도록 강도 및 연성을 동시에 확보하여 성형성이 우수할 뿐만 아니라, 소부경화성, 도금밀착성 및 내시효성이 우수한 냉연강판 및 용융 아연계 도금강판을 제공하기 위하여 깊은 연구와 실험을 행하고, 그 결과에 기초하여 이루어진 것이다.
본 발명에서는 강판의 조성 범위와 미세조직을 적절히 제어하여 강도 및 연성을 동시에 확보하여 성형성이 우수할 뿐만 아니라, 소부경화성, 도금밀착성 및 내시효성이 우수한 냉연강판 및 용융 아연계 도금강판을 제공한다.
본 발명에서는 강판의 조성 범위와 제조조건을 적절히 제어하여 강판 중 미세한 마르텐사이트를 적적량 분포시키고, 마르텐사이트와 페라이트 결정입계 계면에 Sb 편석을 유도하여 소둔 중에 Mn, Cr 등의 표면 용출을 억제함으로써 도금밀착성을 보다 향상시킨 강판을 제공한다.
이하. 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.005~0.08%; 망간(Mn): 1.3~2.3%; 인(P): 0.03% 이하(0%는 제외); 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외); 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외); 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%; 크롬(Cr): 1.0% 이하(0% 제외); 안티몬(Sb): 0.1% 이하(0% 제외); 과 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.2% 이하(0% 제외) 및 보론(B): 0.003% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종이상, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로, 면적%로, 1~5%의 마르텐사이트 및 나머지 페라이트를 포함하며, 강판 두께 방향의 1/4t(여기서, t는 냉연강판의 두께(mm)를 의미하고, 이하 동일함)지점에서 하기 관계식 1에 의해 정해지는 마르텐사이트 상과 페라이트 상의 결정립계의 Sb 평균 면적 점유비(Cgb,%)와 상기 마르텐사이트 상 주변 1㎛ 이내의 페라이트 상에서의 평균 Sb 면적 점유비(Cf)의 관계 (Cgb/Cf)가 3.5 이상이다.
[관계식 1]
Cgb/Cf≥3.5
(여기서 Cgb(%): 냉연강판 1/4t지점에서 마르텐사이트 상과 페라이트 상의 결정립계의 Sb 평균 면적 점유비, Cf(%): 상기 마르텐사이트 상 주변 1㎛ 이내의 페라이트 상에서의 평균 Sb 면적 점유비)
이하, 강판의 합금 성분 및 바람직한 함량 범위에 대하여 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.
C: 0.005~0.08%
탄소(C)는 본 발명에서 목적하는 복합조직을 확보하기 위해 첨가하는 필수 원소로서, 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 부품 등으로의 가공시 굴곡 및 표면 결함 발생이 용이해지는 단점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 탄소의 함량을 0.005~0.08%로 설정하며, 보다 바람직하게는, 0.007~0.06%로 설정한다.
Mn: 1.3~2.3%
망간(Mn)은 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.
P: 0.03% 이하(0%는 제외)
인(P)은 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 증가하며, 도금 표면 특성을 저해할 수 있으므로, 본 발명에서는 인 함량을 0.03% 이하로 제어한다.
S: 0.01% 이하(0%는 제외)
황(S)은 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로써, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리함이 바람직하다. 특히, 강 중 황은 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이므로, 그 함량은 0.01% 이하로 관리한다.
N: 0.01% 이하(0%는 제외)
질소(N)는 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.
Al(sol.Al): 0.01~0.06%
Al(sol.Al)은 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.01% 미만인 경우 통상의 안정된 상태로 알루미늄 킬드(Al-killed) 강을 제조할 수 없으며, 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 알루미늄(sol.Al)의 함량을 0.01~0.06%로 제어한다.
Cr: 1.0% 이하(0%는 제외)
크롬(Cr)은 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 초래할 수 있으므로, 본 발명에서는 크롬 함량을 1.0% 이하(0%는 제외)로 제어한다.
