KR100851163B1

KR100851163B1 - 도금부착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이를이용한 합금화 용융아연도금강판의 제조방법

Info

Publication number: KR100851163B1
Application number: KR1020060137513A
Authority: KR
Inventors: 김종상; 이재륭; 진현준; 임병영; 제종식
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2006-12-29
Filing date: 2006-12-29
Publication date: 2008-08-08
Also published as: KR20080062120A

Abstract

자동차용 강판 등에 사용되고, 도금밀착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판이 제공된다.

상기 강판은 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 2.7~3.0%, Ti: 0.01~0.05%, Nb: 0.01~0.05%, N: 20~80ppm, B: 10~20ppm을 포함하며, 추가적으로 Sb: 0.03~0.1%를 포함하고 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

본 발명에 따르면, 굽힘가공 최소곡률반경 2mm 이하, 항복강도 780MPa 이상을 갖는 도금밀착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판을 제공할 수 있다.

도금밀착성, 굽힘가공성, B/N, Sb, 합금화 용융아연도금

Description

도금부착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이를 이용한 합금화 용융아연도금강판의 제조방법{Ultra high strength steel sheet having excellent coating adhesion and bendability and the method for manufacturing hot-dip galvanized steel sheet using the same}

본 발명은 자동차용 강판 등으로 사용되는 도금밀착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 굽힘가공 최소곡률반경 2mm 이하, 항복강도 780MPa 이상을 갖는 도금밀착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이를 이용한 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 관한 것이다.

최근 지구환경보전을 위한 과제로서 연비규제가 강화되면서 자동차 차체의 경량화가 적극적으로 행해지고 있다. 그 대책의 하나로서 강판의 고강도화에 의한 자동차 소재의 무게 감소가 효과적이다. 고강도 자동차 소재로는 석출강화강, 소부경화강, 고용강화강, 변태강화강 등이 있다. 고강도강에서도 고용강화강 특히, 변태강화강은 도금특성이 좋지 않다.

고용강화강은 Si, Mn, P, Cr 등의 고용원소가 침입 또는 치환되어 스트레인 필드(Strain Field)를 형성하는 강화기구에 의해 고강도를 달성하는 강이다. 변태강화강에는 이상조직 강(Dual Phase Steel, 이하 간단히 DP강으로 함), 복합조직 강(Complex Phase Steel, 이하 간단히 CP강으로 함)이나 변태유기소성(Transformation Induced Plasticity, 이하 간단히 TRIP강으로 함)강 등이 있다.

이들 변태강화강을 신고강도강(Advance High Strength Steel: AHSS)이라고도 한다. DP강은 연질의 페라이트내에 경질의 마르텐사이트가 미세 균질하게 분산되어 고강도를 확보하는 강종이다. CP강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트의 2상 또는 3상을 포함하며, 강도향상을 위해 Ti, Nb등의 석출경화원소를 포함하는 강종이다. TRIP강은 미세 균질하게 분산된 잔류오스테나이트를 상온에서 가공하면 마르텐사이트 변태를 일으키며 고강도 고연성을 확보하는 강종이다. 그런데, DP, CP, TRIP강에는 통상 난도금 성분인 Mn, Si의 함량이 높다.

최근 자동차에서 충돌특성이 매우 중요한 범퍼 또는 실 사이드(Sill side) 부품에 항복강도 780MPa 이상 또는 인장강도 1180MPa를 갖는 초고강도 합금화 용융아연 도금강판의 개발이 국내 및 해외자동차에서 개발이 시급히 요구되고 있다. 이러한 부품은 우수한 도금성 외에 높은 항복강도 및 굽힘가공성이 매우 요구되고 있다.

그런데, 초고강도 강에는 난도금 성분인 Si, Mn, B 등이 다량 첨가되는데, 이들 난도금 성분은 표면에 농화하여 용융아연과의 젖음성이 좋지 않은 원소들이다. 특히, Si, B의 경우 연속소둔 열처리공정 중 강판표면으로 확산되어 농도가 모재(bulk) 보다 10~100배 정도 높게 된다.

