KR100957981B1

KR100957981B1 - 가공성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융도금 강판 및 그제조방법

Info

Publication number: KR100957981B1
Application number: KR1020070134236A
Authority: KR
Inventors: 이승복; 진광근; 강수창; 홍영광
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2007-12-20
Filing date: 2007-12-20
Publication date: 2010-05-19
Also published as: CN101910441A; JP2011509341A; KR20090066614A; WO2009082078A1; JP5564432B2; CN101910441B

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.04~0.25%, N : 70ppm~300ppm, N-14/27Al>70ppm, Mn: 0.2~3.0%, Si: 0.5~2.0%, P: 0.01~0.1%, Al: 0.005% 이하, Sb: 0.001~0.05%, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, Co: 0.01~1.0%, Mo: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1%, V: 0.001~0.1% 및 Ca: 0.0001~0.0003%로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 추가적으로 포함할 수 있는 냉연강판, 여기에 용융도금처리한 용융도금 강판, 그리고 상기 냉연강판 및 용융도금 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면 소성유기변태를 활용한 도금강판의 제조시 합금화처리 중에도 소성유기변태 특성이 유지될 수 있어 연신율이 좋고 강판의 재질 열화가 없는 합금화 용융도금 강판을 생산할 수 있으며, 나아가 상기 용융도금 강판의 가공성을 향상시킬 수 있다.

소성유기변태, 냉연강판, 용융도금 강판, 용융아연도금, 가공성

Description

가공성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융도금 강판 및 그 제조방법{High Strength Cold Rolled Steel Plate and Galvanized Steel Plate with Superior Workability and Method for Manufacturing Thereof}

본 발명은 주로 자동차의 내·외판용으로 사용되는 고강도 냉연강판, 용융도금 강판 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 종래 자동차용 고강도 강판에 비해 우수한 성형성을 나타낼 뿐만 아니라 고강도 강판, 특히 자동차용 박강판의 용융도금의 합금화처리시 나타날 수 있는 성형성 감소를 최소화시킨 고강도 냉연강판, 용융도금 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차용 강판은 자동차 성형품의 복잡화, 일체화 경향 등으로 더 높은 수준의 성형성이 필요하며, 한편으로는 자동차 제조시에 연속작업성을 결정하는 점용접성 또한 요구된다.

이러한 요구를 충족할 수 있는 강판을 용융도금 방식, 특히 용융아연도금 방식으로 제조하는 경우, 내식성과 점용접성을 향상시키기 위하여 합금화 처리가 이 루어지고 있으나, 소성유기변태 특성을 가지는 강의 경우 합금화 처리시에 가공성이 열화되는 문제점이 존재한다. 소성유기변태 특성을 가지는 강은 조직속에 오스테나이트를 잔류시켜 변형중에 변태가 진행되도록 하여야 하는데, 합금화 처리를 하는 경우, 오스테나이트가 탄화물과 페라이트로 분해되어 소멸되기 때문이다.

이러한 도금 중 가공성 열화 문제를 개선하기 위한 기술로 종래 다양한 심가공용 박강판 제조기술이 개발되었다. 이러한 방법에 의하면 소성유기변태를 유도하기 위하여 Al, Si, P 등을 활용하였으며, 300~500℃에서 조직내 탄화물의 형성을 억제하는 방법을 사용하였다. 나아가 도금성 개선을 위하여 다양한 합금원소를 첨가하거나, 냉연 소둔시 표면에 형성되는 농화물을 억제하는 방법 등을 통해 도금성을 개선시키는 방법 등이 제안되었다.

하지만, 이러한 방법에 의할 경우에도 일정한 양의 탄화물이 형성되는 것까지 억제하는 것은 어렵다. 나아가 종래 기술들 중 일부는 현재 사용되는 일반적인 열연-냉연-연속소둔의 설비에서는 구현하기 어려우며, 명확한 조건이 정립되어 있지 않다는 문제가 있다.

