KR100473497B1

KR100473497B1 - 박강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100473497B1
Application number: KR10-2002-7000794A
Authority: KR
Inventors: 나카지마카츠미; 후지타타케시; 우라베토시아키; 야마사키유지; 키타노후사토
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2000-06-20
Filing date: 2001-06-19
Publication date: 2005-03-09
Also published as: US20040168753A1; US6743306B2; WO2001098552A1; EP2312010A1; EP2312009A1; EP1318205A4; US20020148536A1; CN1560310A; EP1318205A1; CN1383459A; CN1190513C; US7252722B2; KR20020016906A; CN1286999C

Abstract

박강판은 입도번호 10 이상의 페라이트 입자와 페라이트 입계를 갖는 페라이트상과, 상기 페라이트상에 함유되는 Nb계 석출물과 Ti계 석출물로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 한 종의 석출물을 갖는다. 상기 페라이트 입자는 입계근방의 석출물 밀도가 낮은 저밀도 영역을 가지고, 상기 저밀도 영역은 페라이트 입자 중앙부의 석출물 밀도의 60% 이하인 석출물 밀도를 갖는다. 상기 박강판이 실질적으로 mass%로 C:002~0.02%, Si:1% 이하, Mn:3% 이하, P:0.1% 이하, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.007% 이하를 함유하고, Nb:0.01~0.4%와 Ti:0.005~0.3%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하며, 잔부가 철로 이루어진다.

Description

박강판 및 그 제조방법{THIN STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은 자동차, 가정용 전기제품, 건재 등에 이용되는 박강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차나 가전제품의 분야에서는 제조 비용의 저감과 생산성 향상이 요구되고 있다. 프레스 성형 공정에서는 고속화에 의한 사이클 타임의 단축이나 장시간 운전에 의해, 생산성의 향상이 도모되고 있다. 이와 같이 높은 레벨의 생산상황에있어서는, 금형온도가 상승하는 것에 의해 프레스 성형 조건이 변화하므로, 분할이나 주름이 발생하고, 프레스 불량률이 높아진다는 문제가 생기고 있다.

또, 프레스 성형용 강판으로서 많이 이용되고 있는 자동차용 강판에 대해서는, 안전성 향상을 위한 강판의 고강도화 및 부품의 일체화에 의한 부품개수의 삭감 등의 프레스 공정의 동력절감 양자를 만족시킨다는 요구가 높아져 오고 있다. 이 때문에, 프레스 성형용 강판에 대해서는 높은 성형성과 동시에 프레스 성형에서의 여유도가 큰 것도 요구되고 있다.

프레스 성형성을 높이고, 여유도를 개선하기 위해, 일본특허공개 평 7-62209호 공보나 7-47796호 공보에 개시되어 있는 바와 같이 Ti-Nb계 극저 C강을 이용한 냉연강판이 개발되어 자동차 메이커에 공급되고 있다. 그러나 재질의 향상에 따라 메이커측의 프레스 성형조건이 더욱 엄격하게 되어 오고 있다. 그 결과, 최근의 프레스 조건에서는 상기의 Ti-Nb계 극저 C강의 박강판에서는 프레스 불량이 발생한다는 문제가 생기고 있다. 특히, 고강도 강판에서도, 적용부품의 확대에 따라 프레스 불량이 빈발하고 있다.

또, 프레스 가공되는 고강도 아연도금 강판에는 딥 드로잉(deep drawing)성이나 스트레처 스트레인(stretcher-strain)의 발생을 억제하기 위한 비시효성이 요구되고 있다. 여기까지 딥 드로잉성 및 비시효성을 높이기 위한 C, Mn 양을 극력 저감함과 동시에 Ti 및 Nb 등을 첨가하여 유해한 고용 C,N을 탄질화물로서 고정한 IF 강을 베이스로 한 고강도 강판이 개발되어 왔다. 그러나, IF 강은 이차가공취성(脆性)에 대한 감수성이 높다는 문제가 있다. 게다가, 강판을 고강도화한 만큼 입계강도는 상대적으로 저하하므로, 이차가공취화(脆化)하기 쉽다는 경향이 보여진다. 따라서, 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판을 개발하는데 있어서 내(耐)이차가공취성을 개선하는 것이 매우 중요한 과제이다. 여기까지 IF 강과 거의 동등한 특성을 유지하면서 내이차가공취성을 높이기 위한 기술이 일본특허공개 소 61-32375호 공보, 일본특허공개 평 5-112845호 공보, 일본특허공개 평 5-70836호 공보나 일본특허공개평 2-175837호 공보에 개시되어 있다.

그러나, 일본특허공개 소 61-32375호 공보와 일본특허공개 평 5-112845호 공보와는, 고용 C를 잔류시켜 내이차가공 취성을 높이고 있으므로, 하계 등의 기온이 비교적 높은 환경에서 장시간 유지된 경우에 효과의 문제가 있다. 일본특허공개 평 5-70836호 공보에 대해서는 B첨가에 의해 내이차가공취성을 높이고 있지만, 그 반면 B는 입계에 편석(偏析)하고 냉간가공시의 결정 회전을 억제하므로, 높은 r값을 얻는 상에서 바람직한 집합조직의 발달을 저해하고, 딥 드로잉성을 열화시킨다. 일본특허공개 평 2-175837호 공보에 있어서는 Nb첨가에 의해, 입계의 형상이 톱 모양이 되어 입계파괴하기 어렵게 되므로 내이차가공취성을 높이지만, 이것에 따라 가공하기 어렵게 된다.

또, 냉연강판의 프레스 성형성에 관해서는 주로 딥 드로잉(deep drawing)성과 버클링(buckling)성의 관점에서 검토되고 있다. 딥 드로잉성에 관해서는 일본특허공개 평 5-78784호 공보나 일본특허공개 평 8-92656호 공보에 나타나는 바와 같이, r값을 높이는 것에 주안을 두고 있다. 그러나, 일본특허공개 평 5-78784호나 일본특허공개 평 8-92656호 공보 기재의 냉연강판을 버클링 주체의 성형이 행해지는 사이드 패널 등에 적용하면, 평면변형 버클링 성형이 행해지는 펀치견부(肩部)에서 변형전파 부족에 의해 파단이 생기는 경우가 있다. 이러한 버클링 성형에서의 파단에 관해서는 재료의 고강도화에 따른 종래의 연질재와 동일한 모든 신장이나 n값에서는 평가할 수 없게 되어 있고, 적절한 대책을 취할 수 없다.

도 1은, 실시형태 1에 관한 것으로, 프레스 성형시의 성형여유량(성형여유범위)과 박강판의 마이크로 조직의 관계를 나타내는 도,

도 2는, 자동차의 실부품 스케일의 프론트펜더 모델의 외관을 나타내는 도,

도 3은, 실시형태 1에 관한 것으로, 성형여유량에 미치는 열연판의 페라이트 입경의 영향을 나타내는 도,

도 4는, 실시형태 2에 관한 것으로, (12/93)×Nb*/C와 r값의 관계를 나타내는 도,

도 5는, 실시형태 2에 관한 것으로, (12/93)×Nb*/C와 YPEI의 관계를 나타내는 도,

도 6은, 실시형태 2에 관한 것으로, 인장강도 TS와 이차가공 취화천이 온도의 관계를 나타내는 도,

도 7은, 실시형태 3에 관한 것으로, 실부품 스케일의 프론트펜더 모델 성형품에서의 파단위험부 근방의 상당변형 분포의 일예를 나타내는 도,

도 8은, 실시형태 3에 관한 것으로, 실부품 스케일의 프론트펜더 모델 성형품의 개요를 나타내는 도,

도 9는, 실시형태 3에 관한 것으로, 프론트펜더 모델로 성형했을 경우의 파단위험부 근방의 변형분포를 나타내는 도,

도 10은, 실시형태 4에 관한 것으로, 딥 드로잉성에 미치는 Nb와 C의 영향을 나타내는 도,

도 11은, 실시형태 4에 관한 것으로, 비시효성에 미치는 Nb와 C의 영향을 나타내는 도,

도 12는, 실시형태 4에 관한 것으로, 인장강도 TS와 이차가공 취화천이 온도의 관계를 나타내는 도,

도 13은, 실시형태 5에 관한 것으로, 실부품 스케일의 프론트펜더 모델 형성품에서의 파단위험부 근방의 상당변형 분포의 일예를 나타내는 도,

도 14는, 실시형태 5에 관한 것으로, 실부품 스케일의 프론트펜더 모델 성형품의 개요를 나타내는 도,

도 15는, 실시형태 5에 관한 것으로, 프론트펜더 모델로 성형했을 경우의 파단위험부근방의 변형분포를 나타내는 도이다.

본 발명은, 프레스 성형시의 여유도가 크고, 프레스 불량률을 저감하여 생산성을 향상시킬 수 있는 프레스 성형용 박강판 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명은 입도번호 10 이상의 페라이트 입자와 페라이트 입계를 갖는 페라이트상(相)과, 상기 페라이트상에 함유되는 Nb계 석출물과 Ti계 석출물로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 1종의 석출물과 석출물로 이루어지는 박강판을 제공한다. 상기 페라이트 입자는 입계 근방의 석출물 밀도가 낮은 저밀도 영역을 가지고, 상기 저밀도 영역은 페라이트 입자 중앙부의 석출물 밀도의 60% 이하인 석출물 밀도를 갖는다.

상기 저밀도 영역은 페라이트 입계에서 0.2㎛ 이상 2.4㎛ 이하의 범위인 것이 바람직하다.

상기 박강판은 10MPa 이하인 BH 양을 갖는 것이 바람직하다.

상기 박강판이 실질적으로 mass%로 C:0.002~0.02%, Si:1% 이하, Mn:3% 이하, P:0.1% 이하, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.007% 이하를 함유하고, Nb:0.01~0.4%와 Ti:0.005~0.3%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하며, 잔부(殘部)가 철로 이루어지는 것이 바람직하다. C 함유량은 0.005~0.01% 인 것이 보다 바람직하다. Nb 함유량은 0.04~0.14%인 것이 보다 바람직하다. Nb 함유량은 0.07~0.14%인 것이 가장 바람직하다. Ti 함유량은 0.005~0.05%인 것이 보다 바람직하다.

또, 상기 박강판이 실질적으로 mass%로 C:0.002~0.02%, Si:1% 이하, Mn:3% 이하, P:0.1% 이하, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.007% 이하, B:0.002% 이하를 함유하며, Nb:0.01~0.4%와 Ti:0.005~0.3%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하고, 잔부(殘部)가 철로 이루어지는 것이 바람직하다. B 함유량은 0.01% 이하인 것이 보다 바람직하다.

상기 박강판의 제조방법은, 슬라브를 열간압연하고, 열연강판으로 하는 공정, 상기 열연판을 적어도 750℃ 이하의 온도까지 10℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하는 공정, 냉각된 열연강판을 권취하는 공정, 권취된 열연판을 냉간압연하며, 냉연강판으로 하는 공정과 상기 냉연판을 소둔하는 공정으로 이루어진다.

상기 슬라브는 mass%로, C:0.002~0.02%, Si:1% 이하, Mn:3% 이하, P:0.1% 이하, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.007% 이하를 함유하고, Nb:0.01~0.4%와 Ti:0.005~0.3%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하며, 잔부가 실질적으로 철로 이루어진다.

상기 슬라브가 실적적으로 mass%로, C:0.002~0.02%, Si:1% 이하, Mn:3% 이하, P:0.1% 이하, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.007% 이하, B:0.002% 이하를 함유하고, Nb:0.01~0.4%와 Ti:0.005~0.3%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하며, 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 것이 바람직하다.

권취된 열연판의 페라이트 입경은 입도번호에서 11.2 이상인 것이 바람직하다.

열연판을 권취하는 공정은 500-700℃의 권취온도에서 열연강판을 권취하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다.

열연강판을 냉간압연하는 공정은 많게는 85%의 냉간압하율에서 냉간압연하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다.

냉연강판을 소둔하는 공정은 재결정 온도 이상 또한 900℃ 이하의 온도에서 연속소둔하는 것으로 이루어지는 것이 바람직하다.

또한 본 발명은, 자동차 외판용도로 적용 가능한 표면품질, 비시효성 및 가공성을 가지며, 또한 내이차가공취성에 우수한 고강도 냉연강판 및 고강도 아연계 도금강판 및 이들의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명은 mass%로, C:0.004~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.7~3.0%, P:0.02~0.15%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.02% 이하 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 박강판을 제공한다.

Nb함유량이 다음의 식을 만족한다.

(12/93)×Nb*/C≥1.0

단, Nb*=Nb-(93/14)×N

C, N, Nb:각각의 원소 함유량(mass%)

항복강도 및 페라이트 평균입경이 다음의 식을 만족한다.

YP≤-120×d+1280

단, YP는 항복강도[MPa], d는 페라이트 평균입경[㎛]을 각각 나타낸다.

상기 박강판은 단축인장 시험에 의한 10% 이하의 변형에서의 n값이, 다음의 식을 만족하는 것이 바람직하다.

n값≥-0.00029×TS+0.313

단, TS는 인장강도[MPa]를 나타낸다.

C 함유량은 0.005~0.008%인 것이 보다 바람직하다. Nb 함유량은 0.08~0.14%인 것이 보다 바람직하다. 상기 박강판은 또한 0.05% 이하의 Ti를 갖는 것이 바람직하다. 상기 박강판은 또한 0.002% 이하의 B를 갖는 것이 바람직하다. 또, 상기 박강판은 또한 Cr:1.0% 이하, Mo:1.0% 이하, Ni:1.0% 이하, Cu:1.0%이하의 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하는 것이 바람직하다.

상기 박강판은, 상기 박강판의 표면에 아연계 도금피막을 갖는 것이 바람직하다.

박강판의 제조방법은 슬라브를 Ar3 변태점 이상의 사상온도에서 열간압연하는 공정, 열간압연 후의 열연강판을 500~700℃에서 권취하는 공정, 권취된 강판을 냉간압연하는 공정과 냉연강판을 소둔하는 공정.

상기 슬라브는 mass%로, C:0.004~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.7~3.0%, P:0.02~0.15%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.035~0.2%, 잔부가 실질적으로 철로 이루어진다.

상기 제조방법은 또한 소둔 후의 강판을 아연계 도금 처리하는 공정을 갖는 것이 바람직하다.

상기 슬라브는 또한 0.05% 이하의 Ti를 함유하는 것이 바람직하다.

상기 슬라브는 또한 0.002% 이하의 B를 함유하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명은 mass%로, C:0.0040~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.1~1.0%, P:0.01~0.07%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.15% 이하, 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 박강판을 제공한다.

Nb 함유량이 다음의 식을 만족한다.

(12/93)×Nb*/C≥1.2

단, Nb*=Nb-(93/14)×N

C, N, Nb:각각의 원소 함유량(mass%)

항복강도 및 페라이트 평균입경이 다음의 식을 만족한다.

YP≤-60×d+770

C 함유량은 0.005~0.008%인 것이 보다 바람직하다. Nb 함유량은 0.08~0.14%인 것이 보다 바람직하다.

상기 박강판은 단축인장 시험에 의한 10% 이하의 변형에서의 n값이 0.21 이상인 것이 바람직하다.

상기 박강판은 또한 0.05% 이하의 Ti를 갖는 것이 바람직하다. 상기 박강판은 또한 0.002% 이하의 B를 갖는 것이 바람직하다. 또, 상기 박강판은 또한 Cr:1.0% 이하, Mo:1.0% 이하, Ni:1.0% 이하, Cu:1.0% 이하의 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하는 것이 바람직하다.

상기 박강판은 상기 박강판의 표면에 아연계 도금피막을 갖는 것이 바람직하다.

박강판의 제조방법은 이하의 공정으로 이루어진다:

mass%로, C:0.004~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.1~1.0%, P:0.01~0.07%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.15% 이하, 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 슬라브를 Ar3변태점 이상의 사상온도에서 열간압연하는 공정;

열간압연 후의 강판을 500~700℃에서 권취하는 공정;

권취된 열연강판을 냉간압연하는 공정;과

냉연강판을 소둔하는 공정.

(실시형태 1)

실시형태 1은 페라이트 입경이 입도번호에서 10 이상, 페라이트 상 중에 Nb계 및 Ti계의 석출물 중 1종 이상을 함유함과 동시에 페라이트 입계 근방에 석출물 밀도가 낮은 저밀도 영역을 가지며, 이 저밀도 영역의 석출물 밀도는 페라이트 입자 상태로 중앙부 석출물 밀도의 60% 이하인 것을 특징으로 하는 프레스 성형용 박강판이다.

여기서 또한, 석출물 밀도가 낮은 저밀도 영역의 범위가 페라이트 입계에서 0.2㎛ 이상 2.4㎛ 이하의 범위인 것을 특징으로 하는 프레스 성형용 박강판으로 할 수도 있다.

또한, BH 양이 10MPa 이하인 것을 특징으로 하는 프레스 성형용 박강판으로 할 수도 있다.

