KR101375413B1

KR101375413B1 - 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101375413B1
Application number: KR1020127000483A
Authority: KR
Inventors: 요시히코 오노; 겐지 다카하시; 가네하루 오쿠다; 쇼이치로 다이라; 미치타카 사쿠라이; 유스케 후시와키
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2009-06-26
Filing date: 2010-06-25
Publication date: 2014-03-17
Also published as: CN102803543A; MX2011013823A; JP5740847B2; EP2447390B1; KR20120025591A; CA2764663A1; AU2010263547B8; CA2764663C; AU2010263547B2; BRPI1013802B1; US20120118439A1; US9255318B2; WO2010150919A1; AU2010263547A1; BRPI1013802A2; EP2447390A1; JP2011026699A; CN102803543B; EP2447390A4

Abstract

낮은 YP, 양호한 신장 플랜지성, 우수한 내식성을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법을 제공한다. 질량％ 로, C：0.015 ％ 초과 0.10 ％ 미만, Si：0.5 ％ 이하, Mn：1.0 ％ 이상 1.9 ％ 이하, P：0.015 ％ 이상 0.050 ％ 이하, S：0 % 초과 0.03 ％ 이하, sol.Al：0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하, N：0 % 초과 0.005 ％ 이하, Cr：0.40 ％ 미만, B：0.005 ％ 이하, Mo：0.15 ％ 미만, V：0.4 ％ 이하, Ti：0.020 ％ 미만을 함유하고, 2.2 ≤ [Mneq] ≤ 3.1 및 [％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo] ≤ 1.9, ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) ＜ 3.5 를 만족한다. 강 조직은, 페라이트와 제 2 상을 갖고, 제 2 상의 체적률이 2 ∼ 12 ％, 제 2 상으로서 1 ∼ 10 ％ 의 체적률의 마르텐자이트와 0 ∼ 5 ％ 의 체적률의 잔류 γ 를 포함한다.

Description

고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 {HIGH-STRENGTH MOLTEN ZINC-PLATED STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은, 자동차, 가전 등에 있어서 프레스 성형 공정을 거쳐 사용되는 프레스 성형용 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

종래, 후드, 도어, 트렁크리드, 백 도어, 펜더와 같은 우수한 내덴트성이 요구되는 자동차 외판 패널에는, TS：340 MPa 클래스의 BH 강판 (베이킹 경화형 강판, 이후, 340BH 라고 부른다) 이 적용되어 왔다. 340BH 는 C：0.01 ％ 미만의 극저 탄소강에 있어서 고용 C 량을 Nb, Ti 등의 탄질화물 형성 원소의 첨가에 의해 제어하고, Si, Mn, P 로 고용강화한 페라이트 단상강 (單相鋼) 이다. 최근, 차체 경량화 요구가 더욱 높아져, 이들의 340BH 가 적용되어 온 외판 패널을 더욱 고강도화하여 강판을 박육화하거나, 혹은 동일 판 두께로 R/F (레인포스먼트：내측의 보강 부품) 를 삭감하거나, 나아가 베이킹 도장 공정을 저온, 단시간화하는 등의 검토가 진행되고 있다.

그러나, 종래의 340BH 에 추가로 Si, Mn, P 를 다량 첨가하여 고강도화를 도모하면, YP 의 증가에서 기인하여 프레스 성형품의 내면변형성이 현저하게 열화된다. 여기서, 면변형이란, 도어의 노브부의 외주 등에 발생하기 쉬운 프레스 성형면의 미소한 주름, 굴곡 형상의 모양이다. 면변형은 자동차의 외관 품질을 현저하게 해치므로, 외판 패널에 적용되는 강판에는, 프레스품의 강도를 높이면서도, 프레스 성형 전의 항복 응력은 현 상황의 340BH 에 가까운 낮은 YP 를 가질 것이 요구된다.