한편, 최근에는 고가공용 고강도 강재를 제조하는 방법으로 Si를 다량 첨가하여 소성유기변태를 유도함으로써 가공성을 향상시키는 방법이 활용되고 있다. 하지만, 이 경우에도 문제점이 발생할 수 있는데, 먼저 Si이 표면에 농화되어 형성된 산화피막에 의해 용융된 아연이 강판에 부착되지 않아서 부분적으로 미도금부위가 발생할 수 있으며, 또한 합금화 처리시 가해지는 500℃ 이상의 열이력에 의하여 가공성 증가에 필요한 잔류 오스테나이트가 분해될 수 있는데, 잔류 오스테나이트의 양이 감소하면 강도와 가공성에 영향을 주는 연신율의 감소로 이어질 수 있다. 이로 인하여 일반적인 가공용 고강도강은 합금화 처리시의 재질열화로 580MPa이상의 강도에서 큰 가공성을 얻을 수 없다

상술한 문제를 해결하기 위한 방법으로 강내에 Sb를 첨가하거나 산화물제어 및 로내분위기제어 또는 산화환원법과 같은 기술들이 존재한다. 하지만, 이러한 기술들은 주로 도금재가 아닌 냉연강판의 가공성 확보를 위한 것이어서, 합금화 처리를 거치는 도금강판에서의 활용성은 그 효율이 떨어진다. 또한, 이러한 기술들은 도금열처리가 필요하므로 역시 잔류오스테나이트를 분해(도1)시켜 가공성이 열화될 수 있다는 문제점도 존재한다.

따라서, 본 발명은 상술한 문제점을 해결하고 동시에 재질 열화를 최소화시키면서 가공성을 유지, 향상시킬수 있는 고강도 냉연강판 및 용융도금 강판의 합금성분계와 그 제조 조건을 제시하고자 한다.

본 발명은 중량%로, C: 0.04~0.25%, N > 70ppm~300ppm, N-14/27Al>70ppm, Mn: 0.2~3.0%, Si: 0.5~2.0%, P: 0.01~0.1%, Al: 0.005% 이하, Sb: 0.001~0.05%, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 냉연강판 및 여기에 용융도금처리한 용융도금 강판을 제공한다.

상기 냉연강판 또는 용융도금 강판은 Co: 0.01~1.0%, Mo: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1%, V: 0.001~0.1% 및 Ca: 0.0001~0.0003%로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 추가적으로 포함할 수 있다.

나아가 본 발명은 상술한 성분의 강 슬라브에 대해, 1100~1250℃에서 재가열하는 재가열 단계, Ar₃~ 950℃에서 열간마무리 압연을 종료하는 압연 단계, 450~700℃의 온도에서 권취하는 권취 단계, 산세 처리 및 목표 두께로 냉간 압연하는 냉간 압연 단계 및 750~830℃의 온도로 소둔하는 소둔 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 냉연강판의 제조방법을 제공한다.

나아가 본 발명은 소둔처리된 상기 냉연강판의 제조방법에 대하여 650~750℃ 온도 영역까지 1~10℃/sec로 냉각하고 이어서 300~450℃ 영역으로 급냉하는 냉각 단계 및 냉각된 강판을 용융도금 및 합금화 처리하는 도금 단계를 추가하는 것을 특징으로 하는 용융도금 강판의 제조방법을 제공한다.

이하 본 발명의 강판을 구성하는 성분계에 관하여 상세히 설명한다.

C는 N과 함께 2상역 소둔 중에 오스테나이트로 농화되어지며, 다시 베이나이트 변태처리 동안에 오스테나이트로 한번 더 농화됨으로써 마르텐사이트 변태점을 상온이하로 저하시켜 오스테나이트가 상온에서 안정적으로 유지되도록 해준다. 따 라서, C는 0.04중량% 이상 첨가하게 되나, 그 함량이 과다하면 용접부에 경화조직을 형성하는 문제가 발생하므로 상한을 0.25중량%로 한정한다.