실시형태 1은 프레스 성형시의 성형여유도를 지배하는 모든 인자에 대하여 상세히 검토를 행한 결과 이루어졌다. 검토의 과정에서 페라이트 입자의 세립화와 페라이트 입계 근방에 석출물 밀도가 낮은 저밀도 영역을 갖는 것에 의해, 동일한 재료 특성이어도 프레스 성형시의 분할한계 및 주름한계의 차가 확대하며, 성형여유도가 증가하는 것을 발견했다.

이와 같은 지식에 의거하여 성형여유도에 대해서는 페라이트 입자의 입도 및 저밀도 영역의 범위가 지배인자가 되는 것을 알아냈다. 이하, 이들의 인자에 대하여 성형여유도와의 관계 및 한정이유에 대하여 설명한다. 또한, 성형여유도로서는 후술하는 바와 같이 실부품 프레스 성형에서의 주름억제 하중의 여유량, 즉 하중 증가에 따른 주름이 발생하지 않게 되는(주름한계) 하중에서 분할이 발생하기 직전의(분할한계) 하중까지의 하중범위의 크기(하중 차)를 이용한다.

페라이트 입자의 입도: 입도번호에서 10 이상

페라이트 입자가 조립화하여 입도번호 10 미만이 되면, 분할의 발생이 현저하게 되므로 성형여유도가 작아지며, 실질적으로 성형불능이 된다. 따라서, 페라이트 입자의 입도를 입도번호에서 10 이상으로 규정한다.

입계 근방의 석출물 밀도: 페라이트 입자 중앙부의 60% 이하

저밀도 영역의 석출물 밀도가 페라이트 입자 중앙부의 60%를 초과하면, 입계 근방과 입자 내의 석출물 밀도의 차가 불충분하게 되며, 주름의 발생이 현저하게 되므로 석출물 밀도가 다른 영역을 갖는 것에 의해 성형여유도를 확대시킨다는 본 발명의 효과를 얻을 수 없게 된다. 따라서, 페라이트 입계 근방의 석출물 밀도를 페라이트 입자 중앙부의 60% 이하로 규정한다.

저밀도 영역의 범위: 페라이트 입계에서 0.2㎛ 이상 2.4㎛ 이하

저밀도 영역의 범위가 0.2㎛ 미만의 경우는 페라이트 입계 근방은 실질적으로 저밀도 영역이 없는 경우와 동일하게 되고, 주름의 발생이 현저하게 되므로 낮은 성형여유도에 그친다. 역으로, 저밀도 영역의 범위가 페라이트 입계에서 2.4㎛를 초과하면, 페라이트 입자로 점하는 저밀도 영역이 너무 커지게 되고, 분할의 발생이 현저하게 되어 성형여유도를 확대시키는 것을 할 수 없게 된다. 따라서, 성형여유도를 더욱 확대시키기 위해서는 저밀도 영역의 범위를 페라이트 입계에서 0.2㎛ 이상 2.4㎛ 이하의 범위로 규정한다.

BH 양 : 10MPa 이하

강판의 BH 양(도장 소부(燒付)경화량)이 10MPa를 초과할 경우, 고용 C양에 기인하는 주름 및 분할과 동시에 발생하기 쉬워지며, 성형여유도가 저하한다. 또한, BH 양의 측정은 JIS 규격 G 3135「자동차용 가공성 냉간압연 고장력 강판 및 강대」의 부속서「도장 소부경화량 시험방법」에 의해 행한다.

상기 프레스 성형용 박강판에 대해서는 그 화학성분을 다음과 같이 할 수 있다.

프레스 성형용 박강판의 화학성분이 mass%로, C:0.002~0.02%, Si:1% 이하, Mn:3% 이하, P:0.1% 이하, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.007% 이하를 함유함과 동시에 Nb:0.01~0.4% 및 Ti:0.005~0.3% 중 1종 이상을 함유하며, 잔부가 실질적으로 철로 이루어진다. 또, 상기의 화학성분에 또한, B:0.002% 이하를 함유시켜도 된다.

이하, 상기의 화학성분의 한정이유에 대하여 설명한다.

C:0.002~0.02%(mass%, 이하 동일)

C는 Nb, Ti와 탄화물을 형성하고, 페라이트 입계 근방과 페라이트 입자 중앙부에, 석출물 밀도가 다른 영역을 형성하기 위한 중요한 원소이다. C가 0.002% 미만에서는 페라이트 입자 내의 석출물 밀도가 너무 낮아지고, 페라이트 입계 근방과 페라이트 입자 중앙부의 석출물 밀도의 차가 작아지므로, 주름한계 하중이 충분히 저하하지 않고, 큰 성형여유량을 얻을 수 없다.

C가 0.02%를 초과하면, 페라이트 입자 내의 석출물 밀도가 너무 높아짐과 동시에, 페라이트 입계 근방의 석출물 밀도도 그다지 낮아지지 않고, 석출물 밀도의 차가 작아지게 된다. 그 때문에, 연성이 저하하여 프레스 분할이 발생하기 쉬워지며, 분할한계 하중이 저하하므로, 성형여유량이 축소한다. 따라서, C 양을 0.002~0.02%의 범위로 규정한다. 0.005~0.01%의 C 양이 보다 바람직하다.

Si : 1.0% 이하

Si는 고용강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이며, 강도 레벨에 따라 첨가할 수 있다. 그러나, 1.0%를 초과하는 Si의 첨가는 연성을 현저하게 저하시키므로, 프레스 분할이 생기기 쉬워지고, 성형여유량이 축소한다. 따라서, Si 양을 1.0% 이하로 규정한다.

Mn : 3.0% 이하

Mn은 열연판의 세립화와 고용강화에 의해 도금 밀착성을 열화시키지 않고, 강도를 상승시키다. 그러나, Mn을 3.0%를 초과하여 첨가하면, 연성이 현저하게 저하하고, 프레스 분할이 생기며, 성형여유량이 축소한다. 또, 열간에서의 가공성도 저하한다. 따라서, Mn의 첨가량을 3.0% 이하로 규정한다.

P : 0.1% 이하

P는 강(鋼)의 강화에 유효한 원소이지만, 페라이트 입자 생성을 촉진하여 열연판의 입경을 조대화(粗大化) 시킨다. 또, 0.1%를 초과하여 과도하게 첨가하면, 연성이 현저하게 저하하고, 프레스 분할이 생기며, 성형여유량이 축소한다. 또, 열간에서의 가공성도 저하한다. 따라서, P의 첨가량을 0.1% 이하로 규정한다.

S : 0.02% 이하

S는 황화물로서 강 중에 존재하고, 0.02%를 초과하여 과도하게 포함되면 연성의 열화를 초래하며, 프레스 분할이 생기기 쉽게 되어 성형여유량이 축소한다. 따라서, S 양을 0.02% 이하로 규정한다.

sol.Al : 0.01~0.1%

Al은 강 중 N을 AlN으로서 석출시켜, 변형 시효에 의해 연성을 저하시키는 고용 N의 폐해를 경감하는 작용이 있다. sol.Al이 0.01% 미만에서는 이 효과를 충분히 얻을 수 없다. sol.Al을 0.1%를 초과하여 첨가해도, 첨가량에 대응하는 효과를 얻을 수 없다. 따라서, sol.Al량을 0.01~0.1%의 범위로 규정한다.

N : 0.007% 이하

N은 AlN으로서 석출하고, 또, Ti 또는 B를 첨가했을 경우는 TiN, BN으로서도 석출하여 무해화 되지만, N은 제강기술상 가능한 한 적은 편이 바람직하다. N이 0.007%를 초과하여 포함되는 경우, 특히 Ti, B 첨가의 수율 저하가 무시할 수 없게 되며, 또, BH 양이 증대한다. 따라서, N 양을 0.007% 이하로 규정한다.

Nb : 0.01~0.4%

Nb는 C와 결합하여 탄화물을 형성하고, 다음에 기술하는 Ti와 함께, 페라이트 입계 근방과 중앙부를 석출물 밀도가 다른 영역으로 하기 위한 중요한 원소이다. 그러나, Nb가 0.01% 미만에서는 페라이트 입자 내의 석출물 밀도가 낮고, 페라이트 입계 근방과 입자 내의 석출물 밀도의 차가 작아지므로, 주름한계 하중이 충분히 저하하지 않고, 큰 성형여유량이 얻어지지 않는다. 한편, Nb가 0.4%를 초과하면, 페라이트 입자 내의 석출물 밀도가 너무 높아짐과 동시에, 석출물 밀도의 차가 작아진다. 그 때문에, 연성이 저하하여 프레스 분할이 생기고, 성형여유량이 축소한다. 따라서, Nb를 0.01~0.4%의 범위에서 단독첨가 또는 Ti와의 복합첨가로 한다. 0.04~0.14%의 Nb가 보다 바람직하다.

Ti : 0.005~0.3%

Ti는 Nb와 동일하게 C와 결합하여 탄화물을 형성하고, 페라이트 입계 근방과 중앙부를 석출물 밀도가 다른 영역으로 하기 위한 중요한 원소이다. 그런, Ti가 0.005% 미만에서는 페라이트 입자 내의 석출물 밀도가 낮으며, 페라이트 입계 근방과 입자 내의 석출물 밀도의 차가 작아지므로, 주름한계 하중이 충분히 저하하지 않는 큰 성형여유량을 얻을 수 없다. 한편, Ti가 0.3%를 초과하면, 페라이트 입자 내의 석출물 밀도가 너무 높아짐과 동시에, 석출물 밀도의 차가 작아진다. 그 때문에, 연성이 저하하여 프레스 분할이 생기며, 성형여유량이 축소한다. 따라서, Ti 양을 0.005~0.3%의 범위에서 단독첨가 또는 Nb와의 복합첨가로 한다.

B : 0.002% 이하

본 실시형태의 효과는 상기의 화학성분에 의해 충분히 발휘되지만, 또한 내이차가공취성의 향상을 위해 B를 첨가해도 된다. 그 경우, B첨가량이 0.002%를 초과하면 성형성을 현저하게 잃는다. 따라서, B를 첨가할 경우는, 첨가량을 0.002% 이하로 규정한다.

상기의 프레스 성형용 박강판의 제조방법을 이하에 나타낸다.

화학성분이 상기의 화학성분으로 이루어지는 강을 이용하여 열연사상 압연후 적어도 750℃ 까지는 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하며, 열연판 권취 후, 냉간압연 및 소둔을 행함으로써, 상기의 프레스 성형용 박강판을 얻을 수 있다.

이 제조방법은 상술한 마이크로 조직을 얻기 위해 바람직하다. 특히 열연사상 압연 후의 급냉의 냉각조건을 규정하고 있다. 열연사상 압연 후의 냉각조건은 냉연판에서의 상술한 저밀도 영역의 형성에 큰 영향을 미친다.

냉각속도 : 10℃/s 이상

냉각속도가 10℃/s 미만에서는 열연판의 냉각중에 Ti, Nb 계의 석출물이 조대화(粗大化) 하므로, 냉연판에서의 석출물의 밀도가 저하하고, 페라이트 입계 근방과 입자 내의 석출물 밀도의 차가 작아지게 된다. 그 때문에, 실질적으로 저밀도 영역이 형성되지 않게 된다.

급냉의 온도범위 : 적어도 750℃ 까지

급냉을 750℃보다 높은 온도에서 정지하면, 그 후의 서냉중에 Ti, Nb 계의 조대한 석출물이 생성한다. 그 때문에 상기의 냉각속도가 느린 경우와 동일하고, 냉연판에서의 석출물의 밀도가 저하하며, 실질적으로 저밀도 영역이 형성되지 않게 된다.

또한, 이 발명에서, 열연판 권취 후의 열연판의 페라이트 입경을 입도번호로 11.2 이상으로 할 수도 있다. 이와 같이, 열연판의 페라이트 입경을 세립화 함으로써 후술과 같이 매우 큰 형성여유량을 얻는 것이 가능하게 된다.

본 발명의 강판은 상술과 같이 마이크로 조직을 규정함으로써, 강판에 우수한 성형성을 부여하고 있다. 이하, 발명에 대하여 상세히 설명한다.

도 1은, 프레스 성형시의 성형여유량(성형여유 범위)과 박강판의 마이크로 조직의 관계를 나타내는 도이다. 시험에 이용한 박강판은 판 두께 0.80mm, TS=340MPa 급의 IF강 냉연강판이다. 프레스 성형시험은 도 2에 나타내는 바와 같이 자동차의 실부품 스케일의 프론트펜더 모델에 대하여 분할 및 주름이 발생하는 각각의 한계 하중을 측정하고, 그 차에서 프레스 성형여유량(분할한계-하중-주름한계 하중)을 구했다.

도 1에서 바람직한 성형여유량(30T 이상, 도면 중 Ｏ, ◎표시)을 얻기 위해서는, 강판의 페라이트 입자가 입도번호로 10 이상(미세화)으로 하면 된다는 것을 알 수 있다. 여기서, 입도의 측정은, JIS G 0552에 준거하여 행했다. 동일하게, 바람직한 성형여유량을 얻기 위해서는 저밀도 영역의 크기를 0.2㎛ 이상 2.4㎛ 이하로 하면 되는 것을 알 수 있다.

여기서, 석출물 밀도의 측정은 가속전압 300kv의 투과전하에 의해 레플리카(replica) 법으로 촬영한 사진을 이용하여 행했다. 구체적으로는, 사진에서 무작위로 100개의 페라이트 입자를 추출하고, 입자 내의 임의의 10개소에서 직경 2㎛의 원 내에서의 석출물의 면적률을 측정했다. 이들 모든 1000개소 측정치의 평균치를 페라이트 입자 내의 석출물 밀도로 했다. 다음에 페라이트 입계 근방 임의의 20개소에서, 석출물 밀도가 페라이트 입자 내의 석출물 밀도의 60% 이하가 되는 원 직경의 최대치을 측정했다. 마지막으로, 이들 모든 2000개소 측정치의 평균치를 산출하여 이것을 저밀도 영역의 평균 사이즈로 했다.

여기서, 페라이트 입계 근방의 저밀도 영역의 석출물 밀도에 대해서는 상술과 같이 페라이트 입자 중앙부의 60% 이하이면 되지만, 본 발명의 효과를 최대한 발휘하는 데는, 20% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

화학성분에 대해서는 다음과 같이 하는 것이 보다 바람직하다.

C는, 바람직하게는 0.005~0.01%(mass%, 이하 동일)로 함으로써, 페라이트 입자의 입계 근방과 입자 내의 석출물 밀도의 차를 보다 크게 할 수 있어, 본 발명의 효과가 크게 된다.

Si는 바람직하게는 0.5% 이하로 함으로써, 냉연강판의 화성처리성의 열화 및 아연도금 강판에서의 도금 밀착성의 열화를 방지할 수 있다.

Mn은 바람직하게는 2.5% 이하로 함으로써, 연성의 저하에 의한 프레스 성형여유량의 축소나 열간가공성의 저하를 더욱 경감할 수 있다.

P는 바람직하게는 0.08% 이하로 함으로써, 아연도금 강판에 이용할 경우의 합금화 처리성의 현저한 열화를 방지하고, 도금밀착 불량 및 그것에 기인하는 기복에 의해 패널외관 불량이 발생하는 것을 방지할 수 있다.

sol.Al은 상술한 발명의 범위로 함으로써, 변형시효 현상에 의해 강판의 국부연성을 저하시키는 고용 N의 폐해를 경감할 수도 있다.

Nb는 바람직하게는 0.04~0.14%로 함으로써, 보다 적정한 석출물 밀도를 얻을 수 있으며, 본 발명의 효과가 크게 된다. 0.07~0.14%가 가장 바람직하다.

Ti는 바람직하게는 0.05% 이하로 함으로써, 용융 아연도금 강판에 이용할 경우 표면성상을 현저하게 열화시키는 것을 방지할 수 있다. 또한, 0.02% 이하로 함으로써 매우 높은 도금표면 품질을 얻을 수 있다.

B는, 첨가할 경우는 바람직하게는 0.001% 이하로 함으로써, 소둔시에 입자 성장성을 저해하여 신장 및 r값을 저하시키는 것을 방지하고, 프레스 성형성의 열화를 방지할 수 있다. 또한, 내이차가공 취성의 향상을 위해서는 적어도 0.0001% 이상의 첨가가 필요하다.

제조방법에 대해서는 본 실시형태로 규정하는 성분조성의 강의 슬라브에서 열간압연, 산세(酸洗), 냉간압연, 소둔 등 일면의 공정을 통하여 제조되며, 필요에 따라 도금처리가 행해진다. 이하, 발명의 실시에 있어서 바람직한 실시형태에 대하여 설명한다.

