KR100832991B1

KR100832991B1 - 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100832991B1
Application number: KR1020060115067A
Authority: KR
Inventors: 한상호; 진현준; 진광근
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2006-11-21
Filing date: 2006-11-21
Publication date: 2008-05-27
Also published as: KR20080045859A

Abstract

자동차 멤버류 등에 주로 사용되고, 합금화 도금특성이 우수한 심가공용 고강도 박강판과 그 제조방법이 제공된다.

이 박강판은 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.2~0.8%, P: 0.15% 이하, S: 0.003~0.015%, Sol.Al: 0.05% 이하, N: 0.01% 이하, Ti: 0.003~0.01%, Nb: 0.003~0.06%, B: 0.0005~0.0015%, Mo: 0.05~0.1%, Cu: 0.005~0.2%, Sb: 0.02~0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 그리고 전체 석출물 중 20nm 이하의 크기를 갖는 석출물들을 75 부피% 이상 포함된다.

본 발명에 따르면, 인장강도 440MPa 이상과 우수한 합금화 도금특성을 갖는 심가공용 박강판을 제공할 수 있다.

박강판, 합금화 도금특성, r값, 고강도, Sol.Al

Description

합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법{High strength thin steel sheet having excellent alloying plating property and the method for manufacturing the same}

한국 출원번호 제2005-0118741호

일본 공개특허공보 평5-009587호

일본 공개특허공보 평5-279798호

일본 공개특허공보 평5-214487호

일본 공개특허공보 평6-057373호

일본 공개특허공보 평7-179946호

본 발명은 자동차 멤버류 등에 주로 사용되는 박강판에 관한 것이다. 보다 상세하게는 440MPa 이상의 인장강도를 확보하면서 우수한 합금화 도금특성을 갖는 심가공용 박강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차 내판 및 멤버류 등에 주로 사용되는 고강도 강판의 경우 경량화 를 위한 강도 확보 뿐만 아니라 우수한 성형성을 필요로 한다. 한편 고온 습한 지역에서의 자동차의 수명을 연장시키기 위해 도금 강판의 사용 비율은 급격히 증가되고 있는 추세이다.

이러한 특성은 최근 자동차 업계에서의 고객의 요구 및 기호의 다변화에 적극 대응하기 위하여 보다 높은 강도 및 우수한 성형성을 갖는 강판을 요구하고 있는 것과 매우 밀접하게 연관되어 있다. 그러나, 자동차용 강판의 고강도화는 성형성의 악화를 초래하기 때문에 강도 및 성형성을 동시에 만족시키기란 매우 어려워 보다 고차원의 제조기술이 필요하다.

한편, 자동차용 강판은 환경적인 측면에서 강판 표면에 도금을 행하여 표면이 미려한 강판이 요구되고 있다. 하지만, 강판의 고강도화를 위해 첨가되는 불순물 원소들에 의해 표면이 미려한 강판 표면을 확보하기가 어렵다는 것은 이미 잘 알려져 있는 사실이다.

일반적으로 강판의 강도 및 성형성을 향상시키기 위해서는 강중의 불순물을 최소화한 고순도강에서 강도 향상원소(Mn, P, Si 등의 고용강화원소) 및 가공성 향상원소(Ti, Nb 등의 탄질화물 형성원소)를 첨가함으로써 제조하는 것이 보통이다.

하지만, 철강재료의 특성상, 강도와 성형성을 동시에 확보하는 것이 쉽지 않 을 뿐만 아니라, 강도 향상을 위해 첨가하는 강도 향상원소(Mn, Si 등) 들은 소둔 과정에서 Mn, Si계 산화물이 도금 표면에 용출하여 도금강판의 표면 특성의 저하를 초래하므로, 표면이 미려한 도금강판을 제조하는데 많은 어려움이 있다. 결국 강도 향상을 위해 첨가되는 합금원소들은 가공성 및 도금특성을 저해하는 요소로 작용하는 것이 보통이다.