N은 오스테나이트 농화 작용 이외에도 C와는 달리 냉각시 Fe와 질화물을 형성하지 않는 특성을 가져 소성유기변태를 유지하는 역할을 하는바, 0.007중량% 이상을 첨가한다. N의 이러한 효과에 의해 강판은 도금층의 합금화 열처리 이후에도 소성유기변태특성이 보전되어 가공성이 유지될 수 있게 된다(도 1). 또한, 2상역 소둔중에 오스테나이트 부위로 고용C와 같이 모이게 되고 1차적으로 오스테나이트를 안정화시킨다. 그리고, 급냉 후 열처리시 다시 오스테나이트로 한번 더 집중되어 마르텐사이트 변태온도를 상온 이하로 내려 오스테나이트 잔류를 촉진한다. 하지만, N의 양이 과다하면 강 제조 후에 강 내부에 기포가 발생할 수 있으므로 그 첨가량의 상한은 0.03중량%로 한정한다.

본 발명에서는 이와 같이 N의 초도 첨가량을 한정하였지만 공정상의 필요에 의해서나 또는 합금화 처리 중 N과 반응하여 N의 양을 저감시킬 수 있는 Al 등의 원소들이 강의 제조 공정 중에 유입되어 실제 고용 N양을 따로 한정할 필요성이 존재한다. 본 발명에서는 N의 초도 투입량과는 별도로 유효 고용량을 설정하기 위하여 유효 고용N을 평가하는 N-14/27Al값을 기준으로 사용하였고 이러한 기준에 의해 유효 고용 N의 양은 70ppm 이상으로 한다. 그리고 N은 100ppm수준까지 고용될 수 있으며(도 4), Mn을 함께 첨가하는 경우에는 친화성이 증가하여 300ppm까지 첨가하 여 활용할 수 있다. 하지만, 지나치게 고용 N의 양이 과다하면 최종 응고부에 기공이 형성되어 강의 내부 품질을 열화시킬 수 있으므로 고용 N의 양은 300ppm 이하로, 바람직하게는 150ppm 이하로 제한한다. 하지만, Mn이 동시에 활용되는 경우에는 친하성이 거져서 300ppm까지 활용될 수 있다.

Mn은 고용강화 효과와 2상역에서 베이나이트 처리시 중간상이 형성되는 것을 억제하는 효과를 가지는 있는 원소로, 0.2중량% 이상을 첨가한다. 하지만 그 첨가량이 과다하면 경화능이 너무 높아져 강의 강도가 지나치게 증가할 수 있어 가공성 및 용접성이 저하될 수 있는바, Mn의 상한은 3.0중량%로 제한한다.

Si은 소성유기변태를 유도하는 성분으로서 도금 소준공정 이후 베이나이트 처리시에 탄소가 탄화물로 석출되어 오스테나이트에서 고갈되는 현상을 억제하므로 0.5중량% 이상 첨가한다. 하지만, Si의 과다한 첨가는 용접성에 좋지 않으며, 연속소둔공정과 연속용융도금공정에서 고온 소둔시 강판표면의 농화 현상이 나타날 수 있어 용융도금시 강판 표면의 용융아연 젖음성을 감소시킬 수 있기 때문에 도금성이 저하될 수 있기 때문에 그 상한을 2.0중량%로 제한한다.

P는 강도상승을 위해 첨가되는 고용강화 원소로서 0.01중량%를 첨가한다. 하지만 그　첨가량이 0.10%를 초과하게 되면 용접성이 열화되고　연주시　일어나는　중심편석에 의해서　부위별로 강의 재질편차가　증가할 수 있다는 단점이 있고, 용접 후 입계강도의 약화에 따라 용접성도 저하될 수 있으므로 그 상한을 0.2중량%로 제한한다.

Al은 용강중의 산소를 제거하여 응고과정 중에 기체상을 형성하여 끓어오르는 현상을 막아준다. 하지만, 응고 후에는 강중의 질소와 결합하여 형성되는 AlN 석출물로 형성되어 질소를 고갈시킬 수 있어 소성유기변태 특성을 억제할 수 있으므로 가능하면 Al을 0.005중량% 이하로 제한하여 질소가 가능하면 고용상태로 잔류할 수 있도록 한다.

