KR101322080B1

KR101322080B1 - 도금성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101322080B1
Application number: KR1020110138587A
Authority: KR
Inventors: 권세웅; 오성엽
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2011-12-20
Filing date: 2011-12-20
Publication date: 2013-10-28
Also published as: KR20130071208A

Abstract

본 발명은 자동차용 판재로 사용되는 도금특성이 우수한 고강도 강판 및 기의 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로 중량%로, 탄소(C): 0.07~0.10%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 2.0~2.5%, 알루미늄(Al): 0.05~0.25%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 인(P): 0.007% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강판으로, 상기 강판의 조직은 면적분율로 85~95 %의 페라이트(Ferrite) 및 5~15 %의 마르텐사이트(Martensite)로 구성되고, 상기 각 조직 중에 입경 1~100 nm 크기의 미세석출 Cu 입자가 분산석출되어 있는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판에 관한 것이다.

Description

도금성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 {HIGH STRENGTH STEEL SHEET WITH EXCELLENT COATABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차용 판재로 사용되는 도금특성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.

최근, 자동차 산업은 자원의 고갈, 지구 온난화의 급속한 진행, 고유가 등의 시대적 요구에 부응하기 위해 고강도, 경량화에 집중하고 있으며, 또한 환경적인 요인에 의해 내식성을 향상시킨 고강도 표면처리 강판이 필요해짐에 따라 가공성과 도금특성의 향상이 중요한 기술로 주목받고 있다.

이러한 고강도 자동차 소재로서, 석출강화강, 소부경화강, 고용강화강, 변태강화강 등이 이용되고 있다. 이중 변태강화강인 이상조직 강(Dual Phase steel; DP강)과 변태유기소성 강(Transformation Induced Plasticity; TRIP강)은 강판의 강도와 성형성 개선을 위해 망간(Mn), 실리콘(Si), 니오븀(Nb), 알루미늄(Al) 등의 합금원소를 첨가하여 제조되는데, 이들 합금원소들이 냉연과정 중에 강판 표면으로 농화되어 도금특성을 저하시킨다. 따라서, 미도금(bare spot) 층이 발생하거나, 미소덴트 등의 결함이 발생되는 문제점이 있다.

상기 문제를 해결하기 위해, 특허문헌 1, 2, 3 및 4에서는 크롬(Cr), 안티몬(Sb), 주석(Sn) 등의 특정원소를 첨가하여 도금특성을 향상시키는 기술에 대해 개시하고 있다. 그러나, 특정원소의 첨가효과 및 야금학적 거동에 대한 고찰이 명확하지 않아 제조방법이 미흡하고, 가공성이 저하되는 문제점이 있다.

한편, 구리(Cu)와 같은 통상의 트램프(Tramp) 원소들은 강판의 품질 저하에 큰 영향을 미치는 것으로 인식되어 가급적 첨가하지 않는 것이 바람직한 것으로 인식되어 왔다. 그러나, 근래 들어 자원 재활용의 관점에서 용선비(HMR)는 줄이고, 고철의 사용량이 증가함에 따라 구리의 함량이 높은 저급 고철도 불가피하게 다량 사용될 수 밖에 없는 실정이다.

따라서, 제거 불가능한 구리(Cu) 등의 트램프(Tramp) 원소를 역으로 활용하는 필요성이 높아지고 있다.

일본 공개특허공보 제2002-146477호 일본 공개특허공보 제2001-064750호 일본 공개특허공보 제2002-294397호 일본 공개특허공보 제2002-155317호

본 발명은 상기한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 우수한 도금성을 갖는 고강도 강판 및 이의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

본 발명은 중량%로, 탄소(C): 0.07~0.10%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 2.0~2.5%, 알루미늄(Al): 0.05~0.25%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 인(P): 0.007% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 조직은 면적분율로 85~95%의 페라이트(Ferrite) 및 5~15%의 마르텐사이트(Martensite)로 구성되고, 상기 각 조직 중에 입경 1~100 nm 크기의 미세석출 Cu 입자가 분산석출되어 있는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.