Sb: 0.1% 이하(0% 제외)
안티몬(Sb)은 본 발명에서 중요한 역할을 하는 원소이다. 본 발명에서는 탄소를 가능한 한 낮추고 바람직하게는 0.005~0.04%로 하고 Mn 및 Cr 등의 경화능 원소를 이용하여 미세한 M(마르텐사이트) 상을 강중에 분포 시켜 내시효성이 우수한 소부경화강을 제조할 수 있다. 그런데, 상기 Mn 및 Cr은 소둔 중 Mn, Cr계 산화물로 표층으로 용출되어 도금시 밀착성을 열위시켜 도금 박리의 문제를 일으킬 수 있다. 이에, Sb를 미량 첨가하여 M(마르텐사이트) 상 결정입계에 우선적으로 편석하도록 하여 Mn 및 Cr 등이 입계를 따라 이동하는 것을 방지하여 최종적으로 도금 표면 품질이 향상된다. Sb가 미량 첨가되어도 충분한 효과를 얻을 수 있어 0%를 제외한 것 외에는 특별히 하한을 설정하지 않으며 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우는 과잉의 Sb 존재로 합금원가 상승 및 열연에서의 표면 크랙 발생 가능성이 높아 그 함량의 상한은 0.1%로 제한한다. 보다 바람직하게는 0.005~0.04%로 한정하는 것이 유리하다.
Si: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.2% 이하(0% 제외) 및 B: 0.003% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 포함한다.
Si: 0.3% 이하(0%는 제외)
실리콘(Si)은 고용강화에 의해 강판의 강도 상승에 기여하나, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지는 않으며, 실리콘을 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 다만, 제조상 불가피하게 첨가되는 양을 고려하여 0%는 제외할 수 있다. 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%는 제외)
몰리브덴(Mo)은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트 미세화 및 강의 강도 향상을 위해 첨가할 수 있다. 또한, 몰리브덴은 강의 경화능 향상에도 도움을 준다. 다만, 몰리브덴의 함량이 0.2%를 초과할 경우, 제조 원가의 급격한 상승을 초래하여 경제성이 떨어질 뿐만 아니라, 강의 연성도 저하되는 문제가 있으므로, 본 발명에서는 몰리브덴의 함량을 0.2% 이하로 제어한다. 한편, 그 하한값은 미량 첨가시에도 효과가 높으므로 특별히 한정하지는 않는다. 다만 보다 바람직하게는 0.005~0.1% 이다.
B: 0.003% 이하(0% 제외)
보론(B)은 강 중 인에 의한 내 2차 가공 취성을 방지하기 위해 첨가할 수 있는 원소로서, 보론을 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 한편, 보론의 함량이 0.003%를 초과하게 되면 강의 연성 저하를 초래할 수 있으므로, 본 발명에서는 보론의 함량을 0.003% 이하로 제어한다.
이외에 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 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. 더불어, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판은 그 미세조직으로, 면적 %로, 1~5%의 마르텐사이트 및 나머지 페라이트를 포함한다.
만약, 마르텐사이트의 면적율이 1% 미만인 경우 복합조직 형성이 곤란하여 항복비가 낮은 강판을 얻기 어려우며, 반면, 5%를 초과할 경우 강도의 지나친 상승으로 인해 목적하는 가공성 확보가 어려운 문제가 있다.
일 예에 따르면 강판 내 마르텐사이트 함량이 1% 미만으로 존재시 강중 함유된 고용 탄소가 마르텐사이트 내에 충분히 응집하지 못하고 대부분 고용 탄소가 페라이트 상에 존재하게 되어 상온 내시효성이 감소되는 실험 결과를 얻었으며, 5%를 초과하는 경우 추가적으로 합금을 더욱 첨가해야 되고 항복강도가 지나치게 상승하여 가공시 크랙 발생이 증가할 뿐만 아니라 상대적으로 연성의 열화를 수반하므로 가공성을 크게 요하는 자동차 부품의 적용에 한계가 있기 때문에 그 상한을 5%로 제한한다.
따라서, 마르텐사이트는 면적%로 1~5%인 것이 바람직하고, 1.5~3%인 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 강판은 강판 두께 방향의 1/4t(여기서, t는 냉연강판의 두께(mm)를 의미함)지점에서 하기 관계식 1에 의해 정해지는 마르텐사이트 상과 페라이트 상의 결정립계의 Sb 평균 면적 점유비(Cgb,%)와 상기 마르텐사이트 상 주변 1㎛ 이내의 페라이트 상에서의 평균 Sb 면적 점유비(Cf,%)의 관계 (Cgb/Cf)가 3.5 이상인 조건을 만족시킨다.