S는 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소이고, 강중에 압연후 내부결함을 유발하는 MnS로 형성되어 구멍확장성을 비롯한 강판의 파괴특성을 열화시키는 작용을 하게 된다. 그러므로 허용범위를 0.02중량% 이하로 제한하여 에지(Edge)부 파괴특성이 열화되는 것을 방지한다.

Co는 강의 강도를 향상시키기 위해서 첨가하는 원소로써 고온 소둔시 산화물 형성을 억제하여 용융도금시 용융아연의 강판에 대한 젖음성을 향상시킬 수 있도록 0.01중량% 이상을 첨가한다. 하지만, 과다하게 첨가될 경우 강의 연신율이 크게 감소할 수 있기 때문에 그 상한은 1.0 중량%로 제한한다.

Mo은 2차 가공 취성의 억제 및 도금성을 개선시키는 원소로서 0.005중량% 이 상을 첨가하나, 그 함량이 0.05중량%를 초과하면 개선효과가 크게 감소할 뿐 만 아니라 경제성이 저하될 수 있으므로 0.005~0.05중량%로 그 함량을 제한한다.

Sb는 강재 표면에 산화물이 형성되는 것을 전체적으로 억제함으로써 도금성을 향상시키기 위하여 0.001중량% 이상을, 바람직하게는 0.005중량% 이상을 첨가한다. Sb를 첨가하지 않는 경우에는 전표면에 산화물이 형성되어 용융도금시 젖음성이 저하되고 이로 인하여 미도금부위가 발생할 가능성이 높아진다. 하지만 Sb의 과다한 첨가는 생산단가를 상승시킬 수 있으므로 그 상한은 0.1중량%, 바람직하게는 0.05중량%로 제한한다.

Ti 및/또는 Nb, V 는 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소로서, 이들 원소가 첨가되는 경우 강재 내부에서 N이 C에 우선하여 석출물을 형성할 수 있어, 결정립을 미세화하는 작용과 함께 탄소를 보전하는 효과를 가진다. 또한 더 높은 온도에서 열간압연이 이루어진다하여도 결정립이 미세화되는 작용을 할 수 있으므로 0.001중량% 이상을 첨가한다. 하지만, 그 함량이 0.1중량%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 페라이트 연성을 저하시킬 수 있으므로, 그 상한을 각각 0.1중량%로 제한하는 것이 바람직하다. V의 경우도 Nb와 유사한 역할을 하는데, 단독으로 첨가되는 경우에는 0.04%이상의 함량이 확보되어야 석출이 가능하고, Nb와 복합첨가되는 경우에는 그 이하에서도 복합적으로 석출이 되므로 0.001~ 0.1%로 첨가범위를 제한한다.

Ca는 용강 내의 MnO, MnS 등의 비금속 개재물과 화합물을 만들어 비금속 개재물을 구상화시켜 주상정 입계의 파단강도를 높여줄 뿐만 아니라, 강판의 플렌지크랙 형성을 억제하고, 강판의 구멍확장성을 높여 주므로 0.0001~0.03중량%수준으로, 바람직하게는 0.0005~0.003중량%를 첨가한다,

상기의 성분계로 구성된 강의 미세조직은 70%이상의 페라이트와 나머지 이를 둘러싸는 결정립계 주변의 베이나이트-오스테나이트(일부 탄화물)의 복합조직을 특징으로 한다. 이 복합조직속의 오스테나이트가 가공성의 향상에 주요한 역할을 한다. 이때 오스테나이트조직의 축비는 2 이상이 되는 길쭉한 형상임이 바람직하다.

이하, 본 발명의 제조 조건에 대하여 상세하게 설명한다.

응고 이전의 용강 제조공정에서 강중에 Al이 적으면 CO 기체가 응고 중에 끓어 올라서 연속주조가 어려워진다. 따라서 일반적인 강종에는 기본적으로 Al을 첨가하여 용강상태에서 산소와 산화 알루미늄을 형성시켜 주조시에 CO 기체가 나타나는 현상을 억제한다. 그리고 산소와 결합하지 않은 잔부 Al은 응고 후 강 내의 N과 결합하여 AlN을 형성하는데, 이러한 반응은 일반적인 강에서는 시효특성을 제거하여 가공 후의 표면이 미려해지는 효과를 나타내지만, 소성유기변태를 활용해야 하는 본 발명의 강재에서는 고용 N 효과를 충분히 활용해야 하기 때문에 응고 이후의 Al 유입량을 저감시켜야 한다.