또, 당해 부품의 프레스 성형에 있어서는, 이너 부품과의 접합을 위해서 플랜지부에 굽힘 가공이 실시되는데, 전단 혹은 타발 가공된 후의 블랭크 단면의 연성, 소위 신장 플랜지 성형성이 불충분하면 단면에 균열이 생긴다. 예를 들어, 340BH 로부터 하이텐화하여 신장 플랜지성이 저하되면, 백 도어의 외주부나 도어의 창틀 개구부의 플랜지부를 헴 가공한 경우나, 펜더의 사이드 패널에 대한 접합부의 플랜지 단부를 굽힘 가공한 경우에 플랜지 단면에 균열이 자주 발생하게 된다. 이 때문에, 이와 같은 용도에 사용하는 강판에는 우수한 신장 플랜지성이 필요하게 된다.

나아가서는, 자동차용의 강판에는 우수한 내식성도 요구된다. 예를 들어, 도어, 후드, 트렁크리드 등의 부품의 헴 가공부나 스폿 용접 주변부는 강판끼리가 밀착되어 있어 전착 도장시의 화성 피막이 부착되기 어려우므로 녹이 발생하기 쉽다. 특히, 물이 고이기 쉬워 장시간 습윤 분위기에 노출되는 후드 전방의 코너부나 도어 하부의 코너부에서는 녹에 의한 펀칭이 자주 생긴다. 또한 최근, 차체의 방청 성능을 향상시켜, 내펀칭 수명을 종래의 10 년에서 12 년으로 확대하는 검토가 차체 메이커에서 진행되고 있어, 강판이 충분한 내식성을 구비하고 있는 것은 필요 불가결하다.

이와 같은 배경으로부터, 예를 들어, 특허문헌 1 에는, C：0.020 ％ 이하의 강에 Ti (％) / C (％) ≥ 4.0 이 되도록 Ti 량을 제어하고, 또한 Si, Mn, P 를 다량으로 첨가함으로써 340 ∼ 490 MPa 급의 고강도 강판을 얻는 수법이 개시되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는, C：0.005 ∼ 0.15 ％, Mn：0.3 ∼ 2.0 ％, Cr：0.023 ∼ 0.8 ％ 를 함유하는 강의 소둔 후의 냉각 속도를 적정화하여, 주로 페라이트와 마르텐자이트로 이루어지는 복합 조직을 형성시킴으로써, 낮은 항복 응력 (YP), 높은 연성 (El) 을 겸비한 합금화 아연 도금 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

또, 특허문헌 3 에는, C：0.02 ∼ 0.033 ％, Mn：1.5 ∼ 2.5 ％, Cr：0.03 ∼ 0.5 ％, Mo：0 ∼ 0.5 ％ 를 함유하는 강의 Mn, Cr, Mo 의 합계량을 1.8 ∼ 2.5 ％ 로 함으로써 YP 가 300 MPa 이하에서 연성 (El) 이나 신장 플랜지 성형성 (펀칭율, λ) 이 우수한 강판이 얻어지는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 4 에는, C：0.02 ∼ 0.14 ％, Mn：1.3 ∼ 3.0 ％, Cr：0.3 ∼ 1.5 ％ 를 함유하는 강의 Mn 과 Cr 의 합계량을 2.0 ∼ 3.5 ％ 로 하고, 강판의 금속 조직을 면적률로 50 ％ 이상의 페라이트상과 3 ∼ 15 ％ 의 베이나이트 및 5 ∼ 20 ％ 의 마르텐자이트로 이루어지는 복합 조직으로 함으로써 440 ∼ 590 MPa 급의 인장 강도를 갖고 신장 플랜지 성형성 (펀칭율, λ) 이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 5 에는, C：0.02 ∼ 0.08 ％, Mn：1.0 ∼ 2.5 ％, P：0.05 ％ 이하, Cr：0.2 ％ 초과 1.5 ％ 이하를 함유한 강에 있어서 Cr / Al 을 30 이상으로 함으로써, 낮은 항복비, 높은 BH, 우수한 상온 내시효성을 갖는 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 6 에는, C：0.01 ％ 이상 0.040 ％ 미만, Mn：0.3 ∼ 1.6 ％, Cr：0.5 ％ 이하, Mo：0.5 ％ 이하를 함유하는 강을 소둔 후 550 ∼ 750 ℃ 의 온도까지를 3 ∼ 20 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각시키고, 200 ℃ 이하의 온도까지를 100 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각시킴으로써, 낮은 YR 과 높은 베이킹 경화성을 구비한 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

일본 특허공보 소57-57945호 일본 특허공보 소62-40405호 일본 특허 제3613129호 일본 공개특허공보 평8-134591호 일본 공개특허공보 2008-19502호 일본 공개특허공보 2006-233294호

그러나, 상기 특허문헌 1 에 기재된 강판은, C 를 Ti 로 고정시킨 IF 강으로, 페라이트 단상강이므로, 강화 기구로서 Si, Mn, P 의 고용강화를 활용해야만 하고, 이들 원소의 다량 첨가에 의해 YP 가 증가하여, 도금 외관 품질이나 내파우더링성이 현저하게 열화된다.