[관계식 1]
Cgb/Cf≥3.5
(여기서 Cgb(%): 냉연강판 1/4t지점에서 마르텐사이트 상과 페라이트 상의 결정립계의 Sb 평균 면적 점유비, Cf(%): 상기 마르텐사이트 상 주변 1㎛ 이내의 페라이트 상에서의 평균 Sb 면적 점유비)
본 발명에서 실험을 통해 밝혀진 바에 의하면, 마르텐사이트와 페라이트 입계에 존재하는 고용상태의 Sb 면적 점유비(Cgb)와 마르텐사이트 상 주변 1㎛ 이내의 페라이트 상에서의 평균 Sb 면적 점유비(Cf)의 관계가 3.5 이상에서 도금 밀착성이 매우 우수한 성질이 나타남을 확인했다. 물론, 관계식 1에서 그 값이 높을수록 유리하여 특별히 그 상한은 한정하지는 않는다. 다만, 그 값이 3.5 미만의 경우 입계에 Sb가 충분히 편석하지 못하여 Mn, Cr 등이 입계를 따라 확산에 유리하게 작용하여 소둔 중 표면으로 용출이 용이하여 도금 밀착성의 열위를 가져온다. 즉, 입계에 Sb가 고용 상태로 존재하여 Mn 및 Cr 등이 입계를 따라 강판 표면으로 이동하는 것을 억제하는 작용을 한다.
또한 Sb 첨가에 의해 미세한 마르텐사이트(M) 상 내부에 고용 탄소를 최대한 응집시켜 상온 내시효성을 증가시킨다. Sb가 최대한으로 마르텐사이트와 페라이트 결정입계에 편석하게 되면 강중에 포함되는 고용 탄소가 마르텐사이트 내로 더욱 응집하게 되어 상온에서 페라이트 내로 고용 탄소의 이동이 더욱 억제되어 상온 내시효성이 향상된다. 이는 페라이트 내의 고용 탄소 함량이 높을 경우 상온에서 인장 시험시 항복점 연신(YP-El) 현상이 발생하여 상온에서 6개월 이상 시효보증이 곤란한 문제가 있기 때문이다.
상기 강판은 210~270MPa의 항복강도 및 0.6 이하의 항복비(YS/TS)를 가질 수 있다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판은 상기한 강판과 이 강판의 표면에 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.
상기 용융 아연계 도금층을 포함하는 도금강판은 용융 아연계 도금강판이며, 상기 도금강판은 210~270MPa의 항복강도 및 0.6 이하의 항복비(YS/TS)를 가질 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면인 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면인 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.005~0.08%; 망간(Mn): 1.3~2.3%; 인(P): 0.03% 이하(0%는 제외); 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외); 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외); 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%; 크롬(Cr): 1.0% 이하(0% 제외); 안티몬(Sb): 0.1% 이하(0% 제외); 과 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.2% 이하(0% 제외) 및 보론(B): 0.003% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 850~1150℃의 온도범위에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 550~750℃의 온도범위까지 10~70℃/sec의 평균 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 550~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 Ac1+20℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 3~30부피%의 수소 농도하에서 연속소둔하는 단계; 및 상기 연속 소둔된 냉연강판을 630~670℃까지 2~10℃/sec의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계를 포함한다.
슬라브 재가열 단계
먼저, 전술한 성분계를 갖는 슬라브를 재가열한다. 슬라브 재가열온도는 1180~1350℃로 설정하는 것이 바람직하다.
본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다. 이때 상기 가열온도가 1180℃ 미만이면 Mn, Cr 등 산화물이 충분히 재용해되지 않아 열간압연 이후 재질편차 발생 및 표면결함의 원인이 되므로, 상기 재가열온도는 1180℃ 이상이 바람직하다. 1350℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립의 이상입 성장에 의하여 강도가 저하되므로, 1180~1350℃로 제한하는 것이 바람직하다.
열연강판을 얻는 단계
상기와 같이 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 온도범위에서 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 이 때, 열간마무리압연온도는 Ar3 온도 이상이다.
상기 열간압연이 1150℃보다 높은 온도에서 개시되면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해지게 된다. 또한, 열간압연이 850℃보다 낮은 온도에서 종료하면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립의 발달 및 고항복비가 얻어져 냉간압연성이 열위해지고 전단가공성도 나빠지게 된다.