따라서 본 발명에서는 응고 후 Al의 함량을 최소화시키는 것이 가공성 향상의 방법으로 매우 중요하다. 이러한 방법은 일반적인 강재를 생산하는 과정에서는 사용하기 어려운 방법이지만, Si를 다량함유하고 있는 소성유기변태강에서는 산소가 SiO₂로 결합하여 소멸하는 반응이 나타나므로 가능하다(도 5 참고). 이를 바탕으로 제강공정에서 Al을 첨가하지 않거나, 하더라도 응고 후에는 산소가 5ppm이상 잔류하지 않을 정도의 양인 0.005% 이하 범위에서 제한적으로 Al을 사용하는 것이 필요하다.

상술한 성분계와 같이 조성되는 강 슬라브를 1100~1250℃에서 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1100℃미만인 경우 조직 균일화 및 Ti, Nb 등의 재고용이 충분하지 않으며, 1250℃를 초과하게 되면 산화스케일과 금속과의 계면 및 금속 내부에 SiO₂, MnO, Al₂O₃와 같은 산화물이 다량 생성되어 표면 품질이 저해될 수 있으므로 재가열 온도는 1100~1250℃ 이내의 범위로 제한한다.

이후, Ar₃ 변태점 이상 950℃ 이하에서 열간마무리 압연을 종료한다. 열간마무리 압연온도 Ar₃ 변태점 미만에서는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고 제조상 문제가 발생할 수 있으며, 950℃를 초과하게 되면 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 수 있을 뿐만 아니라, 강판의 조직이 조대화될 수 있다.

열간마무리 압연을 한 후, 상기 강판은 450~700℃의 온도에서 권취가 이루어진다. 권취 온도 조건이 700℃를 초과하면 열간압연재 표면의 산화물 양이 증가하여 표면품질이 악화될 수 있으며, 반면 450℃ 미만에서 수행되는 경우에는 열간압연재의 재질이 너무 경화되어 차공정인 냉간압연 공정에서의 부하가 너무 커지는 문제점이 생길 수 있다.

이렇게 제조된 강판은 산세 처리 및 목표 두께로 냉연하는 단계를 거친 후에 재결정 및 미세 조직 제어를 위하여 750~830℃의 온도로 소둔된다. 이 동안에 강중의 탄소 및 산소가 1차적으로 오스테나이트 부분으로 집중된다. 특히, 750~830℃의 저온소둔 조건에서는 Si 첨가강의 도금에서 가장 문제되는 Si 성분의 표면농화를 억제하는 효과를 얻을 수 있다. 하지만, 소둔 온도가 750℃ 미만인 경우에는 소둔시에 탄화물 재고용이 제대로 이루어지지 않아 충분한 소성유기변태 특성을 나타내도록 C가 충분히 활용될 수 없다. 반면, 830℃를 초과하는 온도에서 소둔이 이루어지면 Si, Mn 등의 산화물이 표층에 다량 형성되어 도금부착성이 나빠지게 되고 도금층의 합금화에도 문제가 발생한다. 또한, Si 표면 농화반응은 확산반응의 하나로서 열활성화 특성을 가지고 있으므로 830℃를 초과하는 온도에서는 미도금 현상이 발생할 수 있다.

나아가, 소둔 및 그 이후 도금 전 열처리 구간에서의 분위기 제어도 필요한 바, 이것은 소둔 처리 이후에는 환원분위기가 적용되어야 하는 것을 의미한다. 이 러한 환원분위기는 열처리로 내의 수소농도, 수분함량(로점)에 의하여 제어될 수 있는데, 수증기분압은 로점에 따라 변화한다(도 3). 그리고, 환원경향은 하기 수학식 1로 평가할 수 있다.