또한, 본 발명은 중량%로, 탄소(C): 0.07~0.10%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 2.0~2.5%, 알루미늄(Al): 0.05~0.25%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 인(P): 0.007% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 880 내지 920 ℃에서 마무리 압연하고, 580 내지 620 ℃에서 권취한 후, 50 내지 90 %의 압하율로 냉간압연한 후, 770 내지 810 ℃에서 10 내지 120 초간 재결정 소둔열처리를 실시하는 것을 포함하여 이루어지는 도금성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 인장강도(Tensile strength)가 780 MPa 이상이고, TS×E1 값이 15000 MPa% 이상을 갖는 도금성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명에 따른 도금성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조방법에 대한 실시예들을 상세하게 설명하겠지만, 본 발명은 하기의 실시예들에 제한되는 것은 아니다. 따라서, 해당 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양한 다른 형태로 구현할 수 있을 것이다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 도금성이 우수한 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.07~0.10%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 2.0~2.5%, 알루미늄(Al): 0.05~0.25%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 인(P): 0.007% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강판이고, 상기 강판의 조직은 면적분율로 85~95 %의 페라이트(Ferrite) 및 5~15 %의 마르텐사이트(Martensite)로 구성되고, 상기 각 조직 중에 입경 1~100 nm 크기의 미세석출 Cu 입자가 분산석출되어 있는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 강판의 조성에는 크롬(Cr): 0.1~0.4%, 보론(B): 0.0005~0.0015%, 안티몬(Sb): 0.02~0.04% 및 니켈(Ni): 0.06~0.10%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.

이하, 본 발명의 고강도 강판에서 이와 같이 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.

이때, 성분원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.

C: 0.07~0.10%

탄소(C)는 강판의 강도를 향상시키는데 필수 원소로서, 소량으로 첨가될 경우 강도가 낮을 뿐만 아니라, 오스테나이트가 페라이트로 변태되어 마르텐사이트 분율의 확보가 어렵다. 따라서, 소재의 강도 확보를 위해 0.07% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. C의 함량이 0.07% 미만일 경우에는 임계 온도 영역에서 안정된 오스테나이트를 확보하지 못하여 냉각 후 적절한 마르텐사이트의 분율이 생성되지 않기 때문에 적절한 강도 확보가 곤란하고, 반면 그 함량이 0.10%를 초과하는 경우에는 연성을 확보하기 어려우며, 용접성을 악화시키므로, 함량을 0.07~0.10%로 제한한다.

Si: 0.1~0.3%

실리콘(Si)은 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 향상시킬 수 있는 유용한 원소이다. Si는 페라이트에 고용되는 페라이트 안정화 원소로서 강도에 기여하며, 미변태 오스테나이트로의 탄소 농화를 조장하여 마르텐사이트 형성을 촉진시킨다. Si를 0.1% 미만으로 첨가할 경우 마르텐사이트 분율을 확보하는데에 어려움이 있으며, 반면 과량으로 첨가할 경우에는 도금성 및 적스케일로 인한 표면 결함을 발생시키고 도금부착성을 저하시키므로 그 상한을 0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 2.0~2.5%

망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소이다. Mn은 소둔 후 300~580℃로 냉각하는 동안 오스테나이트에서 펄라이트(pearlite)로의 분해를 지연시키나, 상온으로 냉각하는 동안에는 저온 변태상인 마르텐사이트 조직을 형성시켜 안정한 조직이 생성되게 한다. 또한, 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 효과가 있으며, 강 중에서 황(S)과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 슬라브(Slab)의 열간균열을 방지하는데 매우 유효하다. Mn의 함량이 2.0% 미만일 경우에는 오스테나이트에서 펄라이트 상으로의 분해를 지연시키기 어려우며, 반면 그 함량이 2.5%를 초과할 경우에는 슬라브 코스트의 현저한 상승을 초래할 뿐만 아니라, 용접성 및 성형성의 열화를 초래한다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 2.0~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.05~0.25%

알루미늄(Al)은 강중의 질소와 결합하여 AlN을 형성시켜 조직을 미세화하며, 탈산제로서 강중 산소를 제거함으로써 슬라브 제조시 균열을 방지하는 기능을 한다.