이와 같이 결정입계나 입내에 농화된 Si은 로내 분위기 중의 극미량 수분이나 불순물과 반응하여 SiO₂ 또는 보론 산화물 피막을 형성하므로 용융아연 도금공정에서 용융아연과의 젖음성(wettability)을 크게 저하시킨다. 환언하면 미도금 현상이 다발하게 되거나, 용융도금이 되더라도 도금부착성을 크게 열화시켜 가공시 도금박리가 발생하며 합금화 열처리시 합금화가 크게 지연되는 문제점이 있다.

난도금 성분에 의한 용융아연도금 밀착성을 개선하기 위한 방법으로는 [1] 도금욕 성분관리, [2] 산화환원법 [3] 선도금 기술 등이 알려져 있다.

[1] 도금욕 성분관리

이 기술은 강판에 잔존하는 SiO₂산화물 등을 도금욕에서 환원하여 산화피막으로 인한 용융도금 젖음성의 저하를 방지하는 것이다. 즉, 도금욕의 Al첨가량을 0.10~0.20중량%의 수준에서 0.21~0.25중량% 수준으로 높게 관리하는 것이다. 이것에 의해 소지철과 도금층 계면에 Zn-Fe-Al-Si계 및 Fe-Al-Si계 합금층의 생성량을 증가시켜 합금원소의 산화층을 환원시키는 효과에 의해 산화피막으로 인한 용융도금의 젖음성 저하를 방지하는 것이다. 그러나, 도금욕내 알루미늄 농도의 증가는 도금욕내 상부 드로스 발생량을 증가시키고, 합금화 반응을 크게 지연시키는 문제점이 있다.

[2] 산화환원법

일반적으로 냉간압연 후 강판표면에는 약 0.05~0.1㎛ 얇은 산화피막이 잔존되어 있다. 이러한 얇은 산화피막은 소둔공정중에서 완전히 환원되기 때문에 강중 Si, B, Mn이 표면으로 농화되는 것을 차단하지 못하게 되어 도금부착성이 현저히 떨어지게 된다. 따라서, 소둔로를 산화대와 환원대로 구분하고, 산화대는 직화로 방식을 채택하여 직화로에서 과잉의 공기를 투입하여 산화피막을 의도적으로 형성하고 환원대에서는 환원분위기로 산화피막을 환원하여 Si, Mn, B등의 표면농화를 억제하는 산화환원법에 대한 연구가 활발히 진행되었다.

그러나 산화-환원법은 최적 두께의 산화피막을 용이하게 제조하기 어려운 문제가 있다. 환언하면 산화피막 두께가 두꺼우면 환원로에서 충분히 환원되지 못해 산화성 박리가 발생하고, 너무 얇으면 환원과정 중에 Si, Mn, B등의 표면농화가 발생하여 미도금이 발생하는 문제가 있어 상용화가 어려운 실정이다.

[3] 선도금 기술

용융도금 전에 Fe, Ni, Cu 등의 다양한 합금원소계의 수용액분사 또는 전기도금에 의한 선도금(pre-coating)을 실시하여 용융아연층과의 젖음성을 확보하는 방법이다. 이는 고온 소둔에 의해서 소지철계면에 합금원소가 농화되어도 예비도금층 하부에 농화됨으로써 소둔과정 또는 가열과정시 분위기중 수분과의 반응을 차단하는 것이다. 이 때문에 실리콘의 산화가 방지되므로 도금부착성 및 합금화처리성이 크게 향상된다.

그러나, 강판표면에 선도금하는 방법을 통상 전기도금방식으로 실시하기 때문에 소지철의 요철이 큰 열연산세강판을 도금소재로 하는 경우, 짧은 도금공정에 의해서 요철부에 도금부착량의 편차가 발생한다. 즉, 요철부는 평활한 도금층 표면보다 양극과의 간격차이가 있기 때문으로 볼록부는 평활한 표면보다 도금부착량이 많게 되나, 오목부분은 도금부착량이 적게 되거나 또는 전혀 도금이 되지 않는 문제점이 발생할 가능성이 있다.

이를 방지하기 위해서 전기도금공정을 길게 하거나, 감속작업을 행하는 방법이 있으나, 볼록부에서의 과도금이 발생하므로 바람직하지 않다. 특히 이와 같이 전기도금방식에 의해 선도금하는 원소는 경도가 크고 연성이 부족한 원소로서 도금부착량이 큰 경우, 가공시 도금박리가 발생하는 문제가 있다. 또한 전처리 공정에서 선도금을 전기도금방식으로 실시할 경우, 설비가 복잡하고 제조원가도 높기 때문에 경제적으로도 바람직하지 않다.