열연강판의 냉각 및 권취단계
상기 열연강판을 550~750℃의 온도범위까지 10~70℃/sec의 평균 냉각속도로 냉각하고 550~750℃의 온도범위에서 권취한다.
이때, 열연강판을 550℃ 미만의 온도로 냉각하여 권취하게 되면 강중 베이나이트 상과 마르텐사이트 상이 형성되어 강의 재질이 열위해지며, 750℃ 보다 높은 온도로 냉각하여 권취하게 되면 조대한 페라이트 결정립이 형성되고 조대한 탄화물과 질화물이 형성되기 쉬워져 강의 재질이 열위해진다. 또한, 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/sec 미만이면 조대한 페라이트 결정립이 형성되어 미세조직이 불균일해지며, 평균 냉각속도가 70℃/sec를 초과하게 되면 베이나이트 상이 형성되기 쉬워지고 판의 두께방향으로의 미세조직도 불균일하게 되어 강의 전단가공성이 열위해진다.
냉연강판을 얻는 단계
상기와 같이 냉각 및 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다.
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.
상기 냉간압연은 예를 들면, 5 또는 6개 스텐드로 구성되는 압연기를 이용하여 실시될 수 있고, 이 때, 최초 스텐드 압하율은 25~37%로 설정될 수 있다.
최초 스텐드 압하율이 25% 미만의 경우 낮은 압하율로 인해 열연강판의 형상 제어에 한계가 있을 뿐만 아니라, 소둔 후 냉각시 마르텐사이트 핵생성 사이트의 불균일로 조직내 균일한 마르텐사이트가 형성되지 못할 수 있고, 37%를 초과하는 경우에는 초기 스텐트 압하율 증가로 인한 설비 부하를 가져올 수 있으므로, 냉간압연기 초기 스텐드 압하율을 25~37%로 제한할 수 있다. 초기 스텐드 압하율은 30~35%로 설정하는 것이 보다 바람직하다.
냉연강판의 연속소둔단계
상기 냉연강판을 Ac1+20℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 3~30부피%의 수소 농도하에서 연속소둔한다.
본 공정은 재결정과 동시에 페라이트 및 오스테나이트를 형성하고, 탄소를 분배하기 위해 행하여진다.
본 발명에서는 강중에 미세한 마르텐사이트를 1~5 면적% 범위로 관리하여 상온에서 내시효성을 확보하고 소부온도 (통상 170℃ 20분)에서 35MPa 이상 소부경화성을 얻는 강판을 제조하기 위해 소둔온도를 Ac1+20℃~Ac3-20℃의 조건하에서 로내 분위기 중 수소 농도의 범위를 3~30%로 한정하여 제조한다.
상기 수소농도가 3부피% 미만인 경우에는 강중에 함유된 Si, Mn, B과 같은 산소친화력이 큰 원소들의 표면농화물 발생이 용이하여 덴트와 도금결함을 유발하고, 반면 30부피%를 초과할 경우 상기 원소들의 결함 억제 효과가 한계에 도달될 뿐만 아니라 제조 원가 측면에서 불리하므로, 수소 농도는 3~30부피%로 설정하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 소둔온도가 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 없고, Ac3-20℃를 초과하는 경우, 2상역 소둔시 오스테나이트 분율이 너무 높아 소둔 냉각 후 마르텐사이트 크기가 조대하게 되고 그 분율이 10%를 초과하여 강도가 급격히 상승하여 부품 성형시 가공 크랙 발생 가능성이 높아지므로, 상기 소둔온도는 Ac1+20℃~Ac3-20℃로 한정함이 바람직하다.
상기 Ac1 및 Ac3는 예를 들면, 각각 하기 식(2)에서와 같이 구해질 수 있다.
[관계식 2]
Ac1(℃) = 723-10.7[Mn]-16.9[Ni]+29.1[Si]+16.9[Cr]
Ac3(℃) = 910-203√C-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W
(여기서, [C], [Mn], [Cu], [Cr]. [Ni],[W] 및 [Mo] 각각은 해당 원소의 중량%를 의미함)
연속 소둔된 냉연강판의 1차 냉각단계
상기와 같이 연속 소둔된 냉연강판을 630~670℃까지 2~10℃/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, 2 상역에서는 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 펄라이트 혹은 베이나이트가 형성될 수 있어 항복비가 증가하며, 가공시 크랙 발생 경향이 높아진다. 반면, 1차 냉각 종료 온도가 670℃를 초과할 경우 냉각시 페라이트가 다량 형성되고 마르텐사이트 형성을 위한 오스테나이트 함량이 적어 최종 마르텐사이트 함량인 1~5%를 효과적으로 제어 할 수 없다.