상기와 같이 도금특성이 우수한 고강도 및 고가공용 강판을 제조하기 위한 일본 고로사들을 중심으로 개발된 심가공용 박강판 제조방법에 대한 종래기술들이 있다. 심가공용 박강판의 제조방법에 대한 모특허로는 현 일본 NSC의 전신인 야와타에서 세계 최초로 출원한 Ti첨가강을 필두로 미국 Armco사의 Nb 첨가강, NSC의 개량 Ti첨가강, KSC의 Ti-Nb 복합첨가강 등이 있다. 상기 모특허들 이외에도 성분, 조성방법 및 제조조건에 있어서 그 한정조건이 조금씩 상이한 수 많은 관련특허들이 전세계적으로 출원되어 있음은 이미 잘 알려져 있다.

또한, 이들의 공통점은 극저탄소강에 가공성 확보를 위해 Ti 또는 Nb 등의 탄질화물 형성원소를 0.01~0.07% 첨가하여 제조하는 것이 일반적이다. 그러나, 이 경우 결정립계를 강화시키는 역할을 하는 침입형 고용원소가 강중에 존재하지 않기 때문에 2차 가공취성이 발생할 뿐만 아니라 가공특성도 크게 개선되지 못하는 문제점이 있다.

한편, 강도 향상을 위해 첨가하는 고용강화원소들(P, Mn, Si 등)에 의해 입계강도는 더욱 약해지는데, 이를 개선하기 위한 종래기술로는 일본 공개특허공보 평5-009587호, 평5-279798호, 평5-214487호, 평6-057373호, 평7-179946호가 있다. 상기 종래기술들은 약 5~10ppm 정도의 B을 첨가하여 상기의 문제점을 개선하고 있지만, Mn, Si 및 B의 첨가로 소둔시 강판 표면에 Mn, Si계 산화물이 용출됨으로써 도금강판 특성을 현저히 저하시켜 표면이 미려한 도금 제품을 제조하는데 많은 어려움을 가지고 있다.

한편, 이를 보다 적극적으로 개선하기 위하여 한국 출원번호 제2005-0118741호에서는 극저탄소 IF강을 베이스로 Mn(0.2% 이하), P(0.15%이하) 및 Sol.Al (0.1~0.4%)를 첨가하고 Cu 및 Mo을 첨가하여 도금표면 특성 및 연신 특성을 개선한 고강도 강판의 제조 방법을 제시한 바 있다. 하지만 상기의 종래기술은 소둔 중에 Al계 산화물이 표층으로 용출되어 합금화 지연 문제가 발생됨에 따라 강판 도금불균일 현상이 초래된다. 이를 개선하기 위해서는 보다 높은 합금화 온도가 필요한데 합금화 온도를 높이는 경우에는 파우더링(Powdering)성이 열위되는 문제점을 가지고 있다.

본 발명은 상기한 종래의 문제점을 개선하기 위한 것으로, 합금원소를 적절히 제어함으로써 인장강도 440MPa 이상의 고강도를 가지면서 합금화 도금특성이 우 수한 심가공용 고강도 박강판 및 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.2~0.8%, P: 0.15% 이하, S: 0.003~0.015%, Sol.Al: 0.05% 이하, N: 0.01% 이하, Ti: 0.003~0.01%, Nb: 0.003~0.06%, B: 0.0005~0.0015%, Mo: 0.05~0.1%, Cu: 0.005~0.2%, Sb: 0.02~0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 그리고 전체 석출물 중 20nm 이하의 크기를 갖는 석출물을 75 부피% 이상 포함하는 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.2~0.8%, P: 0.15% 이하, S: 0.003~0.015%, Sol.Al: 0.05% 이하, N: 0.01% 이하, Ti: 0.003~0.01%, Nb: 0.003~0.06%, B: 0.0005~0.0015%, Mo: 0.05~0.1%, Cu: 0.005~0.2%, Sb: 0.02~0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 재가열하고, 오오스테나이트 단상역인 880℃ 이상에서 열간마무리압연을 종료한 다음, 700℃ 이하에서 권취하고, 65% 이하의 압하율로 냉간압연한 후, 780~830℃ 온도범위에서 연속소둔 하는 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.

본 발명자는 Al계 산화물에 의한 도금 불균일 문제를 해결하기 위한 방안을 모색하던 중 Sol.Al의 함량을 적절히 제어하면, 소둔 중에 Al계 산화물이 표층으로의 용출이 억제되어 합금화가 용이하게 진행되어 강판 도금 불균일을 해소할 수 있다는 것을 규명한 것이다.

먼저 본 발명의 강성분의 조성범위를 설명한다.

C: 0.005% 이하가 바람직하다.