열간압연에 있어서는, 슬라브 가열 후 압연하는 통상의 열연 프로세스, 연속주조 후 그대로 또는 단시간의 가열처리를 행하여 압연하는 방법 등 여러가지의 방법을 이용할 수 있다. 그 때, 최종 제품에 미도금이나 도금 밀착불량이 없고, 도금 후 우수한 표편성상을 부여하기 위해서는 슬라브에 생성하고 있는 일차 스케일뿐만 아니라, 열연압연 중에 생성하는 이차 스케일에 대해서도 충분히 제거하는 것이 바람직하다. 또한, 열간압연 중의 바 히터(bar heater)에 의해 조 바(粗-bar)를 가열하여 온도조절 등을 행해도 된다.

열연판 냉각 후의 권취에서는 Ti, Nb계 석출물을 미세화시켜, 냉연판에서 적절한 석출물 밀도를 얻을 수 있도록 한다. 권취온도가 500℃ 미만에서는 석출물이 충분히 생성되지 않아 효과가 작아진다. 한편, 권취온도가 700℃를 초과하면 석출물이 조대화하고, 또 탈 스케일성이 저하한다. 따라서, 권취온도는 500~700℃의 온도범위 내로 하는 것이 바람직하다.

또한, 열연판 권취 후의 열연판의 페라이트 입경의 영향에 대해서는 도 3에 나타내는 바와 같이 된다. 이 도 4는 페라이트 입경이 10 이상, 저밀도 영역의 크기가 0.2㎛~2.4㎛인 냉연판에 대하여, 열연판 단계에서의 페라이트 입경과 냉연판의 프레스 성형여유량의 관계를 나타내고 있다. 이 도에서, 입도번호로 11.2 이상으로 함으로써, 매우 큰 성형여유량을 얻는 것을 알 수 있다.

냉간압연시의 냉압률(냉간압하율)에 대해서는 85%를 초과하면, 냉연부하가 너무 높아져 생산성을 저하시킨다. 따라서, 냉압률은 85% 이하로 하는 것이 바람직하다.

소둔에 대해서는 재결정 온도 이상 900℃이하의 온도범위에서 연속소둔으로 하는 것이 바람직하다. 소둔 온도가 900℃를 초과하면, 이상입자 성장이 생겨 재질열화를 초래할 우려가 있고, 또 페라이트 입자의 결정방위(집합조직)가 랜덤화 하므로 프레스 성형성의 관점에서 바람직하지 않다. 또, 상소둔에서는 가열속도가 느리므로 재결정 온도 이하의 영역에서 냉간가공 조직에 석출물이 석출하며, 열처리 후에 본 발명의 적절한 석출물 밀도를 얻는 것이 가능하게 된다.

(실시예 1)

표 1에 나타내는 화학성분의 강(鋼) 번호 A~Q의 강을 용제 후, 연속주조에 의해 220mm 두께의 슬라브를 제조했다. 이 슬라브를 가열 후, 사상온도 880~920℃에서 열간압연하고, 냉각속도 5~15℃/s에서 냉각하며, 권취온도 640~700℃에서 권취하여 판 두께 3.2mm의 열연강판으로 하고, 산세 후, 판 두께 0.8mm까지 냉간압연했다.

그 후, 연속소둔(소둔 온도 750~890℃) 또는 연속소둔+용융아연 도금(소둔 온도 830~850℃) 중 어느 하나를 실시했다. 연속소둔+용융아연 도금에서는, 소둔 후 460℃에서 용융아연 도금 처리를 행하고, 곧 인라인 합금화 처리로에서 500℃로 도금층의 합금화 처리를 행했다. 용융아연 도금 처리에서는 도금 눈대중 양의 편면당 45g/m²으로 양면에 부착시켰다. 또, 소둔 또는 소둔+용융아연 도금 후의 강판에는 압하율 0.7%의 조질(調質)압연을 행했다.

이들의 냉연강판 및 도금강판의 기구 특성 및 마이크로 조직을 조사했다. 인장시험은 압연방향 0°, 45°, 90°의 3방향에 대하여 JIS 5호 시험 쪽을 채취하여 행했다. 그 때, 도금강판에 대해서는 도금을 박리하여 시험을 행했다. 측정된 인장강도, 모든 신장 r값에 대해서는 다음의 식에 의해 각각의 면내 평균치 TS, El, r을 산출했다.

TS = (TS0+2xTS45+TS90)/4

El = (El0+2xEl45+El90)/4

r = (r0+2xr45+r90)/4

여기서, 첨자 0, 45, 90은 각각 압연방향 0°, 45°, 90°의 측정치인 것을 나타낸다.

BH 양은 JIS규격 G 3135「자동차용 가공성 냉간압연 고장력 강판 및 강대」의 부속서「도장 소부경화량 시험방법」에 의해 행했다. 구체적으로는, 인장시험편을 이용하여 2%의 모(矛) 변형 후, 170℃x20분의 도장소부 조건에서 열처리를 행한 때의 강도상승량을 측정했다.

또, 이미 설명한 것과 동일의 방법으로, 이들의 냉연강판을 프레스 성형하며, 프레스 성형여유량을 측정했다. 또, 용융아연 도금강판에 대해서는 도금 후 표면성상의 평가를 행했다. 이들의 시험결과를 강도(TS) 레벨마다 정리하여 표 2 및 표 3에 나타낸다.

표 2 및 표 3에서 이하가 사용된다.

CGL:연속소둔·용융아연 도금, CAL:연속소둔,

CR:냉각속도, T:냉각종료 온도, CT:권취온도,

하선:본 발명범위 외, 밀도:저밀도 영역에서의 석출물 밀도,

성형여유량:분할한계 하중-주름한계 하중

도금면 성상 열(劣):비도금·밀착성 불량

표 2 및 표 3에서 명확해지는 바와 같이, 본 발명예에서는 본 발명의 마이크로 조직을 만족함으로써, 비교예에 비해 큰 프레스 성형여유량이 얻어지고 있다. 또, 본 발명의 성분을 가지고 본 발명의 제조방법에 의해 제조한 강판은, 본 발명의 마이크로 조직을 만족하고 있다. 또, 본 발명의 성분을 가지고 Ti 양을 규제한 강을 이용한 강판은, 미도금이나 도금 밀착 불량이 없고, 도금 후의 표면성상에 우수하다는 것을 알 수 있다.

이것에 대하여 비교예에서는 종래에서 양호하다고 되어 있던 극저 C강(강번호 C)을 이용한 No.6에서는 저밀도 영역이 없고, 또 열연강 입경도 크며, 프레스 성형여유량이 작다.

Nb, Ti 양이 작은 No.8(강번호 D), No.16(강번호 H)에서는 BH 양이 높아짐과 동시에 석출물 밀도가 전체로서 낮아지므로 차가 작아지며, 저밀도 영역의 석출물 밀도가 60%를 초과하고 있어, 프레스 성형여유량이 작게 되어 있다. 또는 C, Nb 양이 많은 No.22(강번호 K)에서는 석출물 밀도가 전체로서 너무 높아 차가 작아지며, 저밀도 영역의 석출물 밀도가 60%를 초과하고 있어, 프레스 성형여유량이 작게 되어 있다.

또, B가 높은 No.14(강번호 G), Si가 높은 No.24(강번호 L), Mn이 높은 No.30(강번호 0), P가 높은 No.32(강번호 P)에서는 신장과 r값을 저하함과 동시에, 마이크로 조직도 발명범위에서 벗어나며, 프레스 성형여유량이 작아지게 된다. No.11, No.13, No.19, No.21은 성분 및 열연조건이 본 발명의 범위내로서도 마이크로 조직이 발명범위에서 벗어나고 있으므로, 프레스 성형여유량이 작아지게 된다.

열연조건에서 냉각속도 CR이 작은 No.3과 No.27 또는 급냉정지 온도 T가 높은 No.5와 No.29에서는 저밀도 영역의 형성이 불충분하게 되고, 프레스 성형여유량이 작아지게 되었다.

BH 양이 큰 No.33(강번호 Q)에서는 신장 및 r값이 저하함과 동시에 프레스 성형여유량이 작아지게 되었다.

도금 표면성상에 대해서는 B가 높은 No.14(강번호 G), Si가 높은 No.24(강번호 L), Mn이 높은 No.30(강번호 0), P가 높은 No.32(강번호 P)에서는 미도금이나 도금밀착 불량으로 되었다.

(실시형태 2)

실시형태 2-1은 화학성분이 mass%로, C:0.004~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.7~3.0%, P:0.02~0.15%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.2% 이하, 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어짐과 동시에 다음의 식(1)을 만족하고,

(12/93)×Nb*/C≥1.0 (1)

단, Nb*=Nb-(93/14)×N

C, N, Nb:각각 원소의 함유량(mass%)

또한, 금속조직 및 재질이 다음의 식(2)을 만족하는 고강도 박강판이다.

YP≤-120×d+1280 (2)

이 실시형태 2-1은 종래의 IF강에서는 표면품질, 비시효성, 가공성, 내이차가공취성을 동시에 만족시키는 데는 구체적으로 한계가 있다고 판단하고, 종래 기술을 이용하지 않고 내이차가공취성을 향상시키는 기술에 대하여 예의검토하는 중에 이루어졌다. 그 결과, C, N, Nb 양 및 이들 사이의 관계를 특정의 범위내에 제어하는 것, 또한, 결정입경을 미세화함으로써, 상기 특성을 동시에 만족한 고강도 박강판을 얻을 수 있다는 것을 발견했다.

이하에, 그것을 상세히 설명한다.

C:0.0040~0.02%

C는 본 발명에서 중요한 원소이고, 인장강도를 확보하기 위해서는 0.0040% 이상 첨가할 필요가 있지만, 0.02%를 초과하면 연성의 저하가 현저하다. 그 때문에, C 양을 0.0040~0.02%로 한다. 또, Nb/C(원자당량비)의 비율에 의해 상기 특성이 변화하므로, 후술하는 바와 같이 Nb/C의 관리가 필요하게 된다. C 양이 0.005~0.008%인 것이 보다 바람직하다.

Si:1.0% 이하

Si는, 강도확보에 유효한 원소이지만, 1.0%를 초과하여 첨가하면 표면성상 및 도금밀착성이 현저하게 열화하므로, Si 양을 1.0% 이하로 한다.

Mn:0.7~3.0%

Mn은 강 중의 S를 MnS로서 석출시켜 슬라브의 열간분할을 방지하거나, 아연도금 밀착성을 열화시키지 않고 강도를 높이기 위한 유효한 원소이다. 소정의 인장강도를 확보하기 위해서는, Mn을 0.7% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, Mn이 3.0%를 초과하면 슬라브 비용의 현저한 상승을 초래할뿐만 아니라 α/γ 변태온도가 저하하므로 소둔온도 범위가 제한되어 가공성도 열화한다. 그 때문에 Mn 양을 0.7~3.0%로 한다.

P:0.15% 이하

P는 강도확보에 유효한 원소이고, 0.02% 이상의 함유량을 필요로 한다. 한편, 0.15%를 초과하여 P를 첨가하면 아연도금의 합금화 처리성의 열화를 일으키므로, P 양을 0.15% 이하로 한다.

S:0.02% 이하

S는 열간 가공성을 저하시켜 슬라브의 열간 분할 감수성을 높이며, 0.02%를 초과하면, 미세한 MnS의 석출에 의해 가공성을 열화시킨다. 따라서, S 양을 0.02% 이하로 규제한다.

sol.Al:0.01~0.1%

sol.Al은 강 중 N을 AlN으로서 석출시켜, 고용 N을 극력 남기지 않기 위해 첨가한다. 이 효과는 sol.Al이 0.01% 미만에서는 충분하지 않고, 또 0.1%를 초과하여도 첨가량에 대응하는 효과가 얻어지지 않기 때문에, sol.Al 양을 0.01~0.1%로 한다.

N:0.004% 이하

N은 AlN으로서 석출 무해화 되지만, 상기 Al의 하한량에서도 극력 무해화 되도록, N 양을 0.004% 이하로 한다.

Nb:0.2% 이하

Nb는 C와 함께 본 발명에서 중요한 원소이며, 다음에 설명하는 바와 같이, 고용 C를 고정하고, 결정입자를 미세화하며, 내이차가공취성, 시효성 및 가공성의 개선에 크게 기여한다. 단, Nb의 과도첨가는 연성의 저하를 초래하므로, Nb 양을 0.2% 이하로 한다. Nb 양이 0.08~0.14%인 것이 보다 바람직하다.

Nb와 C, N의 관계:(12/93)×Nb*/C≥1.0, Nb*=Nb-(93/14)×N

이 강에서는 비시효성 및 가공성의 관점에서 Nb와 C, N의 관계에 착안하여 검토를 진행한 결과, 이들의 특성에는 Nb에서 N과 화학적으로 등량의 Nb 양을 빼낸 양 Nb*(유효Nb 양)가 크게 관여하고 있는 것을 알았다. 이 Nb*는 다음의 식으로 표시된다.

Nb*=Nb-(93/14)×N

또한, 검토 결과, 이 Nb*와 C 양의 비 Nb*/C가, 비시효성 및 가공성에 영향을 미치고 있는 것을 밝혀냈다. 특히, 비시효성에 대해서는 비 Nb*/C가 화학등량에서 1 미만이 되면, 후술과 같이 상온(常溫) 장기간의 시효에 의해 항복점 신장(YPEI)이 나타난다. 또, 가공성의 지표인 r값에 대해서도 동일하게 비 Nb*/C가 비화학등량에서 1 전후보다 낮아지면 현저하게 저하한다. 이상으로 Nb와 C, N의 관계를 다음의 식(1)과 같이 규정한다.

(12/93)×Nb*/C≥1.0 (1)

단, Nb*=Nb-(93/14)×N

금속조직 및 재질의 관계:YP≤-120×d+1280

또한 이 강에서는 내이차가공취성의 관점에서, 금속조직 및 재질의 관계에 착안하여 검토를 진행했다. 그 결과, 이 내이차가공취성에 영향을 미치는 특성으로서, 페라이트 입경 d[㎛]와 항복강도 YP[MPa]가 크게 기여하고 있는 것을 알았다. 검토 결과, 이들 특성치의 중첩 가산치:YP+120×d를 소정치 이하로 적절하게 제어함으로써, 내이차가공취성이 비약적으로 향상하는 것을 밝혀냈다. 이상으로, 페라이트 입경과 항복강도의 관계를, 후술과 같이 다음의 식으로 규정한다.

YP≤-120×d+1280 (2)

이상의 결과에서, 본 발명범위 내의 성분량으로 하고, 또한 상기 식(1), (2)를 만족하도록 하면, 자동차 외판용도로 적용 가능한 비시효성, 가공성을 가지며, 또한 내이차가공취성에 우수한 고강도 박강판을 얻을 수 있다. 또, 본 발명의 고강도 아연계 도금강판은 NbC의 분산석출 강화에 의해, 약 30MPa의 강도를 확보할 수 있고, 그만큼 Si, P 등의 고용강화 원소의 첨가량을 낮게 억제할 수 있으므로, 우수한 표면품질을 얻을 수 있다.

실시형태 2-2는 실시형태 2-1에서, 화학성분을 mass%로, C:0.0040~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.7~3.0%, P:0.02~0.15%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.2% 이하, Ti:0.05% 이하, 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 것으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

실시형태 2-2는 실시형태 2-1에 또한, 품질개선 및 내이차가공취성(脆性)의 향상을 위해, Ti를 첨가한다. Ti는 탄질화물를 형성하고, 열연판의 조직을 미세화함으로써, 성형성을 개선한다. 그러나, Ti가 0.05%를 초과하여 첨가했을 경우, 석출물이 조대화 하고, 충분한 효과를 얻을 수 없다. 따라서, Ti 양을 0.05% 이하로 한다.

실시형태 2-3은 실시형태 2-1에서, 화학성분을 mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.7~3.0%, P:0.02~0.15%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.2% 이하, B:0.002% 이하 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 것으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

실시형태 2-3은 실시형태 2-1에서, 품질개선 및 내이차가공취성의 향상을 위해, B를 첨가한다. B는 결정입계를 강화하고, 내이차가공취성을 개선하기 위해 첨가하지만, 0.002%를 초과하여 첨가했을 경우, 성형성이 대폭으로 저하한다. 따라서, B 양을 0.002%로 한다.

실시형태 2-4는 실시형태 2-1에서 화학성분을 mass%로, C:0.004~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.7~3.0%, P:0.02~0.15%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.2% 이하, Ti:0.05% 이하, B:0.002% 이하 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 것으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

실시형태 2-4는 실시형태 2-1에 또한, 품질개선 및 내이차가공취성의 향상을 위해, Ti와 B를 복합 첨가한다. 그 결과, Ti는 탄질화물을 형성하고, 열연판의 조직을 미세화함으로써 성형성을 개선하며, B는 결정입계를 강화하고, 내이차가공취성을 개선한다. 그러나, Ti를 0.05%를 초과하여 첨가했을 경우, 석출물이 조대화 하고 B를 0.002%를 초과하여 첨가했을 경우, 성형성이 대폭으로 저하하므로, Ti의 상한을 0.05%, B의 상한을 0.002%로 한다.