본 발명은 상기한 종래의 문제점을 개선하기 위한 것으로, 난도금 성분이 다량 포함된 강판에서 N 및 B의 함량을 적절히 제어함에 의해 도금밀착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이를 이용한 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 2.0~3.0%, Ti: 0.01~0.05%, Nb: 0.01~0.05%, N: 20~80ppm, B: 10~20ppm을 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 도금부착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 2.0~3.0%, Ti: 0.01~0.05%, Nb: 0.01~0.05%, N: 20~80ppm, B: 10~20ppm을 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강판에 S함량이 10~50mg/m²이 잔류되도록 수용액 분사방식에 의한 전처리를 실시하고, 780~830℃의 온도범위에서 소둔한 다음 로내 수소농도를 10~20%로 하여 마르텐사이트 변태개시 온도보다 높은 500~560℃로 냉각한 후 용융아연 도금욕에 강판인입온도를 480~520℃로 재가열하여 아연도금한 후에 490~520℃에서 합금화 열처리하는 것을 포함하여 이루어지는 도금부착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.

본 발명자들은 난도금 성분이 다량 포함된 강판에서 도금부착성 및 굽힘가공성을 개선하기 위한 연구를 거듭한 결과 N 및 B을 적정량 첨가함에 의해 굽힘가공 최소곡률반경 2mm 이하, 항복강도 780MPa 이상을 갖는 초고강도 강판을 확보할 수 있다는 연구결과를 기초로 하여 본 발명을 제안하게 되었다.

또한, 본 발명자들은 선도금법을 난도금재의 생산에 적용하기 위한 연구와 실험과정에서 아연도금층과 강판의 사이에 황화물 피막이 10~50mg/m² 잔존하는 경우에 도금부착성이 개선되는 사실을 확인하였다.

초고강도 강판에 황화물층이 표층에 형성되는 경우에는 아연도금층과 강판의 계면 또는 강판의 결정립계에 Si, Mn, B의 농화가 현격히 감소되므로 미도금이 개선되고, 합금화처리과정에서 철의 확산이 용이할 수 있다. 합금화처리에서 철의 확산이 용이하게 되면, 합금화처리온도를 낮출 수는 있지만, Si이 0.1%이상 함유된 고강도 강판에서 Si은 결정립계에 편석되어 아연도금층내로 철의 확산을 방해하기 때문에 500℃이하로 합금화처리온도를 낮추기는 어렵다.

이는 아연도금욕에 소량의 Al이 포함되기 때문에 도금과정에서 Fe₂Al₅가 형 성되고, 합금화처리과정에서 Fe₂Al₅가 Fe의 확산을 방해하게 되는 것이다. 따라서, Fe₂Al₅를 파괴하기 위해 합금화처리온도를 500℃ 이하로 낮추기는 어렵다.

본 발명은 합금화처리온도를 더욱 낮추고 도금성을 향상하기 위한 방안을 연구하는 과정에서 도출된 것으로, 강판인입 온도를 480~520℃로 높게 하면 아연도금과정에서 Fe₂Al₅의 형성과 동시에 깨져서 합금화처리에 장애가 되지 않는다는 실험결과에 기초한 것이다.

반면, 본 발명자들은 S함량이 5~10% 함유된 전처리 용액을 사용하여 수용액 도포방식에 의해 소지철과 도금층 계면에 S함량이 10~50mg/m²잔류하도록 처리한 결과 미도금 발생이 없고 합금화 온도를 낮추어 파우더링성이 개선되는 것을 수많은 실험을 통해 확인하였다.

본 발명의 대상이 되는 강판은 표면에 농화하여 용융아연과의 젖음성이 좋지 않는 난도금 성분이 포함된 강판일 수 있는데, 여기에 반드시 제한되는 것은 아니다.

난도금 성분은 Si, Mn, B 등이 알려져 있는데, 예를 들면, Si의 함량은 0.1~1.0중량%, Mn의 함량은 2.0~3.0중량%, B의 함량은 10~20ppm이다. 또한, Ti, Nb의 함량을 0.01~0.05중량% 함유하는 초고강도 CP강이 적용될 수 있다.