본 발명에서는 연신율 개선효과가 있는 실리콘(Si)의 함량을 낮게 제어함에 따라, 이를 보상하기 위해 Al을 첨가하므로 0.05% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 과다 첨가할 경우에는 탈산제로서의 작용이 포화되고, 페라이트와 오스테나이트 상 중에 탄소 확산을 촉진하여 강도가 저하되므로 그 상한을 0.25%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cu: 0.1~0.3%

구리(Cu)는 본 발명에서 매우 중요한 원소로서, 연성 향상에 매우 효과적인 원소이며, Cu의 첨가량 증가에 따라 재료의 강도-연성 발란스(balance)가 향상된다. 그 첨가량이 0.1% 미만일 경우에는 석출하는 Cu의 양이 불충분하여 목적하는 연성 향상 효과를 얻기 어려우며, 0.3% 초과하여 첨가할 경우에는 포화상태가 된다. 따라서, Cu의 함량은 0.1~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기의 이유로 강판의 물성에 악영향이 없을 뿐만 아니라, 오히려 개선된 도금성을 기대할 수 있다.

또한, 석출 Cu 입자의 결정립 크기가 너무 작거나, 너무 조대화 되면 석출강화능이 불충분하게 되기 때문에 석출 Cu 입자의 결정립 크기는 1 내지 100 nm가 적당하다.

Nb: 0.01~0.03%

니오븀(Nb)은 N 또는 C와 결합하여 NbN 또는 NbC 석출물을 형성하거나, 철 내 고용강화를 통해 강판의 강도를 개선한다. 그 함량이 0.01% 미만으로 첨가될 경우에는 NbC 석출물의 석출량이 적어, 석출강화로 인한 강도 향상의 효과를 기대하기 어려우며, 반면 0.03%을 초과하여 첨가하게 되면 Nb가 고용되면서 r값을 저하시키고 항복강도를 증가시켜 성형성을 약화시킨다.

P: 0.007% 이하

인(P)은 소재의 강도 확보에 유용한 원소이다. 그러나, 다량으로 첨가하게 되면, 가공성이 저하될 뿐만 아니라, 용접성도 저하되므로 그 상한을 0.007%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.005% 이하

황(S)은 인성 및 용접성을 저해하고, MnS 비금속 개재물을 증가시켜 강의 가공 중 크랙을 발생시키고, 특히 과다 첨가할 경우에는 조대한 개재물을 증가시켜 피로특성을 열화시키므로 적게 첨가되는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 망간을 다량 첨가하므로, 황의 함량은 가급적 낮게 유지하는 것이 좋다. 따라서, S 함량의 상한을 0.005%로 제한한다.

상기 조성에 더하여, 본 발명에 따른 강판은 하기의 조건을 만족하는 성분이 더 포함되는 것이 바람직하다.

Cr: 0.1~0.4%

크롬(Cr)은 담금질성을 향상시켜 저온변태상을 안정하게 형성시키는데 매우 유효한 원소로서, 탄화물의 미세화를 가져오며 구상화 속도를 지연시키고, 결정립 미세화 및 결정립의 성장을 억제할 뿐만 아니라, 페라이트를 강화하는 원소이다. 또한, 용접시 열영향부(HAZ)의 연화를 억제하는 효과가 있어 0.1% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. Cr의 함량이 0.1% 미만일 경우에는 충분한 강도를 얻기 어려우며, 반면 0.4% 초과할 경우에는 강도와 연성의 균형이 깨지는 문제가 발생한다. 따라서, Cr의 함량을 0.1~0.4%로 제한하는 것이 바람직하다.

B: 0.0005~0.0015%

보론(B)은 입계강화원소로서 용접부의 피로특성을 향상시키고, 인(P)의 입계 취성을 방지하며, 알루미늄(Al) 및 실리콘(Si)의 함량이 높은 강종에서는 고온 연성을 향상시키는 효과가 있다. 또한, 보론은 강의 소입을 증가시키고, 열처리시 결정립계에 확산하여 오스테나이트의 펄라이트 변태 및 마르텐사이트의 페라이트 역변태를 지연시키는 효과가 있다. 그러나, 과량으로 첨가할 경우에는 고용 보론이 증가하여 연신율이 감소하며, 보론이 표면상에 확산되어 도금성을 저하시킬 수 있으므로, 그 상한을 0.0015%로 제한하는 것이 바람직하다. 하지만, 상술한 효과를 얻기 위해서는 최소 0.0005% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다.