상기 C는 가공성에 영향을 미치는 중요 요소로서, 통상 극저탄소강의 경우 재결정 소둔시 가공성에 유리한 집합조직 형성이 용이하기 때문에 가능한 한 낮게 관리함에 바람직하다. 상기 C의 함량이 0.005%를 초과하는 경우에는 상기의 효과를 확보하기 어려우므로 상기 C의 함량은 0.005% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.5% 이하가 바람직하다.

상기 Si은 고용강화 원소로서, 강도 향상 측면에서 유리하지만 소둔 시 표면에 Si계 산화물이 용출하여 도금 표면특성을 열화시키므로 가능한 적게 첨가함이 바람직하나 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 위해 상기 Si의 함량은 0.5%이하로 제한하는 것이 바람직하다. 이때 Si첨가에 의해 열화되는 도금 표면특성은 Sb 첨가에 의해 도금 특성 열위를 최소화할 수 있다.

Mn: 0.2~0.8%가 바람직하다.

상기 Mn은 강 중 고용S을 MnS로 석출하여 고용S에 의한 적열취성(Hot shortness)을 방지하는 원소로 알려져 있다. 특히 제강 연주 주편의 경우, S함량이 높을 경우 슬라브 표면에 피팅(Pitting) 결함이 자주 발생되는데 제조 원가 측면에서 강 중 S함량을 무한히 낮출 수 없는 어려움이 있다. 따라서, 본 발명에서는 적정 함량의 Mn을 첨가하여 MnS석출에 의한 피팅 결함을 방지하고 있으며, 이는 본 발명에서 중요하다. 상기 Mn 함량이 0.2% 미만인 경우 상기한 효과를 기대하기 어려울 수 있으며, 0.8% 초과의 경우에는 MnS 석출외에 고용 Mn에 의한 연신율이 낮아질 수 있으므로 상기 Mn의 함량은 0.2~0.8%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.15% 이하가 바람직하다.

상기 P은 Mn과 함께 강도상승을 위해 첨가되는 대표적인 고용강화 원소로서, 본 발명강인 Ti-Nb계 성분계에서는 강도 상승뿐만 아니라 결정립 미세화 및 입계편석 등에 의해 r값에 유리한 {111} 집합조직의 발달을 가져올 수 있다. 그 함량이 0.15%를 초과하게 되면 연신율의 급격한 하락과 함께 취성이 크게 증가하므로 상기 P의 함량은 0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.003~0.015%가 바람직하다.

상기 S의 함량이 0.003% 미만인 경우에는 제강 슬라브 표면 결함 방지 측면에서 유리하지만, 본 발명에서 목표로 하는 강도(항복강도) 확보 측면에서 미세 CuS 석출물을 이용하는데 너무 낮은 S는 미세 MnS석출물의 수를 감소시킬 뿐만 아니라 석출물의 크기도 오히려 조대화되는 경향이 있어 강도 확보 측면에서 불리하 다. 반면 0.015%를 초과하는 경우에는 고용S의 함량이 많아 연성 및 성형성이 크게 저하될 수 있으며, 적열취성의 우려가 있으므로 상기 S의 함량은 0.003~0.015%로 제한하는 것이 바람직하다.

Sol.Al: 0.05% 이하가 바람직하다.

상기 Sol.Al은 강중 용존 산소량을 충분히 낮은 상태로 유지하면서 비교적 낮은 소둔 온도에서도 심가공성을 안정적으로 확보할 수 있게 해주는 역할을 한다. 또한, 상기 Sol.Al은 본 발명의 합금화 도금특성 측면에서 매우 중요한 성분으로서, Al계 산화물이 제강/연주뿐만 아니라 소둔 중에 강판 표면으로 용출되어 합금화 온도를 상승시킴으로써 파우더링성을 약화시키고, 보다 낮은 합금화 온도를 적용시킬 경우 강판 도금 불균일 즉 미도금의 불량 원인이 되므로 비록 가공성을 향상시킬지라도 상기 Sol.Al의 함량은 0.05% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.01% 이하가 바람직하다.