또, 특허문헌 2, 3 에 기재되어 있는 방법은, 페라이트 조직에 주로 마르텐자이트로 이루어지는 제 2 상을 적당량 분산시킨 강으로, 종래의 IF 강 등의 고용강화 강보다 YP 는 저감된다. 그러나, 도어 등의 부품에 있어서 이들 강의 프레스 성형을 실시하면, 종래의 340BH 보다 면변형의 발생량이 큰 강판이 많아, 보다 더 저 YP 화가 필요하게 되었다. 또, 플랜지 단부를 굽힘 성형한 후에 균열이 발생하는 강이 자주 관찰되므로, 신장 플랜지성도 더욱 개선할 필요가 있다. 또한 본 발명자들이 이들 강에 대해 후드나 도어 등의 실부품에서의 내식성의 조사를 실시한 바, 실시예에 기재된 강판의 몇 가지는 강판끼리가 밀착한 부위에서의 내식성이 종래의 340BH 보다 현저하게 뒤떨어지는 것이 밝혀졌다. 또, 이들 실시예에 기재된 강판이 많게는 Cr 이나 Mo 와 같은 고가의 원소가 다량으로 첨가되어 있어, 이와 같은 강판에서는 현저한 비용 증가도 초래한다.

또, 특허문헌 4 에 기재된 강은, 강판 조직으로서 베이나이트를 활용하고 있으므로, YP 가 높고 충분한 내면변형성이 얻어지지 않는다. 또, 상기와 마찬가지로 실시예에 기재된 강판의 상당수는 내식성이 불충분하다는 것이 밝혀졌다.

특허문헌 5 에 기재된 강은, Cr 을 적극적으로 활용하고 있으므로 비교적 낮은 YP 와 높은 펀칭성을 갖는다. 그러나, 실시예에 기재된 강판의 상당수는, 동일하게 내식성이 불충분하다는 것이 밝혀졌다. 또, 이들 강판에는 Cr 이나 Mo 와 같은 고가의 원소가 다량으로 첨가되어 있어, 이와 같은 강판에서는 비용이 증가된다.

또, 특허문헌 6 에 기재된 수법은, 소둔 후에 급속 냉각을 필요로 하므로, 도금 처리를 실시하지 않는 연속 소둔 라인 (CAL) 에서는 적용할 수 있지만, 소둔 후의 냉각 중에 450 ∼ 500 ℃ 로 유지된 아연 도금욕에 침지시켜 도금 처리를 실시하는 현 상황의 연속 용융 아연 도금 라인 (CGL) 에 있어서는 적용하기가 원리적으로 어렵다.

이와 같이, 종래 기술에 있어서 양호한 내식성, 낮은 YP, 우수한 신장 플랜지 성형성 모두를 만족하는 용융 아연 도금 강판은 얻어지지 않았다.

본 발명은, 이와 같은 문제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로, Mo 나 Cr 등의 고가의 원소의 다량 첨가를 필요로 하지 않고, 우수한 내식성, 낮은 YP, 양호한 신장 플랜지성을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 종래의 항복 강도가 낮은 복합 조직 강판을 대상으로, 내식성을 개선하면서, 고가의 원소를 사용하지 않고도 저 YP, 우수한 신장 플랜지성을 동시에 확보하는 수법에 대해 예의 검토를 실시하여 이하의 결론을 얻었다.