이하, 본 발명의 강성분의 조성범위를 설명한다.

C의 함량은 0.1~0.2%가 바람직하다.

상기 C는 주요 강화원소로서 0.1% 미만에서는 항복강도 780Mpa 또는 인장강도 1180Mpa를 확보하기 어려울 수 있는 반면, 0.2%를 초과하면 인장강도는 증가하나, 연신율이 급격히 감소하고 용접성이 크게 저하되어 자동차사에서 사용이 곤란할 수 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.1~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si의 함량은 0.1~1.0%가 바람직하다.

상기 Si은 연신율을 크게 감소시키지 않으면서 인장강도를 증가시키는 유용한 원소이다. 그 함량이 0.1% 미만인 경우에는 강도증가 효과가 미약할 수 있고, 1.0%를 초과하는 경우에는 S용액 처리를 하더라도 미세한 미도금이 일부 발생하고, 소둔로의 롤에 픽업(pick up)하여 강판에 덴트(dent)결함을 유발시킬 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.1~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn의 함량은 2.0~3.0%가 바람직하다.

상기 Mn은 고용강화 원소로서 2.0% 미만에서는 항복강도 780Mpa 또는 인장강도 1180Mpa를 확보하기 어려울 수 있는 반면, 3.0%를 초과하는 경우에는 항복강도 및 인장강도는 증가하나, 연신율이 감소하고 소둔후에도 소지철 내부에 Mn 밴드가 잔존하여 굽힘가공성이 크게 저하되어 부품가공시 가공크랙이 발생할 수 있다. 따 라서 상기 Mn의 함량은 2.0~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti, Nb의 함량은 0.01~0.05%가 바람직하다.

상기 Ti와 Nb는 석출경화원소로서 그 함량이 0.01% 미만에서는 강도증가의 효과가 미약하고, 0.05%를 초과하는 경우에는 재결정 온도가 크게 증가하여 소둔온도 증가에 따른 Si, B, Mn의 표면농화가 다량 발생하여 미도금이 발생할 수 있다.따라서, 상기 Ti, Nb의 함량은 0.01~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.

N의 함량은 20~80ppm이 바람직하다.

상기 N의 함량이 20ppm 미만인 경우는 조업상 불가능할 수 있는 반면, 80ppm을 초과하는 경우에는 BN 석출물을 다량 형성하여 유효보론을 10~20ppm으로 확보할 수 없어 굽힘가공성 확보가 어려울 수 있다.

B의 함량은 10~20ppm이 바람직하다.

상기 B은 미량의 첨가로도 강도를 크게 증가시킬 수 있는 원소이나, 냉각속도에 따라 소입성이 크게 변화되어 그 함량을 10~20ppm로 제한한다. B함량이 20ppm를 초과하는 경우에는 열연공정의 냉각과정시 소입성 증가가 매우 크게 되어 냉간압연 과정중에 에지 크랙(edge crack)이 발생하여 상업생산이 곤란한 문제점이 발생할 수 있는 반면, 10ppm 미만인 경우에는 B에 의한 페라이트 변태억제 효과가 크게 감소하여 연질 페라이트와 경질 마르텐사이트의 복합조직강을 형성하여 굽힘가 공시 연질 페라이트에서 가공크랙이 발생할 수 있다.

본 발명에서는 상기 N 및 B은 2≤N/B≤4의 관계를 만족할 수 있다.

BN형성에 따른 B의 강도증가 효과감소를 방지하기 위해 N/B의 값을 2~4로 제한할 수 있다. N/B 비가 2 미만에서는 B에 의한 열연공정의 냉각과정시 소입성 증가가 매우 크게 되어 냉간압연 과정중에 에지 크랙(edge crack)이 발생하여 상업생산이 곤란한 문제점이 발생할 수 있는 반면, N/B 비가 4를 초과하는 경우에는 BN 석출물을 다량 형성하여 B에 의한 페라이트 변태억제 효과가 크게 감소하여 연질 페라이트와 경질 마르텐사이트의 복합조직강을 형성하여 굽힘가공시 연질 페라이트에서 가공크랙이 발생할 수 있다.

또한, 본 발명에서는 상기 강판에 Sb의 함량을 0.01~0.1% 첨가할 수 있다.