상기 N는 고용상태로 존재하는 경우 가공성을 크게 저하시키며, 0.01%를 초과하는 경우 석출물로 고정하기 위한 Ti 및 Nb 첨가량을 증가시켜야 하므로, 그 함량을 0.01%이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005~0.007% 이다. 이는 20nm 이하의 미세 AlN을 강중 석출시켜 항복강도를 증가시키기 위함이고, 상기 N의 함량이 0.005% 미만인 경우 AlN 석출 효과가 저하될 수 있으며 0.007%를 초과하는 경우에는 미석출 고용N에 의해 시효 결함이 발생할 수 있으므로 상기 N의 함량은 0.005~0.007%로 제한하는 것이 보다 바람직하다.

Ti: 0.003~0.01%가 바람직하다.

상기 Ti은 본 발명의 가공성 확보 측면에서 매우 중요한 원소로서, 가공성(특히 r값) 상승효과와 경제적인 측면뿐만 아니라 도금성을 고려하여 상기 Ti의 함량은 0.003~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다. 그 함량이 0.003% 미만의 경우 TiN에 의한 석출 효과를 기대하기 어려우며, 0.01%를 초과하는 경우에는 TiN을 거의 석출하여 미세 AlN 석출 효과를 나타내지 못하여 항복강도 증가 측면에서 불리하다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.003~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.003~0.06%가 바람직하다.

상기 Nb는 본 발명의 가공성 확보 측면에서 매우 중요한 원소로서, 강의 고용C을 미세 NbC로 석출시켜 가공성 및 강도 증가 효과가 있다. 그 함량이 0.003% 미만인 경우에는 NbC 석출에 의한 성형성 향상을 기대하기 어려우며, 0.06%를 초과하는 경우에는 성형성 향상 효과가 극대화되어 경제적 및 표면 특성 개선 측면에서 불리하므로, 상기 Nb의 함량은 0.003~0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.

B: 0.0005~0.0015%가 바람직하다.

상기 B은 입계강화원소로서, 점용점부의 피로특성을 향상시키고, P입계취성을 방지할 수 있는 유용한 원소이다. 그 함량이 0.0005% 미만인 경우 상기의 효과 를 확보하기 어려운 반면, 0.0015%를 초과하면 가공성이 급격히 저하되고 도금강판의 표면특성이 열화되므로 상기 B의 함량은 0.0005~0.0015%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.05~0.1%가 바람직하다.

상기 Mo은 결정립을 미세화시켜 내2차가공취성을 개선하는 원소로서, 그 함량이 0.05% 미만의 경우에는 상기 효과를 확보하기 어려운 반면, 0.1%를 초과하면 개선효과는 크게 증가되지 않고 경제적으로도 불리하므로 상기 Mo의 함량은 0.05~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cu: 0.005~0.2%가 바람직하다.

상기 Cu는 CuS 미세 석출물 형성에 의해 강의 강도 특히 항복강도 상승효과에 큰 기여를 한다. 그 함량이 0.005% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어려운 반면, 0.2%를 초과하는 경우 오히려 Cu계 석출물이 조대화되어 강도 향상 측면에서 크게 유리하지 못하고 제조 원가 비용도 증가한다. 따라서, 상기 Cu의 함량은 0.005~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

Sb: 0.02~0.2%가 바람직하다.

상기 Sb는 소둔시 Si, Mn산화물이 강판 표면으로 용출되는 것을 방해함으로써 도금특성을 향상시킨다. 즉, 열간압연 후 상기 Sb는 주로 결정입계에 편석하여 결정입계를 통해 Mn, Si산화물의 이동 통로를 차단하여 표면 결함을 저하시킴으로써 우수한 도금특성을 확보하는 것이다. 그 함량이 0.02% 미만의 경우 Mn, Si산화물의 통로 억제 효과가 거의 없는 반면, 0.2%를 초과하는 경우 과잉의 Sb가 고용상태로 존재하여 강의 연신 특성을 저해하므로 상기 Sb의 함량은 0.02~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

본 발명의 강판에는 전체 석출물 중 20nm 이하의 크기를 갖는 석출물을 75 부피% 이상 포함한다. 석출물의 크기가 20nm를 초과하는 경우 강도 확보에 크게 기여하지 못하며, 석출물의 양이 75 부피% 미만인 경우에도 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하지 못한다. 따라서, 20nm 이하의 크기를 갖는 상기 석출물을 75 부피% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 바람직하게는 상기 석출물은 TiN, NbC, AlN, CuS 및 (Mn,Cu)S 중 1종 이상일 수 있다.