(I) 페라이트와 제 2 상으로 이루어지는 복합 조직 강에 있어서 고 λ 화하기 위해서는, 페라이트 ＋ 베이나이트, 페라이트 ＋ 마르텐자이트, 페라이트 ＋ 잔류 γ 의 어느 조직으로 할 필요가 있고, 특히 마르텐자이트를 함유하는 강에 있어서는 경질인 마르텐자이트에 인접하여 생성된 펄라이트가 신장 플랜지성에 현저하게 악영향을 미치므로, 이와 같은 조직의 강에서는 펄라이트를 충분히 저감시킴으로써 신장 플랜지성이 현저하게 향상된다.

(II) 고 λ 화하면서 동시에 저 YP 화하기 위해서는, 상기 중, 주로 페라이트와 마르텐자이트로 이루어지는 조직 혹은 거기에 소량의 잔류 γ 를 포함하는 조직으로 할 필요가 있다. 요컨대, 베이나이트는 YP 를 상승시키는 작용이 있으므로, 펄라이트와 마찬가지로 충분히 저감시킬 필요가 있다. 또, 마르텐자이트는, 소량 분산시킴으로써 YP 가 현저하게 저하되므로, 체적률로 1 ∼ 10 ％ 함유시킬 필요가 있다. 잔류 γ 는 YP 에 미치는 영향은 작기 때문에 체적률로 5 ％ 이하 함유시킬 수 있다. 그러나 그것만으로는 충분한 내면변형성을 갖는 강을 얻을 수 없고, 우수한 신장 플랜지 성형성을 유지하면서 보다 더 저 YP 화하기 위해서는, 추가로 마르텐자이트 및 잔류 γ 를 입계의 3 중점에 균일 조대하게 분산시킬 필요가 있다.

(III) 내식성을 향상시키기 위해서는 Cr 을 0.40 ％ 미만으로 함과 함께 Mn, P 의 함유량을 적정화할 필요가 있다.

I ∼ III 은, 후술하는 Mn 당량을 2.2 이상으로 높게 설정함과 함께, Mn, Mo, Cr 의 첨가량을 억제하여 P, B 를 적극적으로 활용하는 것, 그리고 소둔시의 가열 속도를 5.0 ℃/sec 미만으로 제어함으로써 달성할 수 있다.

즉, 390 ∼ 590 MPa 급의 복합 조직 강에 있어서 내식성을 연강 혹은 340BH 상당으로 향상시키는 관점에서는 적어도 Cr 을 0.40 ％ 미만으로 제어할 필요가 있다. 그러나, Cr 을 저감시키면, Mn 당량이 지나치게 낮아져 펄라이트가 생성되어 신장 플랜지 성형성이 현저하게 열화되고, Cr 을 저감시킨 강에 있어서 Mn 이나 Mo 를 다량으로 첨가하면 페라이트 입자 그리고 마르텐자이트 입자가 지나치게 미세화되어 YP 가 현저하게 상승하므로, 양호한 내식성과 양호한 기계 특성을 양립할 수 없다. 이에 대하여, P (인) 나 B (붕소) 는 제 2 상을 균일 조대하게 분산시키는 작용이 있다. 또한 소둔 과정의 가열 속도의 저감도 제 2 상을 균일하게 분산시키는 작용이 있다. 또, Mn 이나 P 는 내식성을 약간 향상시키는 작용이 있다. 따라서, Mn, Mo, Cr 의 첨가량을 소정 범위로 제어하면서 P, B 를 첨가하고, 소둔 과정의 가열 속도를 저감시킴으로써, 양호한 내식성, 낮은 YP, 높은 신장 플랜지성 모두를 만족시킨 강을 얻을 수 있다. 또한, Mo 나 Cr 과 같은 고가의 원소의 다량 첨가를 필요로 하지 않기 때문에 저비용으로 제조할 수 있다.

본 발명은, 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.