상기 Sb는 소둔열처리시 강의 결정립계에 우선적으로 편석하여 Mn, B, Si의 결정립계를 통한 강표면으로 확산을 억제하여 표면농화를 크게 감소시켜 도금성을 크게 개선하는 작용을 한다. 그 함량이 0.01% 미만에서는 도금성 개선 효과가 미약하고, 0.1%를 초과하는 경우에는 도금성 개선효과의 증가가 포화상태에 도달하고, 연신율도 소량 감소할 수 있으므로 상기 Sb의 함량은 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

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

본 발명에서는 상기 강판의 적어도 일면에는 아연도금층 또는 합금화 아연도금층에서 선택된 1종의 도금층이 형성될 수 있다.

또한, 본 발명에서는 초고강도 합금화 용융아연도금강판의 도금성 향상과 합금화처리성을 개선하기 위한 관점에서 상기 강판과 합금화 아연도금층 사이에는 S의 함량이 10~50mg/m²의 유황함유층을 가질 수 있다.

상기 S함량이 10mg/m²미만일 경우 강판표면을 완벽하게 도포하지 못해 일부 미도금이 발생하고 합금화처리 온도의 감소효과가 적은 반면, 50mg/m²초과할 경우에는 도금성 개선효과는 포화상태에 도달하고, 과도하게 황화물 피막이 잔존하여 GA 도금층 표면을 크게 오염시키는 문제점이 발생할 수 있다.

또한, 본 발명에서는 굽힘가공 최소곡률반경 2mm 이하, 항복강도 780MPa 이상을 갖는 강판을 제공할 수 있다.

이하, 상기와 같이 조성되는 강을 갖는 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법에 대하여 상세하게 설명한다.

먼저, 상기와 같이 조성되는 강판을 780~830℃의 온도범위에서 소둔한다.

상기 소둔온도가 780℃ 미만에서는 페라이트 분율이 20%를 초과하여 굽힘가공시 가공크랙이 발생할 수 있는 반면, 830℃를 초과하면 굽힘가공성은 개선되나 고온에서 열처리시 Si, Mn, B등의 표면농화량이 급증하여 미도금이 다량 발생할 수 있다.

이후, 로내 수소농도를 10~20%로 하여 마르텐사이트 변태개시 온도보다 높은 500~560℃로 냉각한다.

로내 수소농도가 10% 미만에서는 강판표면에 잔류하고 있는 일부 산화물을 충분히 환원시키지 못하여 작은 점상 미도금이 발생할 수 있고, 20%를 초과

하면 로내 리크(leak)발생시 폭발위험이 있으므로 상기 로내 수소농도는 10~20%로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 소둔열처리후 냉각온도가 500℃ 미만에서는 베이나이트 및 마르텐사이트로의 일부 변태가 발생하고 연속적인 합금화열처리시 템퍼드 마르텐사이트로 변태하여 인장강도가 1000MPa이하로 크게 저하될 수 있다. 반면, 560℃ 초과시는 연질의 페라이트를 다량 형성하여 항복강도 780Mpa 확보가 어렵고, 최소굽힘가공도 2mm 이하를 얻을 수 없다.

상기 냉각 후, 용융아연 도금욕에 강판인입온도를 480~520℃로 재가열하여 아연도금한다.

도금성을 향상하고 아연도금과정에서 Fe₂Al₅가 형성과 동시에 깨져서 합금화처리를 증가시키기 위해 상기 강판인입온도는 480℃ 이상으로 실시하는 것이 바람직하다. 상기 강판입욕온도가 520℃를 초과하면 도금욕온도가 증가하여 드로스발생이 증가하는 문제가 발생할 수 있다.

상기 아연도금한 강판을 490~520℃에서 합금화 열처리를 실시한다.

고온에서 합금화처리시 취약한 감마상이 두껍게 형성되어 파우더링성이 크게 열화되는 문제를 막기 위하여 상기 합금화 열처리 온도는 490~520℃로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는 상기 합금화 용융아연도금강판의 도금성 향상과 합금화처리성을 개선하기 위한 관점에서 상기와 같이 조성되는 강판에 S함량이 10~50mg/m²이 잔류되도록 수용액 분사방식에 의한 전처리를 실시할 수 있다.

또한, 본 발명의 용융아연도금 대상이 되는 강판은 냉연강판일 수 있으며, 여기에 반드시 제한되는 것은 아니다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명한다.