상기와 같이 조성되는 강에 추가로, 상기 Nb 및 C가 0.7≤(Nb/7.75C)≤1.5의 관계 및 상기 Mn 및 S가 11.7≤(Mn/1.7S)≤ 23.5의 관계를 만족하며, 상기 Si 및 Sb가 0≤(Sb/4.3Si)≤0.1의 관계를 만족할 수 있다.

즉, 본 발명에서는 우수한 가공성, 항복강도 및 도금특성을 확보하기 위하여, 상기 관계식들을 제시하고 있는데 이하, 본 발명의 관계식에 대하여 설명한다.

상기 Nb 및 C가 0.7≤(Nb/7.75C)≤1.5의 관계를 만족함이 바람직하다.

상기 관계식은 심가공성 및 스트레칭성을 안정적으로 확보하기 위한 경험식으로서 그 값이 0.7 미만인 경우는 강중 C의 소기(scavenging)가 불완전하여 드로잉성이 저하되는 반면, 1.5을 초과하는 경우 강중 고용Nb 함량이 증가하여 제조 원가 상승뿐만 아니라 스트레칭성이 크게 저하되므로 상기 관계식은 0.7~1.5로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는 MnS 석출물의 크기를 제어하기 위하여, 상기 Mn 및 S의 관계식을 제시하고 있는데, 이하, 본 발명의 관계식에 대하여 설명한다.

상기 Mn 및 S가 11.7≤(Mn/1.7S)≤ 23.5의 관계를 만족함이 바람직하다.

상기 관계식을 만족하는 본 발명의 강판은 전체 석출물 중 20nm 이하의 크기를 갖는 MnS 석출물을 75 부피% 이상 함유하게 되어 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 있다. 상기 관계식 값이 11.7 미만의 경우 석출 효과가 거의 없어 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어려운 반면, 23.5를 초과하는 경우 조대한 석출물이 다량 형성되어 강도 향상을 저해하므로 상기 관계식은 11.7~23.5로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Si 및 Sb가 0≤(Sb/4.3Si)≤0.1의 관계를 만족함이 바람직하다.

상기 관계식은 Si 첨가에 따른 적정 수준의 Sb첨가로 강의 도금 특성을 개선하기 위한 것으로 0.1를 초과하는 경우에는 오히려 고용 Sb에 의한 연성 저하를 가져오므로 상기 관계식은 0~0.1로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 상기와 같이 조성되는 강을 갖는 박강판의 제조방법에 대하여 상세하게 설명한다.

먼저, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 재가열한 후, 오오스테나이트 단상역인 880℃ 이상에서 열간마무리압연을 종료한다.

열간마무리 압연온도가 880℃ 미만인 경우, 오스테나이트 단상역이 아닌 2상역일 가능성이 높아 상기 열간마무리 압연온도는 880℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.

이후, 700℃ 이하에서 권취하고, 65% 이하의 냉간압하율로 냉간압연한다. 상기 권취온도가 700℃를 초과하는 경우 석출물이 너무 조대화되어 강도 향상 기여가 거의 없으므로, 상기 권취온도는 700℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 상기의 압하율로 냉간압연을 실시하면 가공성 평가지수인 r값을 증가할 수 있는 반면, 65%를 초과하는 경우 현장 작업시 롤(Roll) 부하가 높아 작업 트 러블이 자주 발생되므로 상기 냉간압하율은 65% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

이어, 통상의 합금화 용융아연 설비를 이용하여 상기 냉연강판을 780~830℃ 온도범위에서 연속소둔하고 통상의 방법으로 합금화 처리한다. 상기 소둔온도가 780℃ 미만인 경우 연신특성이 저하될 가능성이 높으며, 830℃를 초과하는 경우는 고온소둔으로 인하여 조업상 스트립의 통판성 등의 문제가 발생할 위험성이 매우 높을 뿐만 아니라, Si, Mn산화물의 표면 용출 가능성이 높아져 도금특성을 열위시키므로 상기 소둔온도는 780~830℃로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

[실시예]

하기 표1과 같이 조성되는 강 슬라브를 1200℃에서 재가열하여 Ar₃ 변태점 이상인 910℃ 에서 마무리 열간압연하였다. 이어, 하기 표2와 같은 제조조건으로 권취 후 냉간압연하였으며, 하기 표2의 연속소둔 온도에서 10℃/초의 속도로 균열온도까지 가열하여 40초동안 유지하였다.