Sb: 0.02~0.04%

안티몬(Sb)은 망간(Mn)과 실리콘(Si)이 강판 표면에 산화물 형태로 존재하는 것을 방지하기 위해 첨가되는 원소이다. Sb는 고온에서 원소 자체가 산화피막을 형성하지는 않지만, 강판 표면 및 결정립 계면에 농화되어 강중 망간과 실리콘이 강판 표면에 확산되는 것을 억제하여 산화물 형성을 조절한다. 이러한 Sb는 소둔공정 중 산화물 생성을 억제하여 도금특성을 개선시키고, 도금재 표면에 덴트 결합을 억제하는데 효과적이다. 따라서, 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.02% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하나, 과다 첨가할 경우에는 연성이 저하되어 강판의 재질 특성이 열화되는 경향이 있으므로, 그 상한을 0.04%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ni: 0.06~0.10%

니켈(Ni)은 구리(Cu)의 첨가에 따라 발생되는 적열취성을 방지하기 위해 첨가되는 원소로서, 보통 Cu 대비 Cu:Ni=1:1~2 의 비율로 첨가될 때 효과가 좋다고 알려져 있다. 또한, Ni은 적절양으로 Cu와 함께 첨가될 경우 도금성을 개선시킨다. 따라서, 상술한 효과를 얻기 위해 Ni은 0.06% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 0.1%를 초과하여 첨가될 경우에는 경제적인 측면에서 불리하므로, Cu의 첨가량에 맞추어 0.06~0.10%로 그 함량을 제한하는 것이 바람직하다.

상술한 성분계를 만족하는 강판으로서, 도금성이 우수한 고강도 강판이 되기 위한 바람직한 조건으로 강판의 미세조직에 대하여 한정할 필요가 있다.

상술한 성분계를 갖는 강판의 미세조직은 면적분율로 85~95 %의 페라이트(Ferrite) 및 5~15 %의 마르텐사이트(Martensite)를 갖는 것을 특징으로 한다.

본 발명은 상술한 합금 조성과 열처리 후 냉각과정에서 냉각속도 및 냉각종료온도 등을 제어함으로써 강의 미세조직이 페라이트와 마르텐사이트를 포함한 2상으로 구성되도록 제조한다. 강판은 전체 조직 중, 마르텐사이트의 분율이 증가할수록 강도가 증가하고, 페라이트의 분율이 증가할수록 연성이 증가하는데, 이때 강도 상승을 위해 마르텐사이트 분율이 너무 커지면 상대적으로 페라이트의 분율이 감소하여 오히려 연성이 저하되게 된다. 따라서, 강판의 미세조직은 평균 입계 크기가 2~10 μm인 페라이트가 85~95%로 형성되고, 마르텐사이트를 5~15% 포함하도록 제어하는 것이 바람직하다. 이와 같이, 2상으로 조직을 구성함으로써 강도와 연성의 균형을 맞출 수 있다.

또한, 상술한 각 조직 중에 입경 1~100 nm 크기의 미세석출 Cu 입자가 분산 석출되어 있는 것이 바람직하다. 이는, 석출 Cu 입자의 결정립 크기가 너무 작거나, 너무 조대화 되면 석출강화능이 불충분하게 되기 때문에 결정립 사이즈는 1~100 nm가 적당하다.

상술한 성분계와 내부조직을 만족하는 강판은 인장강도(Tensile strength)가 780 MPa 이상이고, TS×E1 값이 15000 MPa% 이상의 물성을 가짐으로써 본 발명에서 목적하는 성질을 모두 충족하는 강판인 것이다.

본 발명은 상술한 바와 같이, 강판의 성분계 및 미세조직을 제어함으로써, 강판 중의 미세석출 Cu 입자를 통해 분산석출을 제어함에 의해 우수한 도금성을 갖는 고강도 강판을 제공할 수 있다.

본 발명은 상기한 강판 표면에 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층을 갖는 강판(도금강판)을 포함한다.

이하, 상술한 강 성분을 만족하는 고강도 강판의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.