이상의 실시형태 2-1 내지 실시형태 2-4는 이들의 실시형태에 의한 고강도 박강판의 표면에 아연도금을 행한 아연도금 강판으로서 실시해도 된다. 고강도 박강판으로서의 특성은 아연도금의 처리 후에도 잃지 않는, 우수한 내이차가공취성이 확보된다.

실시형태 2-5는 상기 성분을 갖는 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상의 사상온도에서 열간압연하는 공정과 열간압연 후의 강판을 500~700℃에서 권취하는 공정과, 권취된 강판을 냉간압연·열처리 또는 냉간압연·열처리·아연계 도금처리를 행하는 공정을 갖는 고강도 박강판의 제조방법이다.

Ar3 변태점 이상의 사상온도에서 열간압연하는 이유는 Ar3 변태점보다 낮은 온도에서 압연하는 마지막 제품의 가공성을 열화시키기 때문이다. 또, 500~700℃에서 권취하는 이유는 NbC를 충분히 석출시키기 위해 500℃ 이상으로 하고, 강판표면의 스케일 벗겨짐에 의한 침입 흠을 방지하기 위해 700℃ 이하로 할 필요가 있기 때문이다.

여기서, 슬라브를 열간압연하는데 있어서는 재가열 로에서 가열 후, 또는 가열하지 않고 직접 행하는 것도 가능하다. 또, 냉간압연, 도금 및 아연도금 처리의 조건은 특히 한정하지 않지만, 통상 행해져 있는 조건에 의해 목적으로 하는 효과는 얻을 수 있다.

실시형태 2-6은 실시형태 2-5의 각 공정과 열처리 후의 강판을 아연게 도금처리하는 공정을 갖는 고강도 아연계 도금박강판의 제조방법이다.

실시형태 2-6은 용융아연계 도금강판뿐만 아니라, 전기아연계 도금강판에서도 그 목적으로 하는 효과를 얻을 수 있다. 또, 본 발명의 아연계 도금 박강판은 도금 후에 유기피막 처리를 행해도 된다.

또한, 이들의 수단에서 「잔부가 실질적으로 철이다」라는 본 발명의 작용·효과가 없어지지 않는 한, 불가피한 불순물을 처음에, 다른 미량원소를 함유하는 것이 본 발명의 범위에 포함되는 것을 의미한다.

발명의 실시에 있어서는, 상술과 같이 화학성분을 조정하여 냉연강판을 제조하고, 필요에 따라 그 표면에 아연도금을 행하여 아연도금 강판으로 할 수 있다. 또한, 일부의 화학성분에 대해서는, 또한 다음과 같이 함으로써, 각각 특성을 향상시킬 수 있다.

C에 대해서는 석출물의 형태 및 분산상태를 적정하게 제어하고 또한 내이차가공취성을 개선하며, 보다 바람직한 성능을 인출하는 데는, C 첨가량을 0.0050~0.0080%의 범위로 규제한다. 혹은 또 0.0050~0.0074%의 범위로 규제하는 것이 바람직하다.

Si에 대해서는 표면성상, 도금 밀착성을 더욱 향상시키는 데는 0.7% 이하로 규제하는 것이 바람직하다.

Nb에 대해서는 석출물의 형태 및 분산상태를 적정하게 제어하고, 내이차가공취성을 보다 향상시키는 데는 Nb를 0.035%를 초과하여 첨가하는 것이 바람직하다. 또한 내이차가공취성을 개선하고, 보다 총합성능을 개선하는 데는 Nb 양을 0.080% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 비용을 고려한 경우, Nb의 상한은 0.140%로 하는 것이 바람직하다. 이상에서, Nb 양을 0.035% 초과, 보다 바람직하게는 0.080~0140%로 하면 된다.

Nb와 C, N의 관계에 대해서는 실험에 의해 검토한 결과에 대하여 설명한다. 실험에서는 여러가지 성분계의 슬라브를 제조하고, 열간압연 후, 산세, 냉간압연하고, 830℃로 열처리를 행하며, 압하율 0.5%의 조질(調質)압연을 행했다. 그 후, 딥 디로잉(deep drawing)성의 지표인 r값, 비시효성을 평가하기 위해, 100℃에서 1hr의 가속시험 후의 YPEI 회복량 측정을 행했다.

도 4에 (12/93)×Nb*/C와 r값의 관계를 나타낸다. 이 도에서, (12/93)×Nb*/C≥1.0으로 하면, 1.75 이상의 높은 r값을 얻을 수 있고, 우수한 가공성을 나타내는 것을 알 수 있다.

도 5에 (12/93)×Nb*/C와 YPEI의 관계를 나타낸다. 이 도에서, (12/93)×Nb*/C≥1.0으로 하면, WPEI의 회복은 판단되지 않고, 우수한 비시효성을 나타내는 것을 알 수 있다.

이상에서, (12/93)×Nb*/C를 상술한 (1)식에 나타내는 바와 같이 규정했다. 또한 본 발명에 있어서, 재질과 비용 밸런스의 관점에서 (12/93)×Nb*/C를 1.3~2.2의 범위로 규제하는 것이 보다 바람직하다.

금속조직 및 재질의 관계에 대해서도 실험에 의해 검토를 행했다. 실험에서는, 상술과 동일하게 하여 제조한 공식재를 이용하여 이차가공취화 천이온도의 측정을 실시했다. 여기서, 이차가공취화 천이온도와는, 딥 드로잉 가공 후의 재료가 이차가공에서 취화(脆化)하는 온도의 경우이다.

구체적으로는, 우선, 강판에서 직경 100mm의 블랭크(blank)를 관통하고, 컵 모양으로 딥 드로잉 가공하며, 컵 높이가 30mm가 되도록 이절(耳切) 가공을 행한다. 다음에, 컵을 에틸 알콜 등의 냉매중에 다양한 온도에서 침정 후, 원추펀치로 컵의 단부를 넓히면서 파괴한다. 그 때, 컵의 파괴형태가 연성파괴에서 취성파괴로 이행하는 온도를 이차가공취화 천이온도라 한다.

도 6에 인장강도 TS와 이차가공취화 천이온도의 관계를 나타낸다. 이 도에서, 동등의 강도 레벨에서 비교한 경우, 상술한 (2)식을 만족하는 본 발명강은 종래강에 비해 우수한 내이차가공 취성을 나타내는 것을 발견했다. 본 발명강이 우수한 내이차가공취성을 나타내는 것은 동등의 강도 레벨의 종래 강과 비교한 경우, (2)식을 만족하는 본 발명 강에 있어서는 결정입경이 미세한 것이 주원인이라 생각된다.

또, 전자현미경 관찰에 의하면, 본 발명강에서는 입자 내에는 미세한 NbC가 균일하게 분산 석출하고, 입자계 근방에는 석출물이 매우 적다. 소위 석출물 고갈대(PFZ)로 생각되는 마이크로 조직이 형성되어 있는 것이 관찰되었다. 이 입자계 근방의 용이하게 소성변형할 수 있는 PFZ의 존재도, 내이차가공취성 개선에 기여하고 있을 가능성이 있다.

또한, 본 발명 강은 1~10%의 저변형 영역에서의 n값이 높고, 드로잉(drawing) 가공시의 펀치바닥 접촉부의 변형량이 증대하며, 딥 드로잉 가공에서의 유입량이 갑소함으로써, 함 플랜지 변형에서의 압축가공의 정도가 경감될 가능성이 있으며, 이것도 내이차가공취성의 향상에 기여하는 것이라 추정된다.

또한, 실시형태 2-1에서, 내이차가공취성을 더욱 향상시키는 데는 식(2)에 서,

YP≤-120×d+1240 (2')

라 하는 것이 보다 바람직하다. (YP는 항복강도[MPa], d는 페라이트 평균입경[㎛])

실시형태 2-2에서도, 특히 용융아연 도금 표면성상의 관점에서, 가능하다면, Ti의 상한을 0.02% 미만으로 하고, 필요한 미세화 효과를 얻기 위해, 하한을 0.005%로 하는 것이 바람직하다.

실시형태 2-3에서도, 매우 우수한 내이차가공취성을 나타내므로, 결정입자가 미세화 되어 있는 것을 고려하면, 바람직하게는, 성형성의 저하를 극력 억제하기 위해, B 첨가량을 0.0001~0.001%의 범위로 규제하는 것이 바람직하다.

마찬가지로, 실시형태 2-4의 발명에서도 미세화 효과 및 성형성의 보호를 위한 Ti 양을 0.005~0.02%, B 양을 0.0001~0.001%의 범위로 규제하는 것이 바람직하다.

또, 실시형태 2-5, 실시형태 2-6의 고강도 박강판의 제조방법에 있어서도, 화학성분을 실시형태 2-1 내지 실시형태 2-4 발명의 상술한 바람직한 범위로 함으로써 상술한 효과를 얻을 수 있다.

본 발명에 의한 고강도 박강판·아연도금 강판은, 상기 식(1)을 만족함으로써 고용 C, N이 완전하게 고정되므로, 그 BH(소부 경화성)는 20MPa 미만이고, 고온시효에 의한 재질열화가 작다. 따라서, 하계(夏季) 등의 기온이 비교적 높은 환경에서 장시간 유지될 경우에도 시효가 문제가 되지는 않는다. 또한, 용접부의 가공성에도 우수하며, 테라 블랭크(tera blank)와 같은 신기술에도 대응 가능하다.

(실시예)

표 4에 나타내는 강 번호 No.1~No.23의 강을 용제 후, 연속주조에 의해 슬라브를 제조했다. 이 슬라브를 1200℃로 가열 후, 사상온도 890℃~940℃, 권취온도 600℃~660℃에서 열간압연을 행하여, 열연강판을 제조했다. 이 열연강판을 산세(酸洗) 후, 냉압률(또는 합계압하율) 50~85%의 냉간압연을 행하고, 연속소둔를 행하며, 그 일부에 대해서는 용융아연 도금(소둔 온도 800℃~840℃)을 실시했다. 연속소둔 후의 용융아연 도금에서는 소둔 후 460℃에서 용융아연 도금처리를 행하고, 곧 인라인 합금화 처리로에 의해, 500℃에서 도금층의 합금화 처리를 행했다.

그 후, 연속소둔 강판 및 아연도금 강판에 대하여 압하율 0.7%의 조질압연을 행했다. 이들 강판의 기계 특성, 결정입경, 표면성사을 조사했다. 또, 상술한 방법으로, 종(縱)분할 시험을 실시하고, Tc(이차가공취화 천이온도)를 평가했다. 얻어진 조사 및 시험의 결과를 표 5에 나타낸다.

이 표 5에서 본 발명 강 No.1~10은 어느 것도 비시효에서, 우수한 표면성상을 가지며, 동등강도 레벨의 비교강과 비하여 매우 우수한 이차가공취화 천이온도 및 매우 양호한 기계 시험치를 나타내고 있는 것을 알 수 있다. 본 발명 강은, 당초의 목적대로, 자동차 외판용도 등으로의 적용도 가능한 고표면 품질, 비시효에서 동시에 우수한 가공성을 가지며, 또한 내이차가공취성에 우수한 고강도 박강판으로 되어 있고, 총합성능이 매우 우수하다.

한편, 비교강 No.11~23에 대해서는 기계 시험치, 비시효성, 이차가공취화 천이온도, 표면성상 중 적어도 1개 이상의 성능이 본 발명과 비교하여 떨어진다. 예컨대, No.14, 15, 17~23에 대해서는 Si 첨가량, Ti 첨가량 또는 그들의 복합 첨가량이 본 발명의 범위보다 많으므로 특히, 아연계 도금강판의 경우, 표면성상이 현저하게 떨어진다. No.12, 16, 19 를 제외한 모든 비교강은 이차가공취화 천이온도가 매우 높고, 이차가공에 따른 재료로서 부적합하다. No.12, 16은 Nb*/C의 값이 작으므로, 기계 시험치(비시효성)가 불충분하다.

(실시형태 3)

실시형태 3-1은, 화학성분이 mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.7~3.0%, P:0.02~0.15%, S:≤0.02%, sol.Al:0.01~0.1%, N:≤0.004%, Nb:0.01~0.2%를 포함하고, 잔부가 실질적으로 철로 이루어지며, 단축인장 시험에 의한 10% 이하의 변형에서의 n값 및 페라이트 평균입경 d[㎛]가, 다음의 식 (11) 및 (12)를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

n값≥-0.00029×TS+0.313 (11)

YP≤-120×d+1280 (12)

단, TS는 인장강도[MPa], YP는 항복강도[MPa]를 나타낸다.

실시형태 3-1은 버클링(buckling) 주체의 성형이 행해지는 프론트펜더를 예로서, 성형성을 지배하는 인자에 대하여 상세히 검토를 행하는 중에 이루어졌다. 그 과정에서, 이들의 버클링 성형 주체의 성형에서는 펀치바닥 접촉부에서는 발생변형량이 작고, 측벽부의 펀치의 견부나 다이의 견부 근방에 변형이 집중하고 있는 것이 파악되었다.

이것에서, 펀치바닥에 접촉하는 강판에 발생하는 변형량을 넓은 범위에 걸쳐 조금이라도 증가시킴으로써, 측벽부의 펀치견부나 다이견부 근방으로의 변형량 집중을 완화할 수 있는 것이 된다. 그래서, 종래, 버클링성의 평가에 이용되어 온 고변형영역(域)의 n값이 아니라, 펀치바닥 접촉부에서의 발생변형량에 상당하는 낮은 변형영역의 n값을 향상하는 것이 유효하다는 지식을 얻었다. 검토 결과, n값의 하한을 TS에 대응하여 정할 필요가 있는 것을 알 수 있고, 상기 식(11)을 얻었다. 또한, 10% 이하의 변형에서의 n값으로서는, 공칭 변형 1%와 10%의 2점법의 n값을 이용하면 된다.

또한, 자동차 외판 등의 표면 엄격재에 있어서는, 엄격한 프레스 성형 후에도 우수한 표면성상을 확보할 필요가 있다. 높은 버클링 성형성을 확보하고, 또한, 프레스 성형 후의 표면이 거칠음 등을 방지하는 데는 결정입자를 미세화 할 필요가 있는 것을 발견했다. 검토 결과, 페라이트 평균입경 d를 YP에 따라 정할 필요가 있는 것을 알 수 있으며, 상기 식(12)을 얻었다.

다음에, 실시형태 3-1의 화학성분의 한정이유에 대하여 설명한다.

C:0.0040~0.02%(mass%, 이하 동일)

C는 Nb와 탄화물을 형성하고, 소재강도 및 패널 성형시의 낮은 변형영역에서의 가공경화에 영향을 미치며, 강도 상승과 성형성을 향상시킨다. C 양이 0.0040% 미만에서는 효과를 얻을 수 없고, 0.02%를 초과하면 강도 및 낮은 변형영역에서의 높은 n값을 얻을 수 있지만, 연성저하를 일으킨다. 따라서, C 양을 0.0040~0.02%의 범위로 규정한다.

Si:≤1.0%

Si는 강도확보에 유효한 원소이지만, 1.0%를 초과하여 첨가하면 표면성상, 도금 밀착성을 현저하게 열화시킨다. 따라서, Si 양을 1.0% 이하로 규정한다.

Mn:0.7~3.0%

Mn은 강 중의 S를 MnS로서 석출시켜, 슬라브의 열간 분할을 방지하거나 도금 밀착성을 열화시키지 않고 강을 강화하는 상에서 유효한 원소이다. S를 MnS로서 석출시켜 강도를 확보하기 위해서는 0.7% 이상 필요하다. Mn을 3.0%를 초과하여 첨가하면, 성형성의 열화를 초래한다. 따라서, Mn 양을 0.7~3.0%의 범위로 규정한다.

P:0.02~0.15%

P는 강의 강화에 유효한 원소이고, 이 효과는 0.02% 이상의 첨가에서 나타난다. 그러나 P를 0.15%를 초과하여 첨가하면, 아연도금의 합금화 처리성의 열화를 일으킨다. 따라서, P 양을 0.02~0.15%의 범위로 규정한다.

S:≤0.02%

S는 MnS로서 강 중에 존재하고, 0.02%를 초과하여 과도하게 포함되면 연성의 열화를 초래한다. 따라서 S 양을 0.02% 이하로 규정한다.

sol.Al:0.01~0.1%

Al은 강 중 N을 AlN으로서 석출시켜, 고용 N을 남기지 않도록 하기 위해, 0.01% 이상 필요로 한다. sol.Al를 0.1%를 초과하여 첨가했을 경우, 고용 Al에 의해 연성저하를 초래한다. 따라서, sol.Al 양을 0.01~0.1%의 범위로 규제한다.

N:≤0.004%

N은 AlN으로서 석출 무해화 되지만, 상기 sol.Al이 하한치의 경우에서도 모든 N을 AlN으로서 석출시키는 데는 0.004% 이하로 할 필요가 있다. 따라서, N 양을 0.004% 이하로 규정한다.