[1] 강의 성분 조성으로서, 질량％ 로, C：0.015 ％ 초과 0.10 ％ 미만, Si：0.5 ％ 이하, Mn：1.0 ％ 이상 1.9 ％ 이하, P：0.015 ％ 이상 0.050 ％ 이하, S：0 % 초과 0.03 ％ 이하, sol.Al：0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하, N：0 % 초과 0.005 ％ 이하, Cr：0.40 ％ 미만, B：0.005 ％ 이하, Mo：0.15 ％ 미만, V：0.4 ％ 이하, Ti：0.020 ％ 미만을 함유하고, 또한 2.2 ≤ [Mneq] ≤ 3.1 및 [％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo] ≤ 1.9, ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) ＜ 3.5 를 만족하고, 잔부 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, 강의 조직으로서, 페라이트와 제 2 상을 갖고, 제 2 상의 체적률이 2 ∼ 12 ％, 제 2 상으로서 1 ∼ 10 ％ 의 체적률의 마르텐자이트와 0 ∼ 5 ％ 의 체적률의 잔류 γ 를 포함하고, 또한 제 2 상에 있어서의 마르텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율이 70 ％ 이상, 제 2 상 체적률 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 체적률의 비율이 50 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

여기서, [Mneq] = [％ Mn] ＋ 1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^* ＋ 2 [％ V] ＋ 3.3 [％ Mo], B^* = [％ B] ＋ [％ Ti] / 48 × 10.8 × 0.9 ＋ [％ Al] / 27 × 10.8 × 0.025 로 나타내고, [％ Mn], [％ Cr], [％ P], [％ B], [％ Ti], [％ Al], [％ V], [％ Mo] 는 Mn, Cr, P, B, Ti, sol.Al, V, Mo 의 각각의 함유량을 나타낸다. [％ B] = 0 일 때에는 B^* = 0, B^* ≥ 0.0022 일 때에는 B^* = 0.0022 로 한다.

[2] ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) ＜ 2.8 을 만족하는 것을 특징으로 하는 [1] 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.

[3] 추가로, 질량％ 로, Nb：0.02 ％ 미만, W：0.15 ％ 이하 및 Zr：0.1 ％ 이하 중 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.

[4] 추가로, 질량％ 로, Cu：0.5 ％ 이하, Ni：0.5 ％ 이하, Ca：0.01 ％ 이하, Ce：0.01 ％ 이하, La：0.01 ％ 이하 및 Mg：0.01 ％ 이하 중 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.

[5] 추가로, 질량％ 로, Sn：0.2 ％ 이하 및 Sb：0.2 ％ 이하 중 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.

[6] [1] 내지 [5] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 연속 용융 아연 도금 라인 (CGL) 에 있어서, 680 ∼ 750 ℃ 의 범위를 5.0 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하고, 그 후 750 ℃ 이상 830 ℃ 이하의 소둔 온도에서 소둔하여, 상기 소둔 온도로부터 아연 도금욕에 침지시킬 때까지의 평균 냉각 속도가 2 ∼ 30 ℃/sec 이고, 또한 480 ℃ 이하의 온도역의 유지 시간이 30 sec 이하가 되도록 냉각시킨 후, 아연 도금욕에 침지시켜 아연 도금하고, 아연 도금 후 5 ∼ 100 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 300 ℃ 이하까지 냉각시키거나, 또는 아연 도금 후 추가로 도금의 합금화 처리를 실시하고, 합금화 처리 후 5 ∼ 100 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 300 ℃ 이하까지 냉각시키는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 내식성이 우수하고, YP 가 낮고, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 저비용으로 제조할 수 있게 되었다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 우수한 내식성, 우수한 내면변형성, 우수한 신장 플랜지성을 겸비하고 있기 때문에, 자동차 부품의 고강도화, 박육화를 가능하게 한다.

도 1 은 YP 와 P 함유량의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2 는 펀칭율 λ 와 P 함유량의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3 은 YP 와 ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) 의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4 는 YP, TS × λ 와 [％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo], 1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^* 의 관계를 나타내는 도면이다.
도 5 는 YP, 펀칭율 λ 와 소둔시의 680 ∼ 750 ℃ 의 범위의 평균 가열 속도의 관계를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명의 상세를 설명한다. 또한, 성분의 양을 나타내는 ％ 는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미한다.