(단, G: 자유에너지, G^o: 소지강판의 표준 자유에너지, R:기체상수, T: 소둔온도(절대온도,K), Ln(): 자연로그함수, P_H2:수소분압(atm) 및 P_H2O:수증기분압(atm)을 의미)

위의 식에서 환원분위기를 형성하기 위해서는 -10℃ 이하의 로점제어 및 5%이상의 수소취입이 필요하다. 또한, P_H2/P_H20비율이 증가할수록 표면의 도금성은 향상된다(도9 참조). 따라서, 상기의 조건을 만족하는 열처리로 본 발명의 성분 및 조직으로 이루어진 강판을 용융아연도금 및 합금화 처리 한다.

이 경우, 일반 소성유기 변태강들은 520℃ 이하의 저온에서 용융도금 처리(바람직하게는, 아연도금- 합금화 처리)를 하여야 연신율 향상 기구로 작용하는 소성유기변태 특성을 유지할 수 있으나, 본 발명은 가공성이 우수한 영역을 560℃ 합 금화 처리온도까지 확장한 것이다.

소둔처리된 강판은 판 형상 조절에 문제가 없도록 650~750℃ 온도 영역으로 서냉(1~10℃/sec)하고, 다시 300~450℃, 바람직하게는 350~400℃ 영역으로 급냉하고 온도를 유지하여 2차적으로 강재 내의 C가 오스테나이트역으로 모이게 한다. 또한, 상기 300~450℃의 온도 조건에서는 등온 베이나이트 반응이 수행된다. 이러한 등온 베이나이트 반응에 의하여 본 발명의 강재는 그 마르텐사이트 변태 온도가 상온 이하로 떨어져 오스테나이트가 잔류하는 미세조직을 갖게 된다.

또한, 강판을 도금하는 단계에서 합금화를 촉진하기 위한 방법으로 소둔로 입측에서 탈지처리 후, Brushing 처리, 80~85%의 염산 용액으로 산세 처리 및 4~12% 농도의 S-coating 처리로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 소둔 전처리를 할 수 있다. 이와 같은 전처리를 하는 경우, 15℃ 이상의 합금화 처리온도 저감 효과가 나타나서 합금화 열처리시에도 연신율 확보에 도움을 준다.

그 이후에는 냉각을 실시하게 되고, 도금 단계를 거쳐 도금강판을 제조하게 되는데, 도금욕 온도와 합금화처리온도는 소성유기변태효과를 감소시키는 요소가 되므로 가능하면 열이력을 최소화하는 것이 필요하다.

이하 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다.

(실시예)

하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 1200℃의 온도 범위로 가열하여 추출한 후 상기의 조건과 같이 처리를 하였다. 그리고, 고강도화에 미치는 영향을 평가하기 위하여, 표.2의 성분계에서 질소 첨가의 효과를 도출하였다.

	C	Mn	Si	P	S	S-AL	Sb	N	개념
발명강 1	0.1	1.51	1.51	0.014	0.004	-	0.022	0.0067	Si killed
발명강 2	0.082	1.71	1.23	0.013	0.003	-	0.023	0.007
발명강 3	0.080	1.52	1.49	0.011	0.005	-	0.019	0.007
비교강 1	0.1	1.49	1.48	0.012	0.006	0.03	0.017	0.006	복합탈산
비교강 2	0.081	1.72	1.21	0.014	0.004	0.03	0.023	0.0064
비교강 3	0.080	1.52	1.52	0.016	0.004	0.03	0.024	0.0064

	C	Mn	Si	P	S	Al	Sb	Nb	N
비교강 4	0.18	1.81	1.52	0.016	0.0018	0.028	0.023		0.0043
발명강 4	0.2	1.79	1.5	0.016	0.0019	0.002 (질소활용)	0.022		0.0084
발명강 5	0.18	1.78	1.5	0.016	0.0019	0.002 (질소활용)	0.022		0.0078
발명강 6	0.15	1.52	1.51	0.015	0.0018	0.004 (질소활용)	0.022	0.022	0.0058
비교강 5	0.2	1.82	1.52	0.05	0.0019	0.021	0.022		0.003
발명강 7	0.2	1.89	1.5	0.012	0.0029	0.002 (질소활용)	0.019	0.025	0.0086
발명강 8	0.18	1.67	1.48	0.011	0.0026	0.001 (질소활용)	0.02	0.024	0.0084
발명강 9	0.2	1.79	1.5	0.011	0.0028	0.002 (질소활용)	0.02		0.0056