또한, 1차 냉각 속도가 2℃/sec 미만일 경우 생산성 측면에서 불리하고 페라이트 분율이 증가하여 마르텐사이트 형성을 위한 오스테나이트 함량이 부족하게 되고, 반면, 10℃/sec를 초과하면 베이나이트가 형성되어 항복강도를 증가시켜 재질 열위를 수반한다. 본 발명에서는 미세한 마르텐사이트 외에 베이나이트 혹은 펄라이트 형성을 최대한 억제시키는 것이 바람직하다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 용융 아연계 도금강판의 제조방법은 상기한 냉연강판의 제조방법에 더하여, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 4~20℃/sec의 평균 냉각 속도로 440~480℃로 유지되는 용융 아연계 도금욕에 침지하기 까지 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각된 냉연강판을 440~480℃로 유지되는 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 얻는 단계; 및 상기 용융 아연계 도금강판을 (Ms-100)℃ 이하까지 3℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 최종 냉각하는 단계를 추가로 포함한다.
냉연강판의 2차 냉각단계
상기와 같이 1차 냉각된 냉연강판을 4~20℃/sec의 평균 냉각 속도로 440~480℃로 유지되는 용융 아연계 도금욕에 침지하기 까지 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 속도가 20℃/sec를 초과하게 되면 2차 냉각 중 마르텐사이트가 일부 생성될 수 있으며 생산성 측면에서 통판 속도가 빨라져 판형상 뒤틀림 등의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 2차 냉각 속도가 4℃/sec 미만의 경우, 너무 느린 냉각속도로 인해 미세한 베이나이트가 형성될 수 있어 폭 방향 재질 편차를 유발하여 판 형상이 좋지 않으므로, 2차 냉각 속도는 4~20℃/sec로 제어함이 바람직하다.
용융 아연계 도금강판을 얻는 단계
상기와 같이 2차 냉각된 냉연강판을 440~480℃로 유지되는 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.
용융 아연계 도금강판의 최종 냉각단계
상기 용융 아연계 도금강판을 (Ms-100)℃ 이하까지 3℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 최종 냉각한다.
상기 (Ms-100)℃는 마르텐사이트 형성을 위한 냉각 조건이다.
상기 Ms의 이론 온도는 예를 들면, 하기 관계식 3에 의해 구할 수 있다.
[관계식 3]
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)
상기 최종 냉각 종료 온도가 (Ms-100)℃ 초과일 경우 미세한 마르텐사이트를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 판 형상 불량 문제가 야기될 수 있다.
한편, 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. 상기 평균 냉각 속도의 상한 값은 설비 특성이 가능한 한 문제의 소지가 없으므로 크게 한정하지는 않는다.
합금화 용융 아연계 도금강판을 얻는 단계
한편, 필요에 따라, 최종 냉각 전, 용융 아연계 도금강판을 합금화 열처리하여 합금화 용융 아연계 도금강판을 얻는 단계를 추가로 포함할 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.
조질압연단계
또한, 필요에 따라, 최종 냉각된 용융 아연계 도금강판 또는 합금화 용융 아연계 도금강판을 조질압연하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
조질압연하는 경우에는 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 표편 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, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 강 슬라브를 마련한 후, 하기 표 2 및 3에 기재된 제조공정을 이용하여 용융아연도금강판(GI 강판) 및 합금화 용융아연도금강판(GA 강판)을 제조하였다. 이때, 용융아연도금은 통상의 용융 아연계 도금욕을 이용하여 행하였으며, 합금화 열처리 역시 통상의 조건(500~540℃)으로 행하였다.
참고로, 하기 표 1에서 발명강 1, 2, 4 및 5와 비교강 1 및 2는 합금화 용융아연도금강판에 해당하며, 발명강 3, 6 및 7은 용융아연도금강판에 해당한다. 비교강 1은 통상 극저탄소강을 이용한 BH강이고, 비교강 2는 고탄소 TRIP계열의 강이다.