하기의 제조방법은 본 발명에 따른 고강도 강판을 제조할 수 있는 바람직한 일 예를 나타낸 것이며, 이에 한정되는 것은 아니다.

먼저, 중량%로, 탄소(C): 0.07~0.10%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 2.0~2.5%, 알루미늄(Al): 0.05~0.25%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 인(P): 0.007% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 880 내지 920 ℃ 에서 마무리 압연하고, 580 내지 620 ℃ 에서 권취한 후, 50 내지 90 %의 압하율로 냉간압연한 후, 770 내지 810 ℃에서 10 내지 120 초간 재결정 소둔열처리를 실시하는 과정으로 이루어진다.

이때, 상기 강 슬라브의 조성에는 크롬(Cr): 0.1~0.4%, 보론(B): 0.0005~0.0015%, 안티몬(Sb): 0.02~0.04% 및 니켈(Ni): 0.06~0.10%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.

이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.

상술한 바와 같은 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 후, 주괴 또는 연속주조공정을 통해 슬라브로 제조되며, 여기서는 열간압연, 냉간압연, 소둔을 거쳐 강판 형태로 제조된 후, 그 강판의 표면에 용융아연도금 처리되는 하기의 공정을 거치게 된다.

열간압연공정

상기 강 슬라브를 열간압연 하는 데에 있어서, 열간압연 마무리온도를 880~920℃로 하고, 마무리 압연 후 냉각을 조절하여 열연조직이 미세해지도록 한다. 이때, 열간압연 마무리온도가 880℃ 미만이면 압연시 과도한 전위가 페라이트 내에 도입되어 냉각 또는 권취 중에 표면에 조대한 결정립이 형성되고, 920℃ 보다 높으면 페라이트 결정입도가 증가하여 강도가 감소한다.

권취공정

상기 열간압연된 강판을 권취 하는 데에 있어서, 권취온도를 580~620℃로 하여, 권취상태에서 탄화물을 원활하게 형성함으로써 고용 탄소를 최소화시키고 AlN도 최대한으로 석출시켜 강 내부 고용 질소의 형성을 최소화시킨다. 이때, 상기 권취온도는 냉간압연 및 재결정 열처리 후에 최적의 기계적 물성을 확보할 수 있는 조직을 얻기 위한 온도로서, 권취온도가 580℃ 미만일 경우에는 베이나이트나 마르텐사이트 조직의 형성으로 인해 냉간압연이 어렵고, 620℃를 초과하는 경우에는 최종 미세조직이 조대해지므로 충분한 강도를 갖는 강판을 제조하기 어렵다.

냉간압연공정

상기 권취된 열연강판을 산세한 후 냉간압연 하는 데에 있어서, 냉간압하율은 50~90%로 설정하는 것이 바람직하다. 냉간압연은 열연조직을 변형시키고, 이때 조직을 변형시키는 변형 에너지는 재결정 과정의 에너지가 된다. 냉간압하율이 50% 미만일 경우에는 상기 조직 변형효과가 작다. 반면, 냉간압하율을 90% 초과하여 냉간압연하는 것은 현실적으로 압연이 힘들며, 열연강판에서 복합 석출물이 압연 중 분해되어 재결정 초기과정에서 (100) 집합조직을 발달시켜 드로잉성을 해치며 강판의 가장자리에 균열이 생기고 판에 파단이 일어날 확률이 높다.

연속소둔공정

상기 냉간압연된 강판을 연속소둔 하는 데에 있어서, 연속소둔은 770~810℃ 온도 영역에서 10~120초간 유지하여 행하는 것이 바람직하다. 상기 연속소둔공정은 2상 영역에서 생성된 오스테나이트상이 펄라이트나 베이나이트로 변태되지 못하도록 충분한 냉각속도로 냉각하는 것이 중요하다. 770~810℃ 온도 영역에서 10초 미만으로 유지할 경우에는 가열 중 오스테나이트 상이 충분히 형성되지 않아 적정량의 마르텐사이트 분율을 얻을 수 없으며, 반면 120초를 초과하여 유지할 경우에는 생산성이 저하되므로 바람직하지 못하다.

용융아연도금 및 합금화 열처리 공정

본 발명은 필요에 따라서는 용융아연도금공정 또는 용융아연도금 및 합금화 열처리 공정을 포함한다.