[실시예 1]

C: 0.15%, Si:0.2%, Mn:2.8%, Sb: 0.02%, Ti: 0.02%, Nb: 0.05%를 포함하는 강종을 대상으로 강중 B, N의 함량을 변화시키고 나머지는 Fe및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 두께 1.2mm의 냉연강판에 대해 도금층과 소지철 계면에 S함량이 30~40%함유된 5% MBT-Na (2-Mercaptobenzothiazole Sodium, C₇H₄NaNS₂) 용액을 수용액 분사하여 S함량이 30mg/m²이 함유되도록 수용액 분사방식에 의한 전처리를 행하였다. 이후 연속소둔로에서 수소농도가 10%인 균열대의 강판온도를 790℃로 소둔열처리한 후, 530℃로 냉각하였다. 열처리가 끝난 강판은 Al:0.125%, Fe:0.03% 나머지 Zn으로 조성되는 465℃ 아연도금욕에 강판 인입온도를 달리하여 3초간 침적하여 도금부착량을 단면기준으로 45g/m²으로 하여 용융아연 도금하고, 500℃에서 15초간 합금화처리를 행하였다.

이렇게 얻어진 합금화 용융아연 도금강판의 기계적 성질, 굽힘가공성, 소지철 조직분율 및 도금성을 관찰하여 하기 표 1에 나타내었다. 기계적 성질은 JIS 5호 시편을 사용하여 인장시험기로 인장강도 및 항복강도를 측정하였고, 소지철의 페라이트 분율은 광학현미경으로 관찰한 후 이미지 애널라이저(Image Analyzer)로 측정하였다. 또한 굽힘가공성은 굽힘가공 시험기를 이용하여 펀치의 곡률을 달리하여 90도 가공시 소지철의 파단이 발생하지 않는 최소 곡률반경을 평가하였다. 도금성은 육안관찰 및 SEM 정밀관찰에 의해 미도금발생 여부를 평가하였다.

구분	B함량 (ppm)	N함량 (ppm)	인장강도 (Mpa)	미도금 발생유무	페라이트 분율(%)	항복강도 (Mpa)	최소곡률 반경(mm)
발명예 1	15	20	1260	없음	18	785	1.5
발명예 2	20	50	1310	없음	15	810	1.0
비교예 1	5	30	1080	없음	28	730	4.0
비교예 2	12	70	1150	없음	20	760	3.5
비교예 3	30	40	1370	발생	13	830	3.0

상기 표 1에서 나타난 바와 같이, 본 발명의 조건을 만족하는 발명예(1-2)의 경우 페라이트 분율이 20% 미만, 항복강도가 780Mpa 이상, 인장강도가 1180Mpa 이상이면서 최소 굽힘가공성이 2mm 미만으로 굽힘가공성이 매우 우수하게 나타났다.

그러나 B함량이 10ppm 보다 낮은 비교예 1의 경우, 연질의 페라이트를 다량 형성하여 인장강도가 낮고 굽힘가공성이 크게 열화되었다. 또한 N/B가 4를 초과한비교예 2의 경우, 취약한 BN석출물 형성으로 B에 의한 페라이트 변태억제 효과가 크게 감소하여 연질 페라이트와 경질 마르텐사이트의 복합조직강을 형성하여 굽힘가공시 연질 페라이트에서 가공크랙이 다량 발생하였다.

한편 B함량이 20ppm을 초과한 비교예 3의 경우, Mn, Si, B 등의 표면농화량이 급증하여 미도금이 발생하고, 과도한 소입성 향상으로 굽힘가공성이 열화되었다.

[실시예 2]

C: 0.16%, Si:0.3%, Mn:2.7%, T: 0.01%, Nb: 0.04%, B: 15ppm, N: 40ppm를 포함하는 강종을 대상으로 강중 Sb함량을 변화시키고 나머지 Fe및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 두께 1.4mm의 냉연강판에 대해 소지철에 S함량를 다르게 도포한 후, 연속소둔로에서 수소농도가 10%인 균열대의 강판온도를 800℃로 소둔열처리후 500℃로 냉각하였다.