상기와 같이 제조된 도금강판 각각에 대하여 미세조직을 관찰하고, 물성을 평가하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
하기 표 4에서 미세조직 분율은 판두께 1/4t(t: 강판두께(mm)) 지점에서의 우선 광학 현미경을 이용하여 레페라(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 측정하고 이 들 조직을 제외한 상을 페라이트 함량으로 추정하였다. 하기 표 4에서 각각의 시험편에 대한 인장시험은 JIS 규격을 이용하여 C 방향으로 실시하였다. 하기 표 4에서 YS는 항복강도를 나타내고, YR은 항복비를 나타낸다.
한편, 소부경화성(L-BH)은 (170℃×20분)의 소부조건에서 측정하였으며, 2% pre-strain 후의 항복강도 차이로 평가하였으며, 내시효성[YP-El(%)]은 100℃에서 1시간 유지 후 인장시험시 YP-El(%)을 측정하여 YP-El이 전혀 나타나지 않으면 상온 내시효성이 우수한 것으로 평가하였다.
또한 결정립계의 Cgb/Cf 값의 평가는 서브 나노미터의 공간 해상도로 3차원적으로 성분들의 분포를 시각화할 수 있는 APT장비를 이용하였다.
APT Carbon profile(Atom Probe Tomography)을 이용하여 마르텐사이트 및 페라이트 입계로부터 페라이트 내에 존재하는 Sb 점유 농도비를 정량적으로 평가하기 위해 입계 및 페라이트 내를 기준으로 길이 100nm 정사각형 내 고용 Sb 개수를 count 방식으로 측정하여 3회 평균으로 계산하였다.
미도금 평가는 육안 관찰로 이루어졌으며, 미도금 발생 정도에 따라 1~5등급으로 상대 평가하였으며, 1~2등급은 외판재 품질 수준을 확보하는 것을 의미한다.
도금밀착성은 Sealer bending 시험을 평가하였다. Sealer Bending 시험은 강판 표면에 약품을 바르고 175℃×25분 가열하고 상온으로 냉각한 후에 90도 벤딩으로 시험시 소지철과 도금층의 박리 여부로 평가를 하는 방식으로 실시하였다.
강종 냉연강판 조성(중량%)
C Mn Si Cr P S N Sol.Al Sb Mo B
발명강1 0.007 2.22 0.007 0.05 0.004 0.005 0.003 0.018 0.003 - 0.0004
발명강2 0.009 1.96 0.004 0.48 0.003 0.005 0.004 0.04 0.002 - 0.0006
발명강3 0.012 2.12 0.012 0.43 0.003 0.007 0.004 0.05 0.02 0.07 -
발명강4 0.014 1.85 0.021 0.81 0.002 0.004 0.003 0.041 0.023 - 0.0021
발명강5 0.032 1.63 0.031 0.63 0.001 0.003 0.004 0.052 0.031 0.18 -
발명강6 0.035 1.58 0.008 0.52 0.003 0.004 0.006 0.025 0.001 0.08 0.0008
발명강7 0.072 1.38 0.007 0.06 0.005 0.006 0.003 0.041 0.004 0.03 0.0009
비교강1 0.0023 0.15 0.05 0.003 0.006 0.004 0.002 0.032 - - -
비교강2 0.12 1.65 0.80 1.42 0.005 0.007 0.005 0.05 - 0.21 0.0018
강종 열연 냉연
재가열 온도(℃) 마무리 압연 온도 (℃) 권취 온도(℃) 권취전 냉각속도(℃/sec) 냉간 압하율(%) 최초 냉연 스텐드 압하율(%)
발명강1 1184 885 565 25 54 28
1190 893 556 31 55 26
발명강2 1185 908 651 26 61 28
1187 908 645 33 61 29
발명강3 1210 894 720 45 73 31
1212 897 718 62 72 33
발명강4 1195 845 584 63 73 32
1197 932 589 18 75 29
발명강5 1225 932 485 15 38 21
1223 918 631 72 42 39
발명강6 1196 897 686 38 81 36
1194 896 643 36 78 35
발명강7 1201 894 684 51 35 34