상기 연속소둔된 강판을 용융아연도금 하는 데에 있어서, 5~50℃/sec의 냉각속도로 400~480℃ 까지 급냉한 후 용융아연도금을 실시한다. 상기 급냉종료온도가 480℃를 초과하면 베이나이트 상으로 변태되기 때문에 연성이 감소하고, 반면 400℃ 미만이면 모두 마르텐사이트 상으로 변태되기 때문에 강도의 급격한 상승과 함께 가공성이 감소된다. 따라서, 급냉종료온도는 400~480℃로 제어하는 것이 바람직하다.

용융아연도금이 완료되면 도금층의 안정적 성장을 위해 통상의 방법으로 480~520℃ 온도영역에 도달할 때까지 재가열하여 합금화 열처리를 실시한다.

이후, 통상의 방법으로 5~50℃/sec 이상의 냉각속도로 250~350℃의 온도범위까지 냉각한다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.

< 실시예 >

본 발명에 따른 강판의 조성과 제조방법의 효과를 확인하기 위해, 하기 표 1에 기재된 조성에 대해 하기 표 2에 나타낸 조건으로 고강도 강판을 제조하였다.

보다 구체적으로, 하기 표 1의 합금조성을 가지는 슬라브를 1250℃의 가열로에서 2 시간 동안 유지한 후, 표 2에 나타낸 제조조건으로 880~920℃에서 열간압연을 마무리하고, 580~620℃의 온도까지 냉각하여 권취하였으며, 산세처리 후 50~90%의 압하율로 냉간압연을 실시하였다. 이후, 냉간압연된 강판을 770~810℃에서 소둔처리한 후 460℃까지 급냉하여 용융아연도금을 수행하고, 490~520℃에서 합금화 열처리를 실시하여 시편을 제조하였다.

이후, 상기 제조된 시편의 기계적 성질을 측정하여 표 2에 함께 나타내었다.

구분	C	Si	Mn	Al	P	S	Cu	Cr	Sb	Ni	B*	Nb
발명예1	0.07	0.11	2.1	0.11	0.0069	0.0047	0.12	0.12	0.02	0.06	13	0.01
발명예2	0.09	0.16	2.4	0.07	0.0038	0.0042	0.15	0.17	0.03	0.08	12	0.01
발명예3	0.09	0.17	2.2	0.13	0.0049	0.0035	0.18	0.34	0.04	0.07	5	0.02
발명예4	0.10	0.23	2.4	0.09	0.0047	0.0041	0.14	0.19	0.03	0.07	8	0.01
발명예5	0.08	0.22	2.5	0.06	0.0056	0.0037	0.29	0.22	0.04	0.08	9	0.03
발명예6	0.08	0.29	2.3	0.06	0.0063	0.0036	0.27	0.12	0.04	0.06	6	0.02
발명예7	0.07	0.17	2.2	0.08	0.0039	0.0049	0.21	0.17	0.02	0.08	7	0.01
발명예8	0.10	0.14	2.3	0.05	0.0047	0.0044	0.24	0.16	0.04	0.08	6	0.02
발명예9	0.08	0.19	2.3	0.12	0.0039	0.0029	0.29	0.29	0.03	0.07	4	0.03
발명예10	0.08	0.15	2.5	0.09	0.0059	0.0032	0.17	0.18	0.02	0.08	15	0.01
발명예11	0.07	0.14	2.2	0.13	0.0049	0.0039	0.18	0.39	0.04	0.09	7	0.03
발명예12	0.07	0.20	2.5	0.08	0.0051	0.0035	0.28	0.34	0.04	0.08	14	0.01
발명예13	0.10	0.18	2.3	0.14	0.0058	0.0047	0.19	0.37	0.03	0.07	11	0.01
발명예14	0.08	0.13	2.4	0.08	0.0047	0.0031	0.26	0.28	0.04	0.07	10	0.02
발명예15	0.10	0.28	2.5	0.15	0.0056	0.0047	0.16	0.22	0.03	0.08	9	0.02
비교예1	0.07	0.28	2.7	0.01	0.0071	0.0031	-	0.17	-	-	-	-
비교예2	0.09	0.16	2.7	0.02	0.0056	0.0042	-	0.21	-	-	-	-
비교예3	0.09	0.20	2.8	0.04	0.0048	0.0042	-	0.27	-	-	-	-
비교예4	0.10	0.29	2.6	0.02	0.0049	0.0057	-	0.37	-	-	-	-
비교예5	0.08	0.20	2.9	0.04	0.0065	0.0031	-	-	0.02	-	-	-
비교예6	0.08	0.18	2.4	0.03	0.0056	0.0052	-	-	0.03	-	-	-
비교예7	0.07	0.23	2.2	0.03	0.0068	0.0048	-	-	0.03	-	-	-
비교예8	0.10	0.14	2.1	0.06	0.0053	0.0037	-	-	0.04	-	-	-
비교예9	0.08	0.23	2.5	0.05	0.0057	0.0031	-	-	-	0.07	-	-
비교예10	0.08	0.16	2.1	0.02	0.0049	0.0031	-	-	-	0.08	-	-
비교예11	0.07	0.17	2.2	0.07	0.0056	0.0033	-	-	-	0.09	-	-
비교예12	0.07	0.20	2.1	0.01	0.0075	0.0031	-	-	-	0.08	-	-
비교예13	0.10	0.33	2.5	0.02	0.0063	0.0026	-	-	-	-	6	-
비교예14	0.08	0.41	2.4	0.03	0.0056	0.0042	-	-	-	-	9	-
비교예15	0.10	0.47	2.2	0.03	0.0074	0.0037	-	-	-	-	12	-