1) 강의 성분 조성

Cr：0.40 ％ 미만

Cr 은 본 발명에 있어서 엄밀하게 제어될 필요가 있는 중요한 원소이다. 즉, 종래, Cr 은 YP 를 저감시키고, 신장 플랜지 성형성을 향상시킬 목적으로 적극적으로 활용되어 왔는데, Cr 은 고가의 원소일 뿐만 아니라, 다량으로 첨가되면 헴 가공부의 내식성을 현저하게 열화시키는 것이 밝혀졌다. 즉, 종래의 YP 가 낮은 복합 조직 강으로 도어 아우터나 후드 아우터의 부품을 제조하여, 습윤 환경 하에서의 내식성을 평가한 바, 헴 가공부의 펀칭 수명이 종래 강보다 1 ∼ 4 년이나 감소하는 강판이 관찰되었다. 예를 들어, Cr 을 0.42 ％ 첨가한 강에서는 펀칭 수명이 1 년 저하되고, Cr 을 0.60 ％ 첨가한 강에서는 펀칭 수명이 2.5 년 저하된다. 이와 같은 펀칭 수명의 저하는, Cr 이 0.40 ％ 미만에서는 작고 0.30 ％ 미만에서는 거의 발생하지 않는 것이 밝혀졌다. 따라서, 양호한 내식성을 확보하기 위해서는, Cr 의 함유량은 0.40 ％ 미만으로 할 필요가 있다. 더욱 우수한 내식성을 부여하기 위해서는, Cr 은 0.30 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. Cr 은 이하에 나타내는 [Mneq] 를 적정화하는 관점에서 임의로 첨가할 수 있는 원소로, 하한은 규정하지 않지만 (Cr：0 ％ 를 함유), 저 YP 화의 관점에서는 Cr 은 0.02 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.05 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.

[Mneq]：2.2 이상 3.1 이하

우수한 신장 플랜지성을 확보하면서 낮은 YP 를 확보하기 위해서는, 적어도 강 조직으로서 페라이트와 주로 마르텐자이트로 이루어지는 복합 조직으로 할 필요가 있다. 종래 강에서는, 신장 플랜지성이 우수하지 않거나, 혹은 YP 혹은 YR 이 충분히 저감되어 있지 않은 강판이 많이 보여, 그 원인을 조사한 결과, 신장 플랜지 성형성이 뒤떨어지는 강판에서는 제 2 상으로서 마르텐자이트와 소량의 잔류 γ 에 추가로 펄라이트가 생성되어 있고, YP 가 높은 강판에서는 마르텐자이트와 소량의 잔류 γ 에 추가로 펄라이트 혹은 베이나이트가 생성되어 있는 것이 밝혀졌다. 이 펄라이트는, 경질인 마르텐자이트에 인접하여 생성되기 쉽고, 전단 단면에 있어서의 크랙의 기점이 되기 쉬우므로, 마르텐자이트를 포함하는 강에서는 미량으로 존재하고 있어도 신장 플랜지 성형성을 현저하게 열화시킨다. 또, 베이나이트는 경질상이며 YP 를 현저하게 상승시킨다.

이 펄라이트나 베이나이트는, 1 ∼ 2 ㎛ 정도로 미세하고 마르텐자이트에 인접하여 생성되어 있으므로, 광학 현미경에서는 마르텐자이트와 식별하는 것은 어렵고, SEM 을 이용하여 3000 배 이상의 배율로 관찰함으로써 식별할 수 있다. 예를 들어, 종래의 0.03 ％ C-1.5 ％ Mn-0.5 ％ Cr 강의 조직을 상세하게 조사하면, 광학 현미경에서의 관찰이나 1000 배 정도의 배율에서의 SEM 에서의 관찰에서는 조대한 펄라이트만이 식별되고, 제 2 상의 체적률에서 차지하는 펄라이트 혹은 베이나이트의 체적률은 10 ％ 정도로 측정되는데, 4000 배의 SEM 관찰로 상세하게 조사를 실시하면, 펄라이트 혹은 베이나이트의 제 2 상의 체적률에서 차지하는 비율은 30 ∼ 40 ％ 를 차지한다. 이와 같은 펄라이트 혹은 베이나이트를 억제함으로써 낮은 YP 와 높은 신장 플랜지 성형성을 동시에 얻을 수 있다.