Nb:0.01~0.2%

Nb는 본 발명의 중요한 원소이고, NbC의 형성에 의한 고용 C의 저감 및 적정량의 고용 Nb에 의해 낮은 변형영역에서의 n값을 향상시켜 상술한 식(11)이 확실하게 만족되도록 한다. 그러나, Nb 양이 0.01% 미만에서는 효과가 없고, 0.2%를 초과하면 항복강도가 상승하여 낮은 변형영역에서의 n값의 저하나 연성저하를 초래한다. 따라서, Nb 양을 0.01~0.2%의 범위로 규정한다.

실시형태 3-2는 실시형태 3-1의 고강도 박강판에서 화학성분을 그 기재에 대신하여 mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.7~3.0%, P:0.02~0.15%, S:≤0.02%, sol.Al:0.01~0.1%, N:≤0.004%, Nb:0.01~0.2%, Ti:0.05% 이하를 포함하고, 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 것으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

실시형태 3-2는 실시형태 3-1의 화학성분에, 또한 Ti를 첨가하여 열연판의 조직을 미세화한다. Ti는 탄질화물을 형성하고, 열연판의 조직을 미세화함으로써, 성형성을 개선한다. 그러나 Ti를 0.05%를 초과하여 첨가했을 경우, 석출물이 조대화 하며, 충분한 효과를 얻을 수 없다. 따라서, Ti 양을 0.05% 이하로 규정한다.

실시형태 3-3은 실시형태 3-1의 고강도 박강판에서 화학성분을 그 기재에 대신하여 mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.7~3.0%, P:0.02~0.15%, S:≤0.02%, sol.Al:0.01~0.1%, N:≤0.004%, Nb:0.01~0.2%, B:0.002% 이하를 포함하고, 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 것으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

이 실시형태 3-3은 상술한 실시형태의 화학성분에 B를 더 첨가하여 내이차가공취성을 개선한다. 이와 같이 B는 결정입계를 강화하지만, 0.02%를 초과하여 첨가했을 경우, 성형성을 현저하게 잃는다. 따라서, B 양의 상한을 0.002%로 규정한다.

실시형태 3-4는 실시형태 3-1의 고강도 박강판에서 화학성분을 그 기재에 대신하여 mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.7~3.0%, P:0.02~0.15%, S:≤0.02%, sol.Al:0.01~0.1%, N:≤0.004%, Nb:0.01~0.2%, Ti:0.05% 이하, B:0.002% 이하를 포함하고, 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 것으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

실시형태 3-4는 실시형태 3-1에 또한 성형성 및 내이차가공취성의 향상을 위해 Ti와 B를 복합 첨가한다. 그 결과, Ti는 탄질화물을 형성하고, 열연판의 조직을 미세화함으로써 성형성을 개선하며, B는 결정입계를 강화하여, 내이차가공취성을 개선한다. 그러나, Ti를 0.05%를 초과하여 첨가했을 경우, 석출물이 조대화하고, B를 0.002%를 초과하여 첨가했을 경우, 성형성이 대폭으로 저하하므로, Ti의 상한을 0.05%, B의 상한을 0.002%로 한다.

실시형태 3-5는 실시형태 3-1 내지 실시형태 3-4의 고강도 박강판에서 이들의 화학성분에 더하여 또한 mass%로 Cr:1.0% 이하, Mo:1.0% 이하, Ni:1.0% 이하, Cu:1.0% 이하 중 어느 하나를 1종 또는 2종 이상을 함유하고 있는 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

실시형태 3-5는 상술한 발명의 화학성분에 또한 Cr, Mo, Ni, Cu의 1종 이상을 첨가하여 강판을 보다 고강도로 한다. 이하, 각 원소의 한정이유를 설명한다.

Cr:1.0% 이하

Cr은 강도를 높이기 위해 첨가하지만, 1.0%를 초과하여 첨가하면, 성형성을 저하시킨다. 따라서, Cr 양의 상한을 1.0%로 규정한다.

Mo:1.0% 이하

Mo는 강도확보에 유효한 원소이지만, 1.0%를 초과하여 첨가하면, 열간압연시에 r영역(austenite 영역)에서의 재결정을 지연시켜, 압연부하를 증가시킨다. 따라서, Mo 양의 상한을 1.0%로 규정한다.

Ni:1.0% 이하

Ni는 고용강화 원소로서 첨가하지만, 1.0%를 초과하여 첨가하면, 변태점이 크게 저하하고, 열간압연시에 저온변태상이 나타나기 쉬워진다. 따라서, Ni 양의 상한을 1.0%로 규정한다.

Cu:1.0% 이하

Cu는 고용강화 원소로서 유효하지만, 1.0%를 초과하여 첨가하면, 열간압연시에 저융점상을 형성하여 표면결함이 생기기 쉬워진다. 따라서, Cu 양을 1.0% 이하로 규정한다. 또한, Cu는 Ni와 동시에 첨가하는 것이 바람직하다.

실시형태 3-6은 실시셩태 3-1 내지 실시형태 3-5의 강판표면에 아연계 도금피막을 부여한 것을 특징으로 하는 고강도 아연계 도금강판이다.

이 실시형태 3-6은 상술한 발명의 강판표면에 또한 아연계 도금피막을 행함으로써, 강판에 내식성을 부여하고 있다. 여기서, 도금 방법은 특히 한정되지 않고, 용융아연 도금, 전기도금 그 외 여러가지의 도금방법을 이용할 수 있다.

또한, 이들의 수단에서 「잔부가 실질적으로 철이다」라는 본 발명의 작용·효과를 잃지 않는 한, 불가피한 불순물을 처음에, 다른 미량원소를 함유하는 것이 본 발명의 범위에 포함되는 것을 의미한다.

발명의 실시에 있어서는, 상술과 같이 화학성분을 조정하면 되지만, 일부의 화학성분에 대해서는 또한 다음과 같이 함으로써, 각각의 특성을 향상시킬 수 있다.

C에 대해서는 석출물의 형태 및 분산상태를 적정하게 제어하고, 보다 우수한 성형성 및 보다 바람직한 총합성능을 인출하는 데는 C 첨가량을 0.0050~0.0080% 더욱 바람직하게는 0.0050~0.0074%의 범위로 규제하는 것이 바람직하다.

Si에 대해서는 표면성상, 도금 밀착성을 향상시키는 데는 0.7% 이하로 규제하는 것이 바람직하다.

Nb에 대해서는 낮은 변형영역에서의 n값을 보다 향상시키는 데는 Nb 첨가량을 Nb>0.035%로 하는 것이 바람직하고, 또한 성형성 및 총합성능을 개선하는 데는 Nb≥0.08%로 하는 것이 바람직하다. 단, 비용 등을 고려한 경우, 상한을 Nb≤0.14%로 하는 것이 바람직하다.

Nb보다 낮은 변형영역에서 n값이 향상하는 이유는 확실히 명확하지 않지만, 전자현미경을 이용하여 상세하게 조직관찰을 하던 중, 이하의 지식을 얻었다. Nb, C 양이 적절하게 제어된 경우, 결정입자 내에 다량의 NbC가 석출하고, 입계근방에 석출물의 존재 내지 석출물 고갈대(이하, PFZ)가 형성되어 있고, 이 PFZ는 석출물이 고갈하고 있으므로, 입자 내에 비해 강도가 낮고, 낮은 응력 레벨에서 소성변형시키는 것이 가능하게 되며, 낮은 변형영역에서 높은 n값을 얻을 수 있다고 추정된다. 이것에는, Nb와 C의 원자당량비를 적정한 값으로 관리하는 것이 효과적이며, 예의검토를 진행한 결과, 본 발명에서 이와 같이 바람직한 석출형태를 얻는 데는 Nb/C(원자등량비)를 1.3~2.5의 범위로 규제하는 것이 n값의 향상에 보다 바람직한 것을 발견했다.

이와 같이, 본 발명의 고강도냉연 강판은 Cr 등의 특수 원소가 다량으로는 첨가되어 있지 않고, 후술과 같이 통상의 프로세스에서 제조할 수 있으므로 가격이 저렴하다. 또, 본 발명강은 NbC 석출보다 결정입자가 미세화 되므로, 용접성이나 내이차가공취성에 의거하여 우수하다.

Ti를 첨가할 경우는 용융아연 도금의 표면성상의 관점에서는 0.02% 미만으로 하고, 필요한 미립화 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

B에 대해서는 상술과 같이 본 발명 강은 B 무첨가에서도 우수한 내이차가공취성을 나타내므로, B를 첨가할 경우는 성형성의 저하를 극력 억제하기 위한 바람직하게는 B 첨가량을 0.0001~0.001%의 범위로 규제하는 것이 바람직하다.

제조방법으로서는 상술과 같이 하여 성분 조정된 강을 용제 후, 연속소둔에 의해 슬라브로 하고, 이 슬라브를 재가열 후 또는 직접 열간압연하여 열연강판을 제조한다. 이 열연강판을 산세 후, 냉간압연하여 소둔하는 통상의 냉연강판의 제조 프로세스를 적용할 수 있다.

또한, 필요에 따라 표면에 전기아연 도금이나 용융아연 도금 등의 아연계 도금을 행해도 되며, 프레스 성형성에 대해서는 냉연강판의 경우와 동일의 효과를 얻을 수 있다. 아연계 도금으로서는 아연계 도금, 합금화 아연도금, 아연-Ni 합금 도금 등을 들을 수 있고, 도금 후에 또 유기피막 처리를 행해도 된다.

또한, 제조방법에 대해서는 이하 기술하는 바와 같이 하는 것도 가능하다. 예컨대, 열간압연 조건으로서는 표면품질이나 재질의 균일성의 관점에서 Ar3 변태점 이상 960℃ 이하의 온도범위에서 사상압연을 행한다. 또, 열연강판은 산세에 의한 탈 스케일성과 재질 안정성의 관점에서 680℃ 이하에서 권취하는 것이 바람직하다. 또, 열연 후의 권취온도는 냉간압연 후에 연속소둔(CAL이나 CGL)를 행할 경우는 600℃ 이상, 상소둔(BAF)을 행할 경우는 540℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 박물 제조시의 열연 사상온도를 확보하기 위해, 열간압연 중에 조 바(bar)를 바 히터에 의해 가열할 수도 있다.

열연강판 표면의 탈 스케일에서는 우수한 외판 적성을 부여하기 위해서는 일차 스케일뿐만 아니라, 열간압연시에 생성하는 이차 스케일에 대해서도 충분히 제거하는 것이 바람직하다. 열연강판을 탈 스케일 후, 냉간압연할 때마다 외판으로서 필요한 딥 드로잉성을 부여하기 위해서는 냉간압연률을 50% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또, 소둔온도에 대해서는 냉연강판의 열처리를 연속소둔으로 실시할 경우에는 780~880℃, 상소둔으로 실시할 경우는 680℃~750℃의 온도영역으로 하는 것이 바람직하다.

여기서, 본 발명강판에서 규정하는 인장 특성, 성분조성에 대하여 상세히 설명한다. 도 7은 실부품 스케일의 프론트펜더 모델 성형품에 대하여 파단위험부위 근방의 상당변형 분포의 일예를 나타내는 도이다. 이 성형품의 개요를 도 8에 나타낸다. 도 7에서 측벽부의 펀치견부나 다이견부 근방의 발생변형량이 크게 0.3 전후까지 상승하고 있지만, 펀치바닥부의 발생변형은 0.1 이하에서 작은 것을 알 수 있다.

이로 인해, 펀치바닥에 접하는 강판에 발생하는 변형량을 넓은 범위에 결쳐 조금이라도 증가해 준다면, 측벽부의 펀치견부나 다이견부 근방으로의 변형 집중을 완화할 수 있고, 이 부분에서의 파단을 방지할 수 있는 것으로 된다. 그 때문에, 10% 이하의 낮은 변형영역에서의 n값을 TS[MPa]에 대하여, 상기의 식(11)을 만족하도록 조직 제어하면 된다는 것을 비로소 알아냈다. 또한, 여기서는 n값으로서 단축인장의 공칭 변형 1%와 10%의 2점법에 의해 계산되는 n값을 이용하고 있다.

프레스 후의 표면 거칠어짐 방지에 대해서는 본 발명에 있어서 더욱 우수한 표면성상을 얻기 위해서는 항복강도 YP[MPa] 및 페라이트 평균입경 d[㎛]에 대하여 조건 식(12)을 다음의 식(12')으로 하는 것이 보다 바람직하다.

YP≤-120×d+1240 (12')

실시예 1

표 6에 나타내는 화학성분의 강을 이용하여 이하의 시험을 행했다. 강번호 No.1~13의 강을 용제 후, 연속주조에 의해 슬라브를 제조했다. 이 슬라브를 1200℃로 가열후, 사상온도 880~940℃, 권취온도 540~560℃(상소둔 상태), 600~660℃(연속소둔, 연속소둔+용융아연 도금상태)에서 열간압연을 행하여 열연강판으로 하고, 산세(酸洗)후 50~85%의 냉간압연을 행했다.

그 후, 연속소둔(소둔 온도 800~840℃), 상소둔(소둔 온도 680~750℃) 또한, 연속소둔+용융아연 도금(소둔 온도 800~840℃) 중 어느 하나를 실시했다. 연속소둔+용융아연 도금에서는 소둔 후 460℃에서 용융아연 도금처리를 행하고, 곧 인라인 합금화 처리로에서 500℃에서 도금층의 합금화 처리를 행했다. 또, 소둔 또는 소둔+용융아연 도금 후의 강판에는 압하율 0.7%의 조질(調質)압연을 행했다.

이들 강판의 기계 특성, 결정입경을 조사했다. 또, 상기의 강판에서 프론트펜더의 프레스 성형을 행하고, 파단한계 쿠션력을 조사했다. 또, 프레스 성형후의 표면 거칠어짐 발생의 유무를 평가했다.

또한, 이차가공취성 천이온도의 측정을 행했다. 여기서는 강판에서 직경 100mm의 블랭크를 타발하고, 일차가공으로서 컵 모양으로 딥 드로잉 성형하며(딥 드로잉 2.0), 컵 높이 30mm가 되는 이절(耳切)가공을 했다. 다음에, 얻어진 컵 샘플을 여러가지의 냉매(에틸알콜 등) 중에서 온도를 일정하게 한 후에 이차가공으로서 원추 펀치에서 컵 단부를 넓히는 가공을 더하고, 파괴형태가 연성에서 취성으로 이행하는 온도를 측정하여 이차가공취화 천이온도로 했다. 이상의 시험결과를 표 7에 나타낸다.

표 7에서는 이하를 나타낸다.

n값:1-10% 변형에서의 값, CAL:연속소둔, BAF:상소둔,

CGL:연속소둔·용융아연 도금

본 발명의 강판 No.1~6은 파단한계 쿠션력이 65ton 이상으로 높고, 우수한 버클링성을 나타냈다. 한편, 비교재 No.9, 10은 종래의 10~20% 변형영역에서의 n값은 0.23 이상 높은 값을 나타냈지만, 1~10% 변형영역에서의 n값은 0.18에도 미치지 않고 작기 때문에 50ton 이하의 낮은 쿠션력에서 파단이 발생했다. 또, 비교재 No.10, 11, 13~15(강번 8, 9, 11~13)는 Ti 양이 (강번 8에서는 Si 양도) 너무 많기 때문에 표면성상이 현저하게 떨어진다.

본 발명강(鋼)은 어느 것의 수준에서도 종(縱)분할 천이온도가 -65℃ 이하로 되어 있고, 매우 양호한 내(耐)이차가공취성을 나타내고 있다. 또, 본 발명강은 결정입자가 미세화 되어 있으므로, 프레스 성형 후에 표면 거칠어짐은 발생하지 않았다. 또한, 본 발명강은 용융도금 후의 표면품질이나 용접부의 가공성 및 피로특성도 우수하다는 것이 확인되었다.

상술한 표 7에 나타내는 강번 No.3재(본 발명예)와 No.10재(비교예)에 대하여, 모델성형 시험을 행했다. 시험에서는 쿠션력 40ton의 조건에서 도 8의 프론트펜더 모델로 형성한 경우의 파단위험부 근방의 변형분포를 측정했다. 시험결과를 도 9에 나타낸다.

본 발명예(No.3재, 도면 중 ●표)에서는 비교예(No.10재, 도면 중 Ｏ표)에 비해, 펀치바닥부에서의 발생 변형량이 크고, 측벽부의 변형발생이 억제되어 있다. 이것에서 발명예의 강판은 파단에 대해 유리하게 되어 있는 것이 명백하다.

(실시형태 4)

실시형태 4-1의 발명은 화학성분이 mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.1~1.0%, P:0.01~0.07%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.15% 이하 잔부가 실질적으로 철로 이루어짐과 동시에 다음의 식(21)을 만족하고,

(12/93)×Nb*/C≥1.2 (21)

단, Nb*=Nb-(93/14)×N

C, N, Nb:각각의 원소 함유량(mass%)

또한, 금속조직 및 재질이 다음의 식(22)을 만족하는 고강도 박강판이다.