1205 893 642 56 68 33
비교강1 1185 918 672 35 79 45
비교강2 1192 892 525 32 65 36
1189 898 684 28 63 35
강종 소둔 냉각 비고
소둔온도(℃) 로내수소농도(%) 1차 냉각속도(℃/초) 1차 냉각 종료온도(℃) 2차냉각속도(℃/초) 2차 냉각 종료온도(℃) 최종냉각속도(℃/초) 최종 냉각 종료온도(℃)
발명강1 745 5.2 2.8 650 4.3 450 4.4 상온 발명예1
758 5.5 2.4 650 4.5 450 5.2 상온 발명예2
발명강2 768 6.2 3.5 650 4.1 450 6.2 상온 발명예3
792 6.3 3.6 650 4.2 450 6.3 상온 발명예4
발명강3 825 5.8 4.9 650 5.2 450 9.1 상온 발명예5
812 5.2 9.5 650 6.3 450 9.3 상온 발명예6
발명강4 675 6.3 5.6 650 9.1 450 5.2 상온 비교예1
821 3.5 5.8 650 8.5 450 7.8 상온 발명예7
발명강5 813 3.6 6.2 650 11.4 450 7.2 상온 비교예2
839 3.1 8.5 650 12.6 450 6.1 상온 비교예3
발명강6 841 2.5 7.3 650 8.5 450 5.3 상온 비교예4
834 38.1 16.5 650 7.2 450 8.3 상온 비교예5
발명강7 846 3.5 1.8 650 2.8 450 1.7 상온 비교예6
835 3.5 17.5 650 23 450 8.9 상온 비교예7
비교강1 845 3.6 4.5 650 6.1 450 5.3 상온 비교예8
비교강2 802 4.1 3.8 650 6.5 450 5.4 상온 비교예9
779 4.5 4.1 650 7.8 450 3.8 상온 비교예10
강종 ① ② ③ YP-El(%) L-BH(MPa) YS(MPa) YR ④ 미도금(등급) ⑤도금밀착성 비고
발명강1 2.7 0 3.8 0 42 218 0.56 1 O 발명예1
1.2 0 4.2 0 44 219 0.58 2 O 발명예2
발명강2 3.3 0 4.1 0 48 221 0.56 1 O 발명예3
3.2 0 3.9 0 39 223 0.57 2 O 발명예4
발명강3 4.2 0 5.1 0 45 232 0.55 1 O 발명예5
4.3 0 5.5 0 47 235 0.54 1 O 발명예6
발명강4 6.5 2.2 2.8 0.48 38 225 0.65 3 O 비교예1
2.1 0 3.9 0 39 226 0.57 1 O 발명예7
발명강5 1.2 0 3.2 0.35 43 256 0.56 5 × 비교예2
2.2 0 2.9 0.3 48 253 0.56 3 × 비교예3
발명강6 1.8 2.6 1.8 0.35 47 262 0.58 5 × 비교예4
10.2 0 2.6 0.61 43 263 0.62 4 O 비교예5
발명강 7 1.8 0.7 2.5 0.28 45 286 0.58 4 × 비교예6
2.1 1.1 2.3 0 25 289 0.56 3 O 비교예7
비교강1 0 0 0 0 0 182 0.73 3 O 비교예8
비교강2 13.3 2.5 0 0 45 286 0.65 5 × 비교예9
13.1 3.1 0 0 38 293 0.66 5 × 비교예10
(여기서, ①은 마르텐사이트 면적율(%)을 의미하고, ②는 베이나이트 면적율(%)을 의미하며, ③는 Cgb/Cf 값을 의미하고, ④ 미도금 평가에서 1~2등급은 우수, 3~4등급은 보통, 5등급은 열위를 의미하고, ⑤는 Sealer Bending으로 도금밀착성 평가 결과로 O(OK), ×(NG)를 의미함)
상기 표 1 내지 4에도 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금 조성과 제조 조건을 만족하는 발명예 1 내지 7의 경우에는 210~270MPa 범위의 항복강도를 갖고, 시험편을 100℃×60분 열처리 후 인장시험 시 항복점 연신(YP-El)이 전혀 나타나지 않아 내시효성이 우수하며, 소부경화성도 우수하고, 항복비(YS/TS)가 0.6 이하이며, 미도금 판정시 외판 수준인 1~2등급을 나타내고, Sealer bending으로 도금밀착성 평가 결과 OK 수준을 나타내고 있음을 알 수 있다.