단, 상기 표 1에서 * 표시된 원소의 함량단위는 ppm이며, 나머지 원소의 함량단위는 중량%이다.

구분	FDT	CT	냉간압하	소둔온도	페라 이트	마르텐 사이트	Cu 입자	TS	El	TS×El	TS,El평가	도금성	종합
구분	℃	℃	%	℃	%	%	nm	MPa	%	MPa%	TS,El평가	도금성	종합
발명예1	885	580	55	770	87	13	7	810	19	15390	○	○	◎
발명예2	885	590	55	780	85	15	15	837	18	15066	○	○	◎
발명예3	890	600	65	790	95	5	11	780	20	15600	○	○	◎
발명예4	890	610	65	810	86	14	71	836	18	15048	○	○	◎
발명예5	895	620	70	770	92	8	34	793	19	15067	○	○	◎
발명예6	895	580	70	780	91	9	76	791	19	15029	○	○	◎
발명예7	900	590	75	790	90	10	30	790	20	15800	○	○	◎
발명예8	900	600	75	810	89	11	94	792	19	15048	○	○	◎
발명예9	905	610	80	770	87	13	78	791	19	15029	○	○	◎
발명예10	905	620	80	780	94	6	46	780	21	16380	○	○	◎
발명예11	910	580	85	790	92	8	50	794	20	15880	○	○	◎
발명예12	910	590	85	810	88	12	45	802	19	15238	○	○	◎
발명예13	915	600	90	770	87	13	62	804	19	15276	○	○	◎
발명예14	915	610	90	780	89	11	25	800	19	15200	○	○	◎
발명예15	915	620	90	790	90	10	85	799	19	15181	○	○	◎
비교예1	885	580	55	810	82	18	무	785	19	14915	△	△	△
비교예2	885	590	55	770	79	21	무	794	19	15086	○	△	△
비교예3	890	600	65	780	77	23	0.5	827	18	14886	△	△	△
비교예4	890	610	65	790	75	25	무	822	18	14796	△	△	△
비교예5	895	620	70	810	74	26	-	842	16	13472	×	○	△
비교예6	895	580	70	770	71	29	무	854	16	13664	×	○	△
비교예7	900	590	75	780	77	23	무	829	17	14093	△	○	△
비교예8	900	600	75	790	79	21	0.7	827	18	14886	△	○	△
비교예9	905	610	80	810	69	31	0.5	857	16	13712	×	○	△
비교예10	905	620	80	770	72	28	무	848	17	14416	△	○	△
비교예11	910	580	85	780	88	12	0.4	802	18	14436	△	○	△
비교예12	910	590	85	770	89	11	무	821	18	14778	△	○	△
비교예13	915	600	90	780	91	9	무	825	18	14850	△	×	×
비교예14	915	610	90	790	84	16	무	832	18	14976	△	×	×
비교예15	915	620	90	810	82	18	무	847	17	14399	△	×	×

여기서, TS×El이 15000 MPa% 이상은 ○, 14000~15000 MPa%는 △, 14000 MPa% 이하는 ×로 표기하였다. 또한, 도금성 평가는 외관평가로 측정한 것이며, 양호한 경우 ○, 보통인 경우 △, 불량인 경우 ×로 표기하였다.