YP≤-60×d+770 (22)

실시형태 4-1은 비시효성의 장해가 되는 잔여고용 C, r 값의 향상에 한계를 초래하는 B첨가 및 신장 플랜지성을 열화시키는 NbC에 의한 입계형상 제어를 이용하지 않고, 내이차가공취성 및 성형성을 향상시키는 기술을 예의 검토하는 중에 이루어졌다. 그 결과, C 양, N 양, Nb 양 및 이들 사이의 관계를 특정의 범위내에 제어하는 것, 또한, 결정입경을 미세화함으로써, 비시효이며 동시에 딥 드로잉성을 가지고, 내이차가공취성에 우수한 고강도 냉연강판 또는 고강도아연계 도금강판을 얻을 수 있는 것을 발견했으며, 실시형태 4-1을 완성시켰다.

이하에, 실시형태 4-1의 화학성분, 금속조직 및 재질에 대하여 설명한다.

C:0.0040~0.02%(mass%, 이하 동일)

C는 강도를 확보하기 위해, 0.0040% 이상 첨가하지만, 0.02%를 초과하면 입계에 탄화물의 석출이 인정되도록 되며, 이차가공취성이 열화한다.

따라서, C 양을 0.0040~0.02%로 한다.

Si:1.0% 이하

Si는 강도확보에 유효한 원소이지만, 1.0%를 초과하여 첨가하면 표면성상 및 도금 밀착성이 현저하게 열화한다. 따라서, Si 양을 1.0% 이하로 한다.

Mn:0.1~0.7%

Mn은 강 중의 S를 MnS로서 석출시켜 슬라브의 열간 분할을 방지한다. 또, 아연도금 밀착성을 열화시키지 않고 강도를 높일 수 있다. S를 석출시켜 고정하기 위해서는 Mn을 0.1% 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, Mn을 과도하게 첨가하면 강도상승에 따라 연성도 저하한다. 따라서, Mn 양을 0.1~0.7%로 한다.

P:0.01~0.7%

P는 강도확보에 유효한 원소이며, 그 때문에 0.01% 이상 첨가한다. 한편, 0.07%를 초과하여 P를 첨가하면 아연도금의 합금화 처리성의 열화를 일으킨다. 따라서, P 양을 0.01~0.07% 이하로 한다.

S:0.02% 이하

S는 열간 가공성을 저하시켜 슬라브의 열간분할 감수성을 높인다. 또, 0.02%를 초과하면, 미세한 MnS의 석출에 의해 가공성을 열화시킨다. 따라서, S 양을 0.02% 이하로 한다.

sol.Al:0.01~0.1%

sol.Al은 강 중 N을 AlN으로서 석출시켜 고용 N을 극력 남기지 않기 때문에 첨가한다. 이 효과는 sol.Al이 0.01% 미만에서는 충분하지 않고, 또 0.1%를 초과하면 잔존하는 고용 Al보다 연성이 저하한다. 따라서, sol.Al 양을 0.01~0.1%로 한다.

N:0.004% 이하

N은 AlN으로서 석출하여 무해화되지만, 상기 sol.Al의 하한량에서도 극력 무해화되도록, N 양을 0.004% 이하로 한다.

Nb:0.15% 이하

Nb는 고용 C를 고정하고, 내이차가공취성 및 성형성을 개선하기 위해 첨가한다. 그러나, 0.15%를 초과하는 Nb의 과잉첨가는 연성의 저하를 초래하기 때문에 Nb 양을 0.15% 이하로 한다.

Nb와 C, N의 관계:(12/93)×Nb*/C≥1.2, Nb*=Nb-(93/14)×N

이 강에서는 비시효성 및 가공성의 관점에서 Nb와 C, N의 관계에 착안하여 검토를 진행한 결과, 이들의 특성에는 Nb에서 N과 화학적으로 등량의 Nb 양을 빼낸 양 NB*(유효Nb 양)가 크게 기여하고 있는 것을 알았다. 이 Nb*는 다음의 식에서 표시된다.

Nb*=Nb-(93/14)×N

또한 검토 결과, 이 Nb*와 C 양의 비 Nb*/C가 비시효성 및 가공성에 영향을 미치고 있는 것을 밝혀냈다. 특히, 비시효성에 대해서는 비(比)Nb*/C가 화학등량비에서 1.2 미만이 되면, 후술하는 바와 같이 상온 장기간의 시효에 의해 항복점 신장률(YPEI)이 나타난다. 또, 가공성의 지표인 r값에 대해서도, 비 Nb*/C가 화학등량비에서 1.2 이상의 영역에서 안정하고 높은 값을 얻을 수 있다. 이상으로부터 Nb와 C, N의 관계를 다음의 식(21)과 같이 규정한다.

(12/93)×Nb*/C≥1.2 (21)

단, Nb*=Nb-(93/14)×N

금속조직과 재질의 관계:YP≤-60×d+770

또한, 이 강에서는 내이차가공취성의 관점에서 금속조직 및 재질의 관계에 착안하여 검토를 진행한 결과 이 내이차가공취성에 영향을 미치는 특성으로서 페라이트 입경 d[㎛]와 항복강도 YP[MPa]가 크게 관여하고 있는 것을 알았다. 검토 결과, 이들 특성치의 중첩 가산치:YP+60×d를 소정치 이하로 적절하게 제어함으로써, 내이차가공취성이 비약적으로 향상하는 것을 밝혀냈다. 이상으로 페라이트 입경과 항복강도의 관계를 다음의 식에서 규정한다.

YP≤-60×d+770 (22)

이상과 같이, 본 발명범위 내의 성분량으로 하고, 또한 상기 식 (21), (22)를 만족하도록 하면, 자동차 외판용도로 적용 가능한 비시효성, 가공성을 가지며, 또한 내이차가강취성 및 성형성에 우수한 고강도 박강판을 얻을 수 있다. 또, 본 발명의 고강도 아연계 도금강판은 NbC의 분산석출 강화에 의해, 약 30MPa의 강도를 확보할 수 있고, 그만큼 Si, P 등의 고용강화 원소의 첨가량을 낮게 억제할 수 있으므로, 우수한 표면품질을 얻을 수 있다.

또, 본 발명에 의한 고강도 박강판은 상기 식(21)에 의해 고용 C, N이 완전히 고정되므로, 고온시효에 의한 재질 열화도 적어지고, 하계(夏季) 등의 기온이 비교적 높은 환경에서 장시간 유지된 경우에도 시효가 문제가 되지는 않는다.

실시형태 4-2는 실시형태 4-1에서, 화학성분을 mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.1~1.0%, P:0.01~0.07%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.15% 이하, Ti:0.05% 이하 잔부가 실질적으로 철로 이루지는 것으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

실시형태 4-2는 실시형태 4-1에 또한, Ti를 첨가한다. Ti는 탄질화물을 형성하고, 열연판의 조직을 미세화 함으로써, 성형성을 개선한다. 그러나, Ti를 0.05%를 초과하여 첨가했을 경우, 석출물이 조대화 하고, 충분한 효과를 얻을 수 없다. 따라서 Ti 양을 0.05% 이하로 한다.

실시형태 4-3은 실시형태 4-1에서 화학성분을 mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.1~1.0%, P:0.01~0.07%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.15% 이하, B:0.002% 이하, 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 것으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

실시형태 4-3은 실시형태 4-1에서, 결정입계를 강화하고, 내이차가공취성을 개선하기 위해 B를 첨가한다. B는 0.002%를 초과하여 첨가했을 경우, 성형성이 대폭으로 저하하므로, B 양은 0.002% 이하로 한다.

실시형태 4-4는 실시형태 4-1에서, 화학성분을 mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.1~1.0%, P:0.01~0.07%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.15% 이하, Ti:0.05% 이하, B:0.002% 이하, 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 것으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

실시형태 4-4는 실시형태 4-1에 또한, 품질개선 및 내이차가공취성의 향상을 위해, Ti와 B를 복합 첨가한다. 그 결과, Ti는 탄질화물을 형성하고, 열연판의 조직을 미세화 함으로써 성형성을 개선하며, B는 결정입계를 강화하고, 내이차가공취성을 개선한다. 그러나, Ti를 0.05%를 초과하여 첨가했을 경우, 석출물이 조대화하고, B를 0.002% 초과하여 첨가했을 경우, 성형성이 대폭으로 저하하므로, Ti의 상한을 0.05%, B의 상한을 0.002%로 한다.

이상의 실시형태 4-1 내지 실시형태 4-4는, 이들의 실시형태에 의한 고강도 박강판의 표면에, 아연도금을 행한 아연도금 강판으로서 실시해도 된다. 고강도 박강판으로서의 특성은 아연도금의 처리 후에도 잃지 않고, 우수한 내이차가공취성이 확보된다.

실시형태 4-5는 실시형태 4-1 내지 실시형태 4-3의 화학성분을 갖는 강슬라브를 Ar3 변태점 이상의 사상온도에서 열간압연하는 공정과, 열간압연 후의 강판을 500~700℃에서 권취하는 공정과, 권취된 강판에 냉간압연 후 열처리를 행하는 공정을 갖는 고강도 박강판의 제조방법이다.

이 실시형태 4-5는 상기 화학성분을 갖는 강을 이용하여 고강도 박강판을 제조할 때의 제조방법을 제공하는 것이며, 그 조건 등에 대하여 다음에 설명한다.

열간압연의 사상온도:Ar3 변태점 이상

사상온도가 Ar3 변태점 미만이면, 성형성이 열화함과 동시에 1~10% 이하의 저변형 영역에서의 n값이 저하하고, 내이차가공취성에 불리하게 된다. 따라서, 사상온도를 Ar3 변태점 이상으로 한다.

열간압연의 권취온도:500~700℃

권취온도는 NbC를 충분히 석출시키기 위해 500℃ 이상으로 하고, 강판표면의 스케일 벗겨짐에 의한 침입 흠을 방지하기 위해 700℃ 이하로 할 필요가 있다. 따라서, 열간압연 후의 강판을 500~700℃에서 권취한다.

여기서, 슬라브를 열간압연하는데 있어서는, 재가열로에서 가열 후 또는 가열하지 않고 직접 행하는 것도 가능하다. 또, 냉간압연, 소둔 및 아연도금 처리의 조건은 특히 한정하지 않지만, 통상 행해져 있는 조건에 의해 목적으로 하는 효과는 얻을 수 있다.

실시형태 4-6은 실시형태 4-5의 각 공정과 소둔 후의 강판을 아연계 도금처리하는 공정을 갖는 고강도 아연계 도금박강판의 제조방법이다.

실시형태 4-6은 용융아연계 도금강판뿐만 아니라, 전기아연계 도금강판에서도 그 목적으로 하는 효과를 얻을 수 있다. 또, 본 발명의 아연계 도금박강판은 도금 후에 유기피막 처리를 행해도 된다.

또한, 이들의 수단에서 「잔부가 실질적으로 철이다」라는 본 발명의 작용·효과를 잃지 않는 한, 불가피한 불순물을 최초로 다른 미량원소를 함유하는 것이 본 발명의 범위에 포함되는 것을 의미한다.

발명의 실시에 있어서는 상술과 같이 화학성분을 조정하여 냉연강판을 제조하고, 필요에 따라 그 표면에 아연도금을 행하여 아연도금 강판으로 할 수 있다. 또한, 일부의 화학성분에 대해서는 또한 다음과 같이 함으로써, 각각 특성을 향상시킬 수 있다.

C에 대해서는 석출물의 형태 및 분산상태를 적정하게 제어하고 또한 내이차가공취성을 개선하며, 보다 바람직한 성능을 인출하는 데는 C 첨가량을 0.0050~0.0080%의 범위로 규제하고, 또는 더욱 바람직하게는 0.0050~0.0074%의 범위로 규제하는 것이 바람직하다.

Si에 대해서는 표면성상, 도금 밀착성을 더욱 향상시키는 데는 0.7% 이하로 규제하는 것이 보다 바람직하다.

Nb에 대해서는 석출물의 형태 및 분산상태를 적정하게 제어하고, 내이차가공취성을 보다 향상시키는 데는 Nb를 0.035%를 초과하여 첨가하는 것이 바람직하며, 또한 내이차가공취성을 개선하고, 총합성능을 보다 개선하는 데는 Nb 양을 0.080% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 비용을 고려한 경우, Nb의 상한은 0.140%로 하는 것이 바람직하다. 이상에서, Nb 양은 0.035% 초과, 보다 바람직하게는 0.080~0.140%로 하면 된다.

Nb와 C, N의 관계에 대해서는 실험에 의해 검토한 결과에 대하여 설명한다. 실험에서는 C가 0.0040~0.01%의 슬라브를 제조하고, 열간압연 후, 산세(酸洗), 냉간압연, 830℃에서 소둔을 행하며, 압하율 0.5%의 조질압연을 행하여 딥 드로잉성의 지표인 r값을 측정했다. 또, 시효성을 평가하기 위해 30℃에서 3개월의 시효를 행하고, 인장시험에서의 YPEI의 측정을 행했다.

도 10에 (12/93)×Nb*/C와 r값의 관계를 나타낸다. 이 도에서 (12/93)×Nb*/C가 1.2 이상인 경우, 즉 1.7 이상의 우수한 r값을 얻을 수 있는 것을 알 수 있다.

도 11에 (12/93)×Nb*/C와 YPEI의 관계를 나타낸다. 이 도에서 (12/93)×Nb*/C가 1.2 이상인 경우, 고용 C를 완전하게 고정할 수 있고, WPEI는 인정되지 않으며, 우수한 비효성을 나타내는 것을 알 수 있다.

이상에서 (12/93)×Nb*/C를 상술한 (1)식에 나타내도록 규정했다. 또한, 본 발명에 있어서, 재질과 비용 밸런스의 관점에서, (12/93)×Nb*/C를 1.3~2.2의 범위로 규제하는 것이 보다 바람직하다.

금속조직 및 재질의 관계에 대해서도 실험에 의해 검토를 행했다. 실험에서는 상술과 동일하게 하여 제조한 공식재를 이용하여 이차가공취화 천이온도를 규정했다. 여기서, 이차가공취화 천이온도는 딥 드로잉 가공 후의 재료가 이차가공에서 취화하는 온도인 것이다.

구체적으로는 우선, 강판에서 직경 105mm의 블랭크(blank)를 타발하고, 컵 모양으로 딥 드로잉 가공하여, 컵 높이가 35mm가 되도록 이절 가공을 행했다. 얻어진 컵 샘플을 에틸알콜 등의 여러가지 냉매중에서 온도를 일정하게 한 후, 원추펀치로 컵의 단부를 넓히는 가공을 더하여 파괴한다. 이와 같이 하여, 파괴형태가 연성파괴에서 취성파괴로 이행하는 온도를 측정하고, 이차가공취화 천이온도로 했다.

도 12에 인장강도 TS와 이차가공취화 천이온도의 관계를 나타낸다. 상술한 (22)식을 만족하는 본 발명강은, 종래강에 비해 매우 우수한 내이차가공취성을 나타낸다. 본 발명강이 우수한 내이차가공취성을 나타내는 것은 동등한 강도 레벨의 종래강과 비교한 경우, (22)식을 만족하는 본 발명강에서는, 결정입경이 미세한 것이 주원인이라 생각된다.

또, 전자현미경 관찰에 의하면, 본 발명강에서는 입자 내에는 미세한 NbC가 균일하게 분산 석출하고, 또한 입계 근방에는 석출물이 매우 적고, 소위 석출물 고갈대(PFZ)라 생각되는 마이크로 조직이 형성되어 있는 것이 관찰되었다. 이 입계 근방의 용이하게 소성(塑性) 변형할 수 있는 PFZ의 존재도, 내이차가공취성 개선에 기여하고 있을 가능성이 있다.

또한, 본 발명강은 1~10%의 저변형 영역에서의 n값이 높고, 딥 드로잉 가공시에 저변형 영역인 펀치바닥 접촉부의 변형량이 증가한다. 그 결과, 딥 드로잉 가공에서의 재료의 유입량이 감소함으로써, 주름 플랜지(flange) 변형에서의 압축가공정도가 경감될 가능성이 있고, 이것도 내이차가공취성의 향상에 기여하는 것이라 추정된다.

또한, 본 발명에서 내이차가공취성을 더욱 향상시키는 데는 식(22)에서 좌변의 정수를 바꾸어

YP[MPa]≤-60×d[㎛]+750 (22')

로 하는 것이 보다 바람직하다.

Ti를 첨가할 경우는 특히 용융아연 도금의 표면성상의 관점에서 가능하다면 Ti의 상한을 0.02% 미만으로 하고, 필요한 미립화 효과를 얻기 위해, 하한을 0.005%로 하는 것이 바람직하다.

B를 첨가할 경우는 발명의 강에서는 결정입자가 미세화 되어 있어 매우 우수한 내이차가공취성을 나타내는 것을 고려하면, 성형성의 저하를 극력 억제하기 위해, B첨가량을 0.0001~0.001%의 범위로 규제하는 것이 바람직하다.