이에 반해, 본 발명의 합금 조성과 제조 조건 중 적어도 하나의 조건을 만족시키지 못하고 있는 비교예 1 내지 10의 경우에는 항복강도, 항복비, 소부경화성, 도금밀착성 및 내시효성 중 적어도 하나의 물성이 열위하거나 충분치 않음을 알 수 있다.

Claims (12)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.005~0.08%; 망간(Mn): 1.3~2.3%; 인(P): 0.03% 이하(0%는 제외); 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외); 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외); 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%; 크롬(Cr): 1.0% 이하(0% 제외); 안티몬(Sb): 0.1% 이하(0% 제외); 과 실리콘(Si): 0.3% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.2% 이하(0% 제외) 및 보론(B): 0.003% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로, 면적%로, 1~5%의 마르텐사이트 및 나머지 페라이트를 포함하며, 강판 두께 방향의 1/4t(여기서, t는 냉연강판의 두께(mm)를 의미하고, 이하 동일함)지점에서 하기 관계식 1에 의해 정해지는 마르텐사이트 상과 페라이트 상의 결정립계의 Sb 평균 면적 점유비(Cgb,%)와 상기 마르텐사이트 상 주변 1㎛ 이내의 페라이트 상에서의 평균 Sb 면적 점유비(Cf)의 관계 (Cgb/Cf)가 3.5 이상인 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판.
    [관계식 1]
    Cgb/Cf≥3.5
    (여기서 Cgb(%): 냉연강판 1/4t지점에서 마르텐사이트 상과 페라이트 상의 결정립계의 Sb 평균 면적 점유비, Cf(%): 상기 마르텐사이트 상 주변 1㎛ 이내의 페라이트 상에서의 평균 Sb 면적 점유비)
  2. 제1항에 있어서, 상기 강판은 표면에 형성된 용융 아연계 도금층을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판.
  3. 제2항에 있어서, 상기 용융 아연계 도금층이 합금화 용융 아연계 도금층인 것을 특징으로 하는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판.
  4. 제1항에 있어서, 상기 강판은 210~270MPa의 항복강도 및 0.6 이하의 항복비(YS/TS)를 갖는 것임을 특징으로 하는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판.
  5. 중량%로, 탄소(C):0.005~0.08%; 망간(Mn):1.3~2.3%; 인(P):0.03% 이하(0%는 제외); 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외); 질소(N):0.01% 이하(0%는 제외); 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%; 크롬(Cr):1.0%이하(0%제외); 안티몬(Sb): 0.1%이하(0%제외); 과 Si: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.2% 이하(0% 제외) 및 B: 0.003% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 850~1150℃의 온도범위에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 550~750℃의 온도범위까지 10~70℃/sec의 평균 냉각속도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 열연강판을 550~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac1+20℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 3~30부피%의 수소 농도하에서 연속소둔하는 단계; 및
    상기 연속 소둔된 냉연강판을 630~670℃까지 2~10℃/sec의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계를 포함하는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서, 상기 냉간압연 시 압하율이 40~80%인 것을 특징으로 하는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판의 제조방법.
  7. 제5항에 있어서, 상기 냉간압연은 5 또는 6개 스텐드로 구성되는 압연기를 이용하여 실시될 수 있고, 최초 스텐드 압하율은 25~37%로 설정되는 것을 특징으로 하는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판의 제조방법.
  8. 제5항에 있어서, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 4~20℃/sec의 평균 냉각 속도로 440~480℃로 유지되는 용융 아연계 도금욕에 침지하기 까지 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각된 냉연강판을 440~480℃로 유지되는 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 얻는 단계; 및
    상기 용융 아연계 도금강판을 (Ms-100)℃ 이하까지 3℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 최종 냉각하는 단계를 더 포함하는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서, 최종 냉각 단계 전에, 용융 아연계 도금강판을 합금화 열처리하여 합금화 용융 아연계 도금강판을 얻는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판의 제조방법.
  10. 제9항에 있어서, 상기 합금화 열처리가 500~540℃의 온도 범위에서 수행되는 것을 특징으로 하는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판의 제조방법.
  11. 제9항에 있어서, 상기 용융 아연계 도금강판 또는 합금화 용융 아연계 도금강판을 조질압연하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판의 제조방법.
  12. 제11항에 있어서, 상기 조질압연 시 압하율이 0.3~1.6%인 것을 특징으로 하는 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판의 제조방법.
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