상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 발명예 1 내지 15는 강성분과 조직 및 석출 Cu의 입자사이즈를 본 발명에서 제안하는 범위 내에서 제어하는 것으로, 인장강도 780MPa를 넘는 고강도와 더불어 TS×El 값이 15000 MPa%를 넘는 양호한 가공성을 갖는 강판을 제조할 수 있다. 또한, 발명예 1 내지 15는 모두 도금성이 우수함을 알 수 있다.

이에 반해, 실리콘(Si)의 함량이 본 발명의 상한을 초과하여 첨가되고, 구리(Cu)가 미첨가된 비교예 13 내지 15의 강판은 도금특성이 저하됨을 볼 수 있다. 또한, 망간(Mn)의 함량이 본 발명의 상한을 초과하여 과량으로 첨가되고, 구리(Cu)가 미첨가된 비교예 1 내지 4의 경우에도 도금특성이 저하되었다.

다만, 구리(Cu)가 미첨가 되었더라도 안티몬 또는 니켈 원소를 첨가한 비교예 5 내지 12의 경우에는 도금특성이 향상됨을 보이긴 하였으나, 가공성이 좋지 않음을 알 수 있다.

또한, 고가의 몰리브덴(Mo) 대신 크롬(Cr)을 첨가하여도 고연신율 및 고인장강도를 확보할 수 있음을 알 수 있다.

따라서, 탄소의 함량을 낮추고 실리콘, 망간, 알루미늄의 함량을 증가시킴과 동시에, 구리, 니켈, 안티몬 등의 원소를 첨가하는 합금설계로 780 MPa 이상의 인장강도와 우수한 연신율 및 도금특성이 확보되는 고강도 강판을 제조할 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.07~0.10%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 2.0~2.5%, 알루미늄(Al): 0.05~0.25%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 인(P): 0.007% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 조직은 면적분율로 85~95 %의 페라이트(Ferrite) 및 5~15 %의 마르텐사이트(Martensite)로 구성되고, 상기 각 조직 중에 입경 1~100 nm 크기의 미세석출 Cu 입자가 분산석출되어 있는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판.
제 1항에 있어서, 상기 고강도 강판은 중량%로, 크롬(Cr): 0.1~0.4%, 보론(B): 0.0005~0.0015%, 안티몬(Sb): 0.02~0.04% 및 니켈(Ni): 0.06~0.10%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판.
제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 고강도 강판은 인장강도(Tensile strength)가 780 MPa 이상이고, TS×El 값이 15000 MPa% 이상인 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판.
중량%로, 탄소(C): 0.07~0.10%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 2.0~2.5%, 알루미늄(Al): 0.05~0.25%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 인(P): 0.007% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 880 내지 920 ℃ 에서 마무리 압연하고, 580 내지 620 ℃ 에서 권취한 후, 50 내지 90 %의 압하율로 냉간압연한 후, 770 내지 810 ℃에서 10 내지 120 초간 재결정 소둔열처리를 실시하는 것을 포함하여 이루어지는 도금성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제 4항에 있어서, 상기 강 슬라브는 크롬(Cr): 0.1~0.4%, 보론(B): 0.0005~0.0015%, 안티몬(Sb): 0.02~0.04% 및 니켈(Ni): 0.06~0.10%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제 4항 또는 제 5항에 있어서, 상기 소둔열처리된 강판을 5 내지 50 ℃/sec의 냉각속도로 400 내지 480 ℃ 까지 급냉하여 용융아연도금한 후, 480 내지 520 ℃ 온도영역으로 재가열하여 합금화 열처리를 실시하고, 5 내지 50 ℃/sec의 냉각속도로 250 내지 350 ℃ 까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.