마찬가지로, 실시형태 4-4에서도 미세화 효과 및 성형성의 확보를 위한 Ti 양을 0.005~0.02%, B 양을 0.0001~0.001%의 범위로 규제하는 것이 바람직하다.

또, 실시형태 4-5, 실시형태 4-6의 고강도 박강판의 제조방법에 있어서도, 화학성분을 실시형태 4-1 내지 실시형태 4-4 상술한 바람직한 범위로 하는 것에 의해 상술한 효과를 얻을 수 있다.

본 발명에 의한 고강도 박강판·아연도금 강판은 상기 식(21)을 만족함으로써 고용 C, N이 완전하게 고정되므로, 그 BH(소부 경화성)가 20MPa 미만이며, 고온시효에 의한 재질열화가 적다. 따라서 하계(夏季) 등의 기온이 비교적 높은 환경에서 장시간 유지된 경우에도 시효가 문제가 되지 않는다. 또한 용접부의 가공성에도 우수하고, 테라 블랭크(tera blank)와 같은 신기술에도 대응 가능하다.

(실시예)

표 8에 나타내는 No.1~No.20 화학조성의 강을 용제하고, 연속주조에 의해 250mm 두께의 슬라브를 제조했다. 이 슬라브를 1200℃로 가열 후, 사상온도 870℃~940℃, 권취온도 600℃~650℃에서 열간압연을 행하고, 판 두께 2.8mm의 열연강판을 제조했다 이 열연강판을 산세 후, 판 두께 0.7mm로 냉간압연을 행하며, 연속용융 아연도금 라인에서 소둔 온도 800℃~860℃, 도금욕 온도 460℃, 합금화 처리 온도 500℃에서 합금화 용융아연 도금을 행했다.

그 후, 이들의 아연도금 강판에 대하여 압하율(신장률) 0.7%의 조질압연을 행하고, 기계특성, 결정입경, 표면성상을 조사했다. 인장시험에는 강판의 L 방향에서 채취한 JISS호 인장시험편을 이용했다. 시효성은 30℃에서 3개월의 시효를 행한 후에 인장시험에 의해 항복신장 YPEI를 측정하여 평가했다 또, 상술과 동일한 컵 드로잉에 의한 시험방법에서 이차가공취화 천이온도를 평가했다. 얻어진 조사 및 시험의 결과를 표 2에 나타낸다.

이 표 9에서, 본 발명강 No.1~10은 어느 것도 우수한 성형성을 나타내며, 또한 어느 것도 이차가공취화 천이온도가 -70℃ 이하라는 매우 우수한 내이차가공취성을 가지고 있고, 표면성상도 문제 없으며, 비시효이다. 또, 본 발명강은 또한, 용융부의 가공성, 피로특성에도 우수하다는 것이 확인되었다.

이것에 대해, 비교강 No.11~20은 어느 것도 결정입경이 크며, 이차가공취화 천이온도가 본 발명강과 비교하여 현저하게 떨어진다. 예컨대 비교예 No.11은 완성온도가 Ar3 이하, 비교예 No.15는 Nb*/C의 값이 부적절 하고, 비교예 No.18, 19, 20에 대해서는 각각 Mn, Si, C 양이 부적성이므로, 어느 것도 성형성이 충분하지 않다. 또, 비교예 No.13, 14, 17, 19에 대해서는 Ti, Si 또는 Ti와 Si의 총 첨가량이 본 발명의 범위보다 많기 때문에, 표면성상이 매우 나쁘다.

(실시형태 5)

실시형태 5-1은 화학성분이 mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:≤1.0%, Mn:0.1~1.0%, P:0.01~0.07%, S:≤0.02%, sol.Al:0.01~0.1%, N:≤0.004%, Nb:0.01~0.14%를 포함하고, 잔부가 실질적으로 철로 이루어지며, 단축인장 시험에 의한 10% 이하의 변형에서의 n값이 0.21 이상이고, 또한 다음의 식(31)을 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

YP≤-60×d+770 (31)

단, YP는 항복강도[MPa], d는 페라이트 평균입경[㎛]을 나타낸다.

실시형태 5-1은 펜더, 사이드 패널 등의 버클링 성형 주체 부품의 성형성을 지배하는 모든인자에 대하여 상세히 검토를 행하는 중에 이루어졌다. 그 과정에서 이들의 버클링 성형 주체의 성형에서는 성형품의 대부분을 점하는 펀치바닥 접촉부에서는 발생변형량이 작고, 측벽부의 펀치견부나 다이견부 근방에 변형이 집중하고 있는 것이 파악되었다.

이것에서, 펀치바닥 접촉부의 넓은 범위의 재료에 대하여 발생변형량을 증가함으로써, 파단 위험부인 측벽부의 펀치견부(肩部)나 다이견부(肩部) 근방으로의 변형 집중의 완화가 가능하게 된다. 이것에는, 종래, 버클링성의 평가에 이용되어 온 고변형영역의 n값이 아니라, 펀치바닥 접촉부에서의 발생변형량에 상당하는 낮은 변형영역의 n값을 향상하는 것이 유효한 것을 발견했다. 또한, 우수한 버클링 성형성을 유지한 후에, 프레스 가공 후의 내(耐) 표면 거칠어짐을 확보하는 데는, 낮은 YP에서 동시에 결정입자를 미세화할 필요가 있는 것을 발견했다.

그렇기 위해서는, 종래의 IF 강과는 다르고, C를 40ppm 이상 첨가한 성분계에서 탄질화물 생성원소로서 Nb를 이용한 Nb-IF 강으로 하는 것이 효과적인 것 및 강판의 마이크로 조직과 석출물의 형태를 제어함으로써, 낮은 변형영역에서의 n값을 현저하게 향상할 수 있고, 게다가 결정입자를 미세화 할 수 있는 것을 미세한 전자현미경 관찰 등의 연구에 의해 비로소 발견했다. 본 발명은 이와 같은 지식에 의거하고, 더욱이 검토를 반복한 결과로 이루어진 것이므로, 그 특징은 이하와 같다.

우선, 성분조성 범위(화학성분)의 한정이유에 대하여 설명한다.

C:0.0040~0.02%

C는 Nb와 형성하는 탄화물이 소재강도 및 패널 성형시에서의 낮은 변형영역에서의 변형전파에 영향을 미치고, 강도상승과 성형성을 향상시킨다. C 양이 0.0040% 미만에서는 효과가 얻어지지 않고, 0.01%를 초과하면 강도 및 낮은 변형영역에서 충분한 변형전파는 얻을 수 있기는 하나, 연성이 저하하고, 성형성이 열화한다. 따라서, C 양을 0.0040~0.02%의 범위로 규정한다.

Si:≤1.0%

Si는 강도확보에 유효한 원소이지만, 1.0%를 초과하여 과도하게 첨가되면 화성(化成) 처리성, 표면성상이 현저하게 열화한다. 따라서, Si 양을 1.0% 이하로 규정한다.

Mn:0.1~1.0%

Mn은 강 중의 S를 MnS으로서 석출시킴으로써 슬라브의 열간 분할을 방지하는 작용을 가지므로, 강에는 불가결한 원소이며, S를 석출 고정하기 위해 0.1% 이상 필요하다. 또, Mn은 도금 밀착성을 열화시키지 않고 강을 고용강화할 수 있는 원소이지만, 1.0%를 초과하는 과잉 첨가는, 항복강도의 과도한 상승에 의한 낮은 변형영역에서의 n값의 저하를 초래하기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, Mn 양을 0.1~1.0%의 범위로 규정한다.

P:0.01~0.07%

P는 강의 강화에 유효한 원소이고, 이 효과는 0.01% 이상의 첨가에서 나타난다. 그러나 P를 0.07%를 초과하여 첨가하면, 아연도금 때의 합금화 처리를 열화시켜 도금밀착 불량 및 그것에 기인한 기복에 의한 패널외관 불량이 생긴다. 따라서, P 양을 0.01~0.07%의 범위로 규정한다.

S:≤0.02%

S는 MnS로서 강 중에 존재하고, 과도하게 포함되면 연성의 열화를 초래하여 프레스 성형성이 저하한다. 실용상, 성형성에 부적합이 발생하지 않는 S 양은 0.02% 이하로 한다. 따라서, S 양을 0.02% 이하로 규정한다.

sol.Al:0.01~0.1%

Al은 강 중 N을 AlN으로 석출시켜 고용 C를 남기지 않도록 하기 위해, 0.01% 이상 첨가한다. sol.Al이 0.01% 미만에서는 상기의 효과가 충분하지 않고, 0.1%를 초과하여 첨가했을 경우, 고용 Al이 연성저하를 초래하므로, 첨가량을 0.01~0.1%의 범위로 규제한다.

N:≤0.004%

N은 AlN으로서 석출 무해화 되지만, sol.Al이 하한량인 경우에서도 모든 N을 AlN으로서 석출시키는 데는 0.004% 이하로 할 필요가 있다. 따라서, N 양을 0.02% 이하로 규정한다.

Nb:0.01~0.14%

Nb는 C와 결합하여 미세탄화물을 형성하고, 소재강도 및 패널 성형시의 낮은 변형영역에서의 변형전파에 영향을 주고, 성형성, 내면 변형성을 향상시킨다. 그러나, 0.01% 미만에서는 효과가 없고, 0.14%를 초과하면, 항복강도가 상승하며, 낮은 변형영역에서의 충분한 변형전파가 얻어지지 않고, 연성이 저하하며, 성형성이 열화한다. 따라서, Nb 양을 0.01~0.14%의 범위로 규정한다.

다음에, 이 발명의 특징으로서, 재료의 낮은 변형영역의 변형전파를 크게 함으로써, 펀치바닥에 접하는 재료에서 넓은 범위에서의 변형발생량이 증가하고, 버클링 성형성이 향상한다. 여기서, 낮은 변형영역으로서는 상술한 성형성 지배인자에 대하여 검토 결과, 변형량으로서 10% 이하의 영역으로 하면 된다는 지식을 얻었다. 여기서, 본 발명에서는 단축인장의 공칭 변형 10% 이하 영역의 n값으로서, 성형성의 관점에서 필요한 값을 구했다. 그 결과, n값을 0.21 이상으로 하고, 버클링 성형성을 현저하게 향상시킬 수 있었다. 또한, 10% 이하의 변형에서의 n값으로서는 공칭 변형 1%와 10%의 2점법의 n값을 이용하면 된다.

또한, 본 발명의 강은 자동차 외판 등의 표면엄격재도 대상으로 하고 있고, 엄격한 프레스 성형 후에도 우수한 표면성상을 확보할 필요가 있다. 그래서, 높은 버클링 성형성을 확보하고 또한 프레스 후의 표면 거칠어짐 등을 방지하기 위한 조건을 여러가지 검토했다. 그 과정에서 항복응력에 따라 결정입경을 미세화할 필요가 있는 것을 발견했다. 검토 결과를 상기 식(31)에 정리하고, 이 식을 만족하는 결정입경을 미세화 함으로써, 프레스 후의 표면 거칠어짐을 방지하는 데에 성공했다. 이상에서, 이 발명에서는 항복강도 YP[MPa] 및 페라이트 평균입경 d[㎛]에 대하여 식(31)을 만족하도록 제어한다.

실시형태 5-2는 실시형태 5-1의 고강도 박강판에서 화학성분을 그 기재에 대신하여 mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:≤1.0%, Mn:0.1~1.0%, P:0.01~0.07%, S:≤0.02%, sol.Al:0.01~0.1%, N:≤0.004%, Nb:0.01~0.14%, Ti를 0.05% 이하 포함하고, 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 것으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

이 발명은 실시형태 5-1의 화학성분에, 또한 Ti를 첨가하여, 열연판의 조직을 미세화 한다. Ti는 탄질화물을 형성하고, 열연판의 조직을 미세화 함으로써, 성형성을 개선한다. 그러나, Ti를 0.05%를 초과하여 첨가했을 경우, 석출물이 조대화 하고, 충분한 효과를 얻을 수 없다. 따라서, Ti 양을 0.05% 이하로 규정한다.

실시형태 5-3은 제 1 발명의 고강도 박강판에서 화학성분을 그 기재에 대신하여 mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:≤1.0%, Mn:0.1~1.0%, P:0.01~0.07%, S:≤0.02%, sol.Al:0.01~0.1%, N:≤0.004%, Nb:0.01~0.14%, B:0.002% 이하를 포함하고, 잔부가 실질적으로 철로 이루어지는 것으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

실시형태 5-3은 상술한 발명의 화학성분에, 또한 B를 첨가하여 내이차가공취성을 개선한다. 이와 같이 B는 결정입계를 강화하지만, 0.002%를 초과하여 첨가했을 경우, 성형성을 현저하게 잃는다. 따라서, B 양의 상한을 0.002%로 규정한다.

실시형태 5-4는 실시형태 5-1에서 화학성분을 mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.7~3.0%, P:0.02~0.15%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.2% 이하, Ti:0.05% 이하, B:0.002% 이하, 잔부가 실질적으로 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것으로 한 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

실시형태 5-4는 실시형태 5-1에 또한, 성형성 및 내이차가공취성의 향상을 위해, Ti와 B를 복합 첨가한다. 그 결과, Ti는 탄질화물을 형성하고, 열연판의 조직을 미세화 함으로써 성형성을 개선하고, B는 결정입계를 강화하며, 내이차가공취성을 개선한다. 그러나, Ti를 0.05%를 초과하여 첨가했을 경우, 석출물이 조대화 하고, B를 0.002%를 초과하여 첨가했을 경우, 성형성이 대폭으로 저하하므로, Ti의 상한을 0.05%, B의 상한을 0.002%로 한다.

실시형태 5-5는 실시형태 5-1 내지 실시형태 5-4의 고강도 박강판에서 기재된 화학성분에 더하여 또한 mass%로 Cr:1.0% 이하, Mo:1.0% 이하, Ni:1.0% 이하, Cu:1.0% 이하 중 어느 하나를 1종 또는 2종 이상을 함유하고 있는 것을 특징으로 하는 고강도 박강판이다.

이 실시형태 5-5는 상술한 발명의 화학성분에, 또한 Cr, Mo, Ni, Cu의 1종 이상을 첨가하여 강판을 보다 고강도로 한다. 이하, 각 원소의 한정 이유를 설명한다.

Cr:1.0% 이하

Mo:1.0% 이하

Mo는 강도확보에 유효한 원소이지만, 1.0%를 초과하여 첨가하면, 열간압연시에 γ영역(austenite 영역)에서의 재결정을 지연시켜 압연부하를 증가시킨다. 따라서, Mo 양의 상한을 1.0%으로 규정한다.

Ni:1.0% 이하

Ni는 첨가하지만, 1.0%를 초과하여 첨가하면, 변태점이 크게 저하하고, 열간압연시에 저온변태상이 나타나기 쉬워진다. 따라서, Ni 양의 상한을 1.0%로 규정한다.

Cu:1.0% 이하

실시형태 5-6은 실시형태 5-1 내지 5-5의 강판표면에 아연계 도금피막을 부여한 것을 특징으로 하는 버클링 성형성과 내(耐)표면 거칠어짐에 우수한 고강도 아연계 도금강판이다.

이 실시형태 5-6은 상술한 발명의 강판표면에, 또한 아연계 도금피막을 행함으로써, 강판에 내식성을 부여하고 있다. 여기서, 도금의 방법은 특히 한정하지 않고, 용융아연 도금, 전기도금 그 외 여러가지의 도금 방법을 이용할 수 있다.

또한, 이들의 수단에 있어서「잔부가 실질적으로 철이다」라는 본 발명의 작용·효과를 잃지 않는 한, 불가피한 불순물을 최초에 다른 미량원소를 함유하는 것이 본 발명의 범위에 포함되는 것을 의미한다.

C에 대해서는, 석출물의 형태 및 분산상태를 적정하게 제어하고, 보다 우수한 성형성 및 보다 바람직한 총합성능을 인출하는 데는 C 첨가량을 0.0050~0.0080%, 더 바람직하게는 0.0050~0.0074%의 범위로 규제하는 것이 바람직하다.

Si에 대해서는 표면성상 도금 밀착성을 향상시키는 데는 0.75 이하로 규제하는 것이 바람직하다.

Nb에 대해서는 낮은 변형영역에서의 n값을 보다 향상시키는 데는 Nb첨가량을 Nb>0.035%로 하는 것이 바람직하고, 또한 성형성 및 총합성능을 개선하는 데는 Nb≥0.08%로 하는 것이 바람직하다. 단, 비용 등을 고려했을 경우, 상한을 Nb≤0.14%로 하는 것이 바람직하다.

Nb에 의해 낮은 변형영역에서 n값이 향상하는 이유는 반드시 명확하지 않지만, 전자현미경을 이용하여 상세히 조직 관찰하던 중, Nb, C 양이 적절하게 제어된 경우, 결정입자 내에 다량의 NbC가 석출하고, 입계 근방에 석출물이 존재하지 않는 석출물 고갈대(이하, PFZ)가 형성되어 있고, 이 PFZ는 석출물이 고갈하고 있으므로, 입자 내에 비해 강도가 낮고, 낮은 응력 레벨에서 소성변형시키는 것이 가능하게 되며, 낮은 변형영역에서의 높은 n값을 얻을 수 있다. 이것에는 NbC와 C의 원자당량비를 적정한 값으로 관리하는 것이 효과적이고, 검토 결과, Nb/C(원자등량비)를 1.3~2.5의 범위로 규제하는 것이 n값의 향상에 보다 바람직하다는 것을 발견했다.