얻어진 소둔판은 기계적 특성을 조사하기 위해 ASTM 규격(ASTM E-8 stan- dard)에 의한 표준시편으로 가공하였다. 시편은 인장시험기(INSTRON사, Model 6025)를 이용하여 항복강도, 인장강도, 연신율, 소성이방성 지수(r_m값), 면내이방성 지수(△r값)를 측정하였다.

여기서 r_m=(r₀+2r₄₅+r₉₀)/4, △r=(r₀-2r₄₅+r₉₀)/2이다. 내2차가공취성 (DBTT)의 평가는 가공비 1.9의 조건으로 성형한 컵을 옆으로 거취시켜 놓고 추를 낙하시켜 연성-취성천이온도(DBTT, Ductile -Brittle Transition Temperature)를 측정하는 방식으로 평가하였다.

또한, 도금특성은 미도금이 발생되지 않는 최소 합금화 온도와 박리폭(mm)을 측정하여 파우더링등급에 따라 평가하였다.

표2는 본 발명강과 비교강의 기계적 성질, 내2차가공취성 및 도금특성을 나타낸 것이다.

구분	화학성분(wt%)													식 1	식 2	식 3
구분	C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ti	Nb	B	Mo	Cu	Sb	식 1	식 2	식 3
발명의 범위	≤0.005	≤0.5	0.2 ~ 0.8	≤0.15	0.003~ 0.015	≤0.05	≤0.01	0.003 ~ 0.01	0.003~ 0.06	0.0005 ~ 0.0015	0.05~0.1	0.005~ 0.2	0.02 ~ 0.2	0.7 ~ 1.5	11.7 ~ 23.5	0 ~ 0.1
발명강1	0.0043	0.3	0.4	0.008	0.013	0.045	0.006	0.008	0.04	0.0009	0.06	0.01	0.05	1.2	18.0	0.03
발명강2	0.0042	0.35	0.42	0.007	0.012	0.043	0.007	0.007	0.042	0.001	0.06	0.011	0.06	1.29	20.5	0.04
발명강3	0.0038	0.32	0.41	0.012	0.013	0.038	0.007	0.008	0.038	0.0011	0.06	0.012	0.06	1.29	18.5	0.043
비교강1	0.0045	0.23	0.15	0.09	0.012	0.12	0.005	0.007	0.025	0.0008	0.03	0.1	0.025	0.71	7.35	0.025
비교강2	0.0062	0.6	0.7	0.11	0.014	0.04	0.003	0.03	0.04	0.0015	-	-	-	0.83	29.41	-
식 1: 0.7≤(Nb/7.75C)≤1.5 식 2: 11.7≤(Mn/1.7S)≤ 23.5 식 3: 0≤(Sb/4.3Si)≤0.1

구분	조업조건			기계적성질						도금특성			비고
구분	권취 온도 (℃)	냉간 압하율 (%)	소둔 온도 (℃)	항복 강도 (MPa)	인장 강도 (MPa)	연신율 (%)	R값	DBTT (℃)	석출물 분포 ≤20nm	합금화온도 (℃)	파우 더링	박리폭 (mm)	비고
발명재1	655	64	802	302	455	35.8	1.84	-35	77.1%	540	2	4.8	발명강1
발명재2	654	61	810	301	453	35.3	1.85	-40	77.6%	540	1	3.8	발명강1
발명재3	648	64	815	296	450	35.5	1.83	-40	79.5%	535	2	4.1	발명강2
발명재4	662	63	810	289	448	37.6	1.91	-40	81.2%	535	1	3.6	발명강2
발명재5	654	62	805	303	459	36.6	1.89	-40	82.0%	540	1	3.5	발명강3
비교재1	720	60	785	275	435	35.2	1.78	-20	65.3%	540	2	4.5	발명강3
비교재2	670	62	790	276	436	34.1	1.69	-30	78.2%	570	4	7.6	비교강1
비교재3	650	61	803	274	435	34.6	1.65	-20	77.5%	570	4	7.2	비교강1
비교재4	660	60	790	312	465	30.9	1.52	-20	52.6%	580	4	7.3	비교강2
비교재5	648	60	794	308	461	30.1	1.62	-20	51.6%	580	4	7.5	비교강2
파우더링등급: 1등급(박리폭≤4mm) 2등급(박리폭≤6mm) 3등급(박리폭≤7mm) 4등급(박리폭≤8mm)