상기 표 1의 각 강판에 대한 실시예의 결과를 도 6에, 표 2의 각 강판에 대한 실시예의 결과를 도 7에 나타내었다. 도 6을 살펴보면, 590MPa급의 인장강도에서 용융아연도금(GA) 온도가 560℃인 경우에도 발명강들은 30% 이상의 연신율 확보가 가능함을 알 수 있다. 나아가, 도 7에서는 질소가 처리된 강판의 경우, 온도 증가에 비해 연신율 수준이 높거나, 연신율 하락폭이 비교강에 비하여 작다는 것을 나타내고 있다.

또한, 도 7의 Nb 처리강은 Nb를 처리한 발명강들 중 발명강 7의 반응특성을 보여주는 예이며, 질소를 활용하는 경우 고온합금화 처리에서 질소를 활용하지 않은 성분계 대비 우수한 특성을 보이고 있다.

이와 같은 방법으로 충분한 강도를 유지하면서도 도금성 및 가공성에서 우수한 특성을 나타내는 고강도 용융도금 강판을 제조할 수 있다.

도 1은 질소첨가강과 일반 TRIP강의 오스테나이트 잔류정도를 비교한 그래프

도 2는 GA처리에 의한 연신율 저하 경향을 나타낸 그래프

도 3은 로점에 따른 수증기함량 변화를 나타낸 그래프

도 4는 용강 응고시의 질소 고용도 변화를 나타낸 그래프

도 5는 Si 단독탈산시의 용강중 산소 농도변화를 나타낸 그래프

도 6은 인장강도 590MPa에서의 발명강과 비교강의 연신율 변화를 비교한 그래프

도 7은 인장강도 780Mpa급 이상 강재에서의 질소 첨가가 연신율에 미치는 영향을 나타낸 그래프

도 8은 발명강의 열처리 공정의 온도를 개략적으로 표시한 그래프

도 9는 수소함량에 따른 도금표면의 차이를 보여주는 그림 (좌: 수소냉각, 수소농도 60%, 우: 질소 냉각 (수소농도 25%이하)), 우측의 검은 점들은 점상 미도금부위임.

Claims

중량%로, C: 0.04~0.25%, N : 70ppm~300ppm, N-14/27Al>70ppm, Mn: 0.2~3.0%, Si: 0.5~2.0%, P: 0.01~0.1%, Al: 0.005% 이하, Sb: 0.001~0.05%, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직의 분율은 페라이트 70%이상, 나머지 조직이 베이나이트와 오스테나이트의 복합조직으로 구성되는 것을 특징으로 하는 냉연강판.
제1항에 있어서, 상기 냉연강판은 Co: 0.01~1.0%, Mo: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1%, V: 0.001~0.1% 및 Ca: 0.0001~0.0003%로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 냉연강판.
삭제
중량%로, C: 0.04~0.25%, N: 0.007~0.03%, Mn: 0.2~3.0%, Si: 0.5~2.0%, P: 0.01~0.1%, Al: 0.005% 이하, Sb: 0.001~0.05%, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브에 대해,

1100~1250℃에서 재가열하는 재가열 단계;

Ar₃~ 950℃에서 열간마무리 압연을 종료하는 압연 단계;

450~700℃의 온도에서 권취하는 권취 단계; 및

산세 처리 및 목표 두께로 냉간 압연하는 냉간 압연 단계; 및

750~830℃의 온도로 소둔하는 소둔 단계;

를 포함하여 미세조직의 분율이 페라이트 70%이상, 나머지 조직이 베이나이트와 오스테나이트의 복합조직이 되도록 하는 것을 특징으로 하는 냉연강판의 제조방법.
제4항에 있어서, 상기 강 슬라브는 Co: 0.01~1.0%, Mo: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1%, V: 0.001~0.1% 및 Ca: 0.0001~0.0003%로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 냉연강판의 제조방법.
제4항에 있어서, 상기 소둔 단계는 하기 식,

의 관계를 만족하는 환원분위기에서 이루어지는 것을 특징으로 하는 냉연강 판의 제조방법.