Ti를 첨가할 경우는 용융아연 도금 표면성상의 관점에서는 0.02% 미만으로 하고, 필요한 미립화 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

B에 대해서는 상술과 같이 본 발명강은 B 무첨가에서도 우수한 내이차가공성을 나타내므로, B를 첨가할 경우는, 성형성의 저하를 극력 억제하므로, 바람직하게는 B 첨가량을 0.0001~0.001%의 범위로 규제하는 것이 바람직하다.

제조방법에 대해서는 상술과 같이 하여 성분조정된 강으로부터 열연강판을 제조하고, 냉간압연 및 열처리에 의해 냉연강판으로 한다. 또한, 필요에 따라 그 표면에 아연도금을 행하여 아연도금 강판으로 할 수 있다. 또한 제조방법에 대해서는 이하 기술하는 바와 같이 하는 것도 가능하다.

예컨대, 박물제조시의 사상압연 온도확보 등의 목적을 위해, 열간압연 중, 바 히터에 의해 가열을 행해도 된다. 또, 열연강판은 산세에 의한 탈 스케일성과 재질의 안정성의 관점에서, 권취 온도를 680℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 권취 온도의 하한은 연속소둔에 제공될 경우는 600℃, 상소둔에 제공될 경우는 540℃로 하는 것이 바람직하다.

열연강판 표면의 탈 스케일에서는 우수한 외판적성을 부여하기 위해서는 일차 스케일뿐만 아니라, 열간압연시에 생성하는 이차 스케일에 대해서도 충분히 제거하는 것이 바람직하다. 열연강판을 탈 스케일 후, 냉간압연할 때마다 외판으로서 필요한 딥 드로잉성을 부여하기 위해서는, 냉간압연률을 50% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또, 냉연강판의 열처리를 연속소둔으로 실시할 경우에는, 소둔 온도를 780~880℃로 하는 것이 바람직하다. 한편, 소둔을 상소둔로 실시할 경우, 상소둔는 균열(均熱)시간이 길기 때문에 680℃ 이상의 소둔 온도에서 균일한 재결정 조직을 얻을 수 있지만, 소둔 온도의 상한은 750℃로 하는 것이 바람직하다. 소둔 후의 냉연강판은 용융아연 도금 또는 전기도금에 의해 아연계 도금을 행할 수 있다. 또한, 도금 후에 유기피막 처리를 행해도 된다.

본 발명 강판에서 규정하는 인장특성, 성분조성에 대하여 상세히 설명한다.

도 13은 실부품 스케일의 프론트펜더 모델 성형품에 대하여 파단위험부위 근방의 상당 변형 분포의 일예를 나타내는 도이다. 이 성형품의 개요을 도 14에 나타낸다. 도 13에서, 파단위험부는 측벽부로 되어 있고, 발생 변형은 0.3 전후까지 상승하고 있지만 펀치바닥부의 발생 변형은 0.10 이하로 되어 있다.

이것에서, 재료의 낮은 변형영역의 변형전파를 크게 함으로써, 펀치바닥에 접하는 재료에 있어서 넓은 범위에서 변형발생량이 증가하고, 버클링 성형성이 향상한다. 이 변형전파에 대해서는 재료의 가공경화(n값)의 상승에 의해 크게 되는 것이, 소성변형 이론으로 알려져 있다.

그래서, 10% 이하의 낮은 변형영역에서의 변형 전파를 크게 하기 위해, 10% 이하의 변형에서의 n값을 높게 할 필요가 있다. 여기서는, 단축인장의 공칭 변형 1%와 10% 2점법의 n값을 0.21 이상으로 하고, 버클링 성형성을 현저하게 향상시킨다. 또한 버클링성 개선을 위해, 공칭 변형 1%와 10%의 2점법의 n값을 0.214 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 단축 인장은 JIS5호 시험에 의한다.

프레스 후의 표면 거칠어짐 방지에 대해서는 본 발명에 있어서 더 우수한 표면성상을 얻기 위해서는 항복강도 YP[MPa] 및 페라이트 평균입경 d[㎛]에 대하여 조건의 식(31)을 다음의 식(31')으로 하는 것이 보다 바람직하다.

YP≤-60×d+750 (31')

(실시예 1)

표 10에 나타내는 화학성분의 강을 이용하여 이하의 시험을 행했다. 강번(鋼番) No.1~10의 강을 용제 후, 연속주조에 의해 슬라브를 제조했다. 이 슬라브를 1200℃로 가열 후, 사상온도 880~940℃, 권취온도 540~560℃(상소둔 상태), 600~660℃(연속소둔, 연속소둔+용융아연 도금 상태)에서 열간압연하여 판 두께 2.8mm의 열연강판으로 하고, 산세 후 50~85%의 냉간압연을 행했다.

그 후, 연속소둔(소둔 온도 800~860℃), 상소둔(소둔 온도 680~740℃) 또, 연속소둔+용융아연 도금(소둔 온도 800~860℃) 중 어느 하나를 실시했다. 연속소둔+용융아연 도금에서는, 소둔 후 460℃에서 용융아연 도금 처리를 행하고, 곧 인라인 합금화 처리로에서 500℃에서 도금층의 합금화 처리를 행했다. 또, 열처리 또는 소둔·용융아연 도금 후의 강판에는 압하율 0.7%의 조질압연을 행했다.

이들 강판의 기계 특성, 결정입경을 측정했다. 또한, 인장시험은 L 방향에서 채취한 JIS5호 인장시험편에 의해 실시했다. 또, 상기의 강판에서 프론트펜더의 프레스 성형을 행하고, 파단한계 쿠션력을 조사함과 동시에, 프레스 성형 후의 표면 거칠어짐 발생상황을 조사했다.

또한, 이차가공취성 천이온도의 측정을 행했다. 여기서는 강판에서 직경 105mm의 블랭크(blank)를 타발하고, 일차가공으로서 컵 모양으로 딥 드로잉 성형하고(디로잉 비 2.1), 컵 높이 35mm가 되도록 이절 가공을 행했다. 다음에, 얻어진 컵 샘플을 여러가지의 냉매(에틸알콜 등) 중에서 온도를 일정하게 한 후에, 이차가공으로서 원추펀치에서 컵 단부를 넓히는 가공을 더하며, 파단형태가 연성에서 취성으로 이행하는 온도를 측정하여 이차가공취화 천이온도로 했다. 이상의 시험 결과를 표 11에 나타낸다.

표 11에서 이하를 나타낸다.

n값:1-10% 변형에서의 값, CAL:연속소둔, BAF:상소둔,

CGL:연속소둔·용융아연 도금

본 발명의 강판 No.1~8은 파단한계 쿠션력이 65ton 이상으로 높고, 우수한 버클링성을 나타냈다. 한편 비교예 No.9~12는 낮은 변형영역에서의 n값이 작고, 45ton 이하의 낮은 쿠션력에서 파단이 발생했다. 또, 비교재 No.9~12는 결정입경이 크며, 프레스 성형 후에 표면 거칠어짐이 판단되었다.

또한, 본 발명예 No.1~8은 세립이며 동시에 석출물 형태가 최적으로 제어된 조직을 가지므로, 어느 것도 매우 우수한 내이차가공취성을 나타낸다. 또, 본 발명강은 우수한 성형성에 더하여 양호한 테라 블랭크성, 피로 특성을 가지고 있고, 또한 아연도금재에 있어서는 매우 양호한 표면성상을 갖는 것이 확인되었다. 어느 것도, 특히 자동차 외판용 강판으로서 매우 우수한 총합성능을 갖는 것이 실증되었다.

(실시예 2)

도 15에, 상술한 표 11에 나타내는 강번 No.3재(본 발명예)와 No.10재(비교예)에 대하여 모델성형 시험을 행했다. 시험에서는 쿠션력 40ton의 조건에서 도 14의 프론트펜더 모델로 성형한 경우의 파단위험부 근방의 변형분포를 측정했다. 시험결과를 도 15에 나타낸다.

본 발명예(No.3재, 도면 중 ●표)에서는 비교예(No. 10재, 도면 중 Ｏ표)에 비해, 펀치바닥부에서의 발생변형량이 크고, 측벽부의 변형 발생이 억제되어 있다. 이로 부터 본 발명예의 강판은 파단에 대해 유리하게 되어 있는 것이 명백해졌다.

Claims

입도번호 10 이상의 페라이트 입자와 페라이트 입계를 갖는 페라이트 상;

상기 페라이트 상에 함유되는 Nb계 석출물과 Ti계 석출물로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 1종의 석출물;

상기 페라이트 입자는 입계근방의 석출물 밀도가 낮은 저밀도 영역을 가지며;

상기 저밀도 영역은 페라이트 입자 중앙부의 석출물 밀도의 60% 이하인 석출물 밀도를 갖는 박강판.
제 1 항에 있어서,

상기 저밀도 영역이 페라이트 입계에서 0.2㎛ 이상 2.4㎛ 이하의 범위인 박강판.
제 1 항에 있어서,

10MPa 이하인 BH 양을 더 갖는 박강판.
제 1 항에 있어서,

상기 박강판이, mass%로 C:0.002~0.02%, Si:1% 이하, Mn:3% 이하, P:0.1% 이하, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.007% 이하를 함유하며, Nb:0.01~0.4%와 Ti:0.005~0.3%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하고, 잔부가 철로 이루어지는 박강판.
제 4 항에 있어서,

C 함유량이 0.005~0.01%인 박강판.
제 4 항에 있어서,

Nb 함유량이 0.04~0.14%인 박강판.
제 4 항에 있어서,

Nb 함유량이 0.07~0.14%인 박강판.
제 4 항에 있어서,

Ti 함유량이 0.005~0.05%인 박강판.
제 1 항에 있어서,

상기 박강판이, mass%로 C:0.002~0.02%, Si:1% 이하, Mn:3% 이하, P:0.1% 이하, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.007% 이하, B:0.002% 이하를 함유하며, Nb:0.01~0.4%와 Ti:0.005~0.3%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하고, 잔부가 철로 이루어지는 박강판.
제 9 항에 있어서,

B 함유량이 0.001% 이하인 박강판
mass%로 C:0.002~0.02%, Si:1% 이하, Mn:3% 이하, P:0.1% 이하, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.007% 이하를 함유하며, Nb:0.01~0.4%와 Ti:0.005~0.3%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하고, 잔부가 철로 이루어지는 슬라브를 열간압연하고, 열연강판으로 하는 공정;

상기 열연판을 적어도 750℃ 이하의 온도까지 10℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하는 공정;

냉각된 열연강판을 권취하는 공정;

권취된 열연판을 냉간압연하고, 냉연강판으로 하는 공정;과

상기 냉연판을 소둔하는 공정으로 이루어지는 제1항의 박강판을 제조하는 방법.
제 11 항에 있어서,

상기 슬라브가, mass%로 C:0.002~0.02%, Si:1% 이하, Mn:3% 이하, P:0.1% 이하, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.007% 이하, B:0.002% 이하를 함유하며, Nb:0.01~0.4%와 Ti:0.005~0.3%로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하고, 잔부가 철로 이루어지는 박강판의 제조방법.
제 11 항에 있어서,

권취된 열연판의 페라이트 입경이 입도번호로 11.2 이상인 박강판의 제조방법.
제 11 항에 있어서,

열연판을 권취하는 공정이 500-700℃의 권취온도에서 열연강판을 권취하는 것으로 이루어지는 박강판의 제조방법.
제 11 항에 있어서,

열연강판을 냉간압연하는 공정이 많아도 85%의 냉간압하율로 냉간압연하는 것으로 이루어지는 박강판의 제조방법.
제 11 항에 있어서,

냉연강판을 열처리하는 공정이 재결정 온도 이상 또한 900℃ 이하의 온도에서 연속소둔 하는 것으로 이루어지는 박강판의 제조방법.
mass%로 C:0.004~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.7~3.0%, P:0.02~0.15%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.2% 이하 잔부가 철로 이루어지며:

Nb 함유량이 다음의 식을 만족하고,

(12/93)×Nb*/C≥1.0

단, Nb*=Nb-(93/14)×N

C, N, Nb:각각의 원소 함유량(mass%)

항복강도 및 페라이트 평균입경이 다음의 식을 만족하는 박강판.

YP≤-120×d+1280

단, YP는 항복강도[MPa], d는 페라이트 평균입경[㎛]을 각각 나타낸다
제 17 항에 있어서,

단축(單軸)인장 시험에 의한 10% 이하의 변형에서의 n값이 다음의 식을 만족하는 박강판.

n값≥-0.00029×TS+0.313

단, TS는 인장강도[MPa]를 나타낸다.
제 17 항에 있어서,

C 함유량이 0.005~0.008%인 박강판.
제 17 항에 있어서,

Nb 함유량이 0.08~0.14%인 박강판.
제 17 항에 있어서,

0.05% 이하의 Ti를 더 갖는 박강판.
제 17 항에 있어서,

0.002% 이하의 B를 더 갖는 박강판.
제 17 항에 있어서,

0.05% 이하의 Ti와 0.002% 이하의 B를 더 갖는 박강판.
제 17 항에 있어서,

Cr:1.0% 이하, Mo:1.0% 이하, Ni:1.0% 이하, Cu:1.0% 이하의 그룹에서 선택된 적어도 하나를 더 함유하는 박강판.
제 17 항에 있어서,

상기 박강판의 표면에 아연도금 피막을 갖는 박강판.
mass%로 C:0.004~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.7~3.0%, P:0.02~0.15%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.035~0.2% 잔부가 철로 이루어지는 슬라브를 Ar3 변태점 이상의 사상온도에서 열간압연하는 공정;

열간압연 후의 열연강판을 500~700℃에서 권취하는 공정;

권취된 강판을 냉간압연하는 공정;과

냉연강판을 소둔하는 공정으로 이루어지는 제17항의 박강판을 제조하는 방법.
제 26 항에 있어서,

소둔 후의 강판을 아연계 도금 처리하는 공정을 더 갖는 박강판의 제조방법.
제 26 항에 있어서,

상기 슬라브가 0.05% 이하의 Ti를 더 함유하는 박강판의 제조방법.
제 26 항에 있어서,

상기 슬라브가 0.002% 이하의 B를 더 함유하는 박강판의 제조방법.
제 26 항에 있어서,

0.05% 이하의 Ti와 0.002% 이하의 B를 더 갖는 박강판의 제조방법.
mass%로 C:0.0040~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.1~1.0%, P:0.01~0.07%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.15% 이하 잔부가 철로 이루어지며:

Nb 함유량이 다음의 식을 만족하고;

(12/93)×Nb*/C≥1.2

단, Nb*=Nb-(93/14)×N

C, N, Nb:각각의 원소 함유량(mass%)

항복강도 및 페라이트 평균입경이 다음의 식을 만족하는 박강판.

YP≤-60×d+770;

단, YP는 항복강도[MPa], d는 페라이트 평균입경[㎛]을 각각 나타낸다.
제 31 항에 있어서,

C 함유량이 0.005~0.008%인 박강판.
제 31 항에 있어서,

Nb 함유량이 0.08~0.14%인 박강판.
제 31 항에 있어서,

단축인장 시험에 의한 10% 이하의 변형에서의 n값이 0.21 이상인 박강판.
제 31 항에 있어서,

0.05% 이하의 Ti를 더 갖는 박강판.
제 31 항에 있어서,

0.002% 이하의 B를 더 갖는 박강판.
제 31 항에 있어서,

0.05% 이하의 Ti와 0.002% 이하의 B를 더 갖는 박강판.
제 31 항에 있어서,

Cr:1.0% 이하, Mo:1.0% 이하, Ni:1.0% 이하, Cu:1.0% 이하의 그룹에서 선택된 적어도 하나를 함유하는 박강판.
제 31 항에 있어서,

상기 박강판의 표면에 아연계 도금피막을 갖는 박강판.
mass%로 C:0.004~0.02%, Si:1.0% 이하, Mn:0.1~1.0%, P:0.01~0.07%, S:0.02% 이하, sol.Al:0.01~0.1%, N:0.004% 이하, Nb:0.035~0.15% 잔부가 철로 이루어지는 슬라브를 Ar3 변태점 이상의 사상온도로 열간압연하는 공정;

열간압연 후의 강판을 500~700℃에서 권취하는 공정;

권취된 열연강판을 냉간압연하는 공정;과

냉연강판을 소둔하는 공정으로 이루어지는 제31항의 박강판을 제조하는 방법.
제 40 항에 있어서,

소둔 후의 강판을 아연계 도금처리하는 공정을 더 갖는 박강판의 제조방법.