상기 표 1 및 2에서 나타난 바와 같이 본 발명의 성분범위를 만족하는 발명강(1~3)을 이용하여 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 발명재(1~5)의 경우, 77 부피% 이상의 20nm 이하의 미세 석출물을 형성하여 인장강도 440MPa 이상의 고강도를 확보하였으며, 연신율 35% 이상, 소성이방성지수(r값) 1.83 이상 및 내2차가공취성 -35~-40℃를 나타내었다.

특히, 540℃ 이하의 저온에서 미도금이 발생하지 않고 합금화가 이루어졌으며 박리폭 4.8mm 이하, 파우더링성 2등급 이내로 우수한 도금특성을 확보하였다.

그러나, 본 발명의 성분범위는 만족하지만 본 발명의 권취온도보다 높게 제조된 비교재 1의 경우, 미세 석출물의 분포가 65.2%로 낮아 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하지 못하였다.

또한, 본 발명의 성분범위를 만족하지 않는 비교강 1을 이용하여 제조된 비교재(2,3)의 경우, 열위한 인장강도 및 연신특성을 나타내었으며, 합금화 온도도 높아 강의 파우더링 측면에서도 불리한 결과를 나타내었다.

또한, 본 발명의 성분범위를 만족하지 않는 비교강 2를 이용하여 제조된 비교재(4,5)의 경우, 고용강화원소인 Si을 다량 첨가하여 본 발명에서 목표로 하는 인장강도는 확보하였지만, 본 발명의 성분범위를 만족하지 않아 열위한 연신특성을 나타내었다. 또한, 미도금이 발생하지 않는 합금화 온도도 높아 강의 파우더링 측면에서도 불리한 결과를 나타내었다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 박강판은 인장강도 440MPa 이상의 고강도를 확보하는 동시에 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.

Claims

중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.2~0.8%, P: 0.15% 이하, S: 0.003~0.015%, Sol.Al: 0.05% 이하, N: 0.01% 이하, Ti: 0.003~0.01%, Nb: 0.003~0.06%, B: 0.0005~0.0015%, Mo: 0.05~0.1%, Cu: 0.005~0.2%, Sb: 0.02~0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 그리고 전체 석출물 중 20nm 이하의 크기를 갖는 석출물을 75 부피% 이상 포함하는 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판.
제 1항에 있어서, 상기 석출물은 TiN, NbC, AlN, CuS 및 (Mn,Cu)S 중 1종 이상인 것을 특징으로 하는 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판.
제 1항에 있어서, 상기 Nb 및 C가 0.7≤(Nb/7.75C)≤1.5의 관계를 만족하는 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판.
제 1항에 있어서, 상기 Mn 및 S가 11.7≤(Mn/1.7S)≤ 23.5의 관계를 만족하는 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판.
제 1항에 있어서, 상기 Si 및 Sb가 0≤(Sb/4.3Si)≤0.1의 관계를 만족하는 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판.
중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.2~0.8%, P: 0.15% 이하, S: 0.003~0.015%, Sol.Al: 0.05% 이하, N: 0.01% 이하, Ti: 0.003~0.01%, Nb: 0.003~0.06%, B: 0.0005~0.0015%, Mo: 0.05~0.1%, Cu: 0.005~0.2%, Sb: 0.02~0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 재가열하고, 오오스테나이트 단상역인 880℃ 이상에서 열간마무리압연을 종료한 다음, 700℃ 이하에서 권취하고, 65% 이하의 압하율로 냉간압연한 후, 780~830℃ 온도범위에서 연속소둔 하는 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판의 제조방법.
제 6항에 있어서, 상기 Nb 및 C가 0.7≤(Nb/7.75C)≤1.5의 관계를 만족하는 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판의 제조방법.
제 6항에 있어서, 상기 Mn 및 S가 11.7≤(Mn/1.7S)≤ 23.5의 관계를 만족하는 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판의 제조방법.
제 6항에 있어서, 상기 Si 및 Sb가 0≤(Sb/4.3Si)≤0.1의 관계를 만족하는 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판의 제조방법.