열처리가 끝난 강판은 Al:0.125%, Fe:0.03% 나머지 Zn으로 조성되는 460℃ 아연도금욕에 강판 인입온도를 달리하여 3초간 침적하여 도금부착량을 단면기준으로 45g/m²으로 하여 용융아연 도금하고, 500℃에서 15초간 합금화처리를 행한 후, 700톤 롤하중에서 조질압연을 0.34% 행하였다.

이렇게 얻어진 합금화 용융아연 도금강판의 기계적 성질, 굽힘가공성 및 도금성을 관찰하여 하기 표 2에 나타내었다. 기계적 성질은 JIS 5호 시편을 사용하여 인장시험기로 인장강도 및 항복강도를 측정하였다. 또한 굽힘가공성은 굽힘가공 시험기을 이용하여 펀치의 곡률을 달리하여 90도 가공시 소지철의 파단이 발생하지 않는 최소 곡률반경을 평가하였다. 도금성은 육안관찰 및 SEM 정밀관찰에 의해 미도금발생 여부를 평가하였다.

구분	Sb함량 (ppm)	S도포량 (mg/m²)	인장강도 (Mpa)	미도금 발생유무	항복강도 (Mpa)	최소곡률 반경(mm)
발명예 1	0.03	20	1210	없음	790	1.0
발명예 2	0.08	50	1240	없음	800	1.5
비교예 1	0.005	30	1190	발생	780	1.0
비교예 2	0.2	40	1270	없음	805	3.0
비교예 3	0.06	5	1230	발생	793	1.5
비교예 4	0.07	80	1243	얼룩발생	798	1.5

상기 표 2에서 나타난 바와 같이, 본 발명의 조건을 만족하는 발명예(1-2)의 경우 미도금발생이 없으면서 최소 굽힘가공성이 2mm 미만으로 매우 양호하게 나타났다.

그러나 Sb함량이 0.1% 보다 낮은 비교예 1 및 S도포량이 10mg/m²미만인 비교예 3의 경우), 강판 표면에 Mn, Si, B 등의 표면농화량이 급증하여 미도금이 발생하였다.

한편 Sb함량이 0.1%를 초과한 비교예 2의 경우 결정립계를 약화시켜 굽힘가공성이 열화되고, S도포량이 50mg/m²초과한 비교예 4의 경우에는 표면에 용액얼룩이 많이 잔류하여 표면외관이 불량하였다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 굽힘가공 최소곡률반경 2mm 이하, 항복강도 780MPa 이상을 갖는 도금밀착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판을 제공할 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 2.7~3.0%, Ti: 0.01~0.05%, Nb: 0.01~0.05%, N: 20~80ppm, B: 10~20ppm을 포함하며,

추가적으로 Sb: 0.03~0.1%를 포함하고 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 도금부착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판.
제 1항에 있어서, 상기 N 및 B은 2≤N/B≤4의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 도금부착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판.
삭제
제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 강판의 적어도 일면에는 아연도금층 또는 합금화 아연도금층에서 선택된 1종의 도금층이 형성되는 것을 특징으로 하는 도금부착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판.
제 4항에 있어서, 상기 강판과 도금층 사이에는 S의 함량이 10~50mg/m²의 유황함유층을 갖는 것을 특징으로 하는 도금부착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판.
제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 강판은 굽힘가공 최소곡률반경 2mm 이하, 항복강도 780MPa 이상 및 인장강도 1180MPa 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 도금부착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판.
중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 2.0~3.0%, Ti: 0.01~0.05%, Nb: 0.01~0.05%, N: 20~80ppm, B: 10~20ppm을 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강판에 S함량이 10~50mg/m²이 잔류되도록 수용액 분사방식에 의한 전처리를 실시하고, 780~830℃의 온도범위에서 소둔한 다음 로내 수소농도를 10~20%로 하여 마르텐사이트 변태개시 온도보다 높은 500~560℃로 냉각한 후 용융아연 도금욕에 강판인입온도를 480~520℃로 재가열하여 아연도금한 후에 490~520℃에서 합금화 열처리하는 것을 포함하여 이루어지는 도금부착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
제 7항에 있어서, 상기 강판에는 Sb: 0.01~0.1%를 추가로 첨가하는 것을 특징으로 하는 도금부착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
제 7항 또는 제 8항에 있어서, 상기 강판은 굽힘가공 최소곡률반경 2mm 이 하, 항복강도 780MPa 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 도금부착성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.