(단, G: 자유에너지, G^o: 소지강판의 표준 자유에너지, R:기체상수, T: 소둔온도(절대온도,K), Ln(): 자연로그함수, P_H2:수소분압(0.05atm이상) 및 P_H2O:수증기분압(atm: 로점-10℃ 이하에 준하는 수분량)을 의미)
중량%로, C: 0.04~0.25%, N: 70ppm~300ppm, N-14/27Al>70ppm, Mn: 0.2~3.0%, Si: 0.5~2.0%, P: 0.01~0.1%, Al: 0.005% 이하, Sb: 0.001~0.05%, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직의 분율은 페라이트 70%이상, 나머지 조직이 베이나이트와 오스테나이트의 복합조직으로 구성되는 강판에 용융도금 처리하는 것을 특징으로 하는 용융도금 강판.
제7항에 있어서, 상기 용융도금 강판은 Co: 0.01~1.0%, Mo: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1%, V: 0.001~0.1% 및 Ca: 0.0001~0.0003%로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 용융도금 강판.
삭제
제7항 또는 제8항에 있어서, 상기 용융도금 처리는 용융아연도금 처리인 것을 특징으로 하는 용융도금 강판.
중량%로, C: 0.04~0.25%, N: 0.007~0.03%, Mn: 0.2~3.0%, Si: 0.5~2.0%, P: 0.01~0.1%, Al: 0.005% 이하, Sb: 0.001~0.05%, S: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브에 대해,

1100~1250℃에서 재가열하는 재가열 단계;

Ar₃~ 950℃에서 열간마무리 압연을 종료하는 압연 단계;

450~700℃의 온도에서 권취하는 권취 단계; 및

산세 처리 및 목표 두께로 냉간 압연하는 냉간 압연 단계;

750~830℃의 온도로 소둔하는 소둔 단계;

소둔처리된 강판에 대하여 650~750℃ 온도 영역까지 1~10℃/sec로 냉각하고 이어서 300~450℃ 영역으로 급냉하는 냉각 단계; 및

냉각된 강판을 용융도금 및 합금화 처리하는 도금 단계;

를 포함하여 미세조직의 분율이 페라이트 70%이상, 나머지 조직이 베이나이트와 오스테나이트의 복합조직이 되도록 하는 것을 특징으로 하는 용융도금 강판의 제조방법.
제11항에 있어서, 상기 강 슬라브는 Co: 0.01~1.0%, Mo: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1%, V: 0.001~0.1% 및 Ca: 0.0001~0.0003%로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 용융도금 강판의 제조방법.
제11항에 있어서, 상기 소둔 단계는 하기 식,

의 관계를 만족하는 환원분위기에서 이루어지는 것을 특징으로 하는 용융도금 강판의 제조방법.

(단, G: 자유에너지, G^o: 소지강판의 표준 자유에너지, R:기체상수, T: 소둔온도(절대온도,K), Ln(): 자연로그함수, P_H2:수소분압(0.25 atm이상) 및 P_H2O:수증기분압(atm: -10℃이하의 로점에 해당하는 수분량)을 의미)
제11항에 있어서, 상기 용융도금은 560℃보다 저온에서 이루어지는 것임을 특징으로 하는 용융도금 강판의 제조방법.
제11항에 있어서, 상기 용융도금 강판의 제조방법은, 소둔로 입측에서 탈지처리 후, Brushing 처리, 80~85%의 염산 용액으로 산세 처리 및 4~12% 농도의 S-coating 처리로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 소둔 전처리 단계를 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 용융도금 강판의 제조방법.