소둔 후에 완냉각이 실시되는 CGL 열이력에 있어서, 이와 같은 미세한 펄라이트 혹은 베이나이트를 충분히 저감시키기 위해서, 각종 원소의 담금질성을 조사하였다. 그 결과, 지금까지 담금질성 원소로서 잘 알려진 Mn, Cr, Mo, V, B 에 추가로 P 도 큰 담금질성 향상 효과를 가지고 있는 것이 밝혀졌다. 또, B 는 Ti 나 Al 과 복합으로 첨가하면 담금질성 향상 효과가 현저하게 증가하는데, 소정량 이상 첨가해도 담금질성의 향상 효과는 포화하므로, 이들 효과는 다음 식과 같이 Mn 당량식으로서 나타내는 것을 알 수 있었다.

[Mneq] = [％ Mn] ＋ 1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^* ＋ 2 [％ V] ＋ 3.3 [％ Mo]

B^* = [％ B] ＋ [％ Ti] / 48 × 10.8 × 0.9 ＋ [％ Al] / 27 × 10.8 × 0.025

단, [％ B] = 0 인 경우에는 B^* = 0, B^* ≥ 0.0022 일 때에는 B^* = 0.0022 로 한다.

여기서, [％ Mn], [％ Cr], [％ P], [％ B], [％ V], [％ Mo], [％ Ti], [％ Al] 은, Mn, Cr, P, B, V, Mo, Ti, sol.Al 의 각각의 함유량을 나타낸다.

B^* 는, B, Ti, Al 첨가에 의해 고용 B 를 잔존시켜 담금질성을 향상시키는 효과를 나타내는 지표로, B 가 무첨가인 강에서는 B 첨가에 의한 효과는 얻어지지 않으므로 B^* = 0 이다. 또, B^* 가 0.0022 이상인 경우, B 에 의한 담금질성의 향상 효과는 포화하므로, B^* 는 0.0022 가 된다.

이 [Mneq] 를 2.2 이상으로 함으로써 소둔 후에 완냉각이 실시되는 CGL 열이력에 있어서도 펄라이트 그리고 베이나이트가 충분히 억제된다. 따라서, YP 를 저감시키면서 우수한 신장 플랜지 성형성을 확보하기 위해서는, [Mneq] 는 2.2 이상으로 할 필요가 있다. 또한 저 YP 화, 신장 플랜지 성형성 향상의 관점에서는 [Mneq] 는 2.3 이상으로 하는 것이 바람직하고, 2.4 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. [Mneq] 가 3.1 을 초과하는 경우에는, Mn, Mo, Cr, P 의 첨가량이 지나치게 많아져 충분히 낮은 YP, 우수한 내식성을 동시에 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, [Mneq] 는 3.1 이하로 한다.

Mn：1.0 ％ 이상 1.9 ％ 이하

상기 서술한 바와 같이, 저 YP 화하면서 신장 플랜지 성형성을 향상시키기 위해서는, 적어도 [Mneq] 의 적정화가 필요한데, 그것만으로는 불충분하고, Mn 량이나 후술하는 Mo, P, B 의 함유량을 소정 범위로 제어할 필요가 있다. 즉, Mn 은 담금질성을 높여 제 2 상 중의 마르텐자이트의 비율을 증가시키기 위해서 첨가된다. 그러나, 그 함유량이 지나치게 많으면, 소둔 과정에 있어서의 α → γ 변태 온도가 낮아져, 재결정 직후의 미세한 페라이트 입계 혹은 재결정 도중의 회복 입자의 계면에 γ 입자가 생성되므로, 페라이트 입자가 전신 (展伸) 하여 불균일해짐과 함께 제 2 상이 미세화되어 YP 가 상승하므로, Mn 량은 1.9 ％ 이하로 한다. 한편, Mn 량이 지나치게 적으면 다른 원소를 다량으로 첨가해도 충분한 담금질성을 확보하는 것은 곤란해진다. 또, MnS 가 미세하게 다수 분산되어 내식성이 열화된다. 충분한 담금질성 그리고 내식성을 확보하기 위해서 Mn 은 적어도 1.0 ％ 이상 첨가할 필요가 있다.

따라서, Mn 량은 1.0 ％ 이상 1.9 ％ 이하로 한다. 또한 내식성을 향상시키는 관점에서는 Mn 은 1.2 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또한 저 YP 화하는 관점에서는 Mn 량은 1.8 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mo： 0.15 ％ 미만

Mo 는 담금질성을 향상시켜 펄라이트의 생성을 억제하고, 신장 플랜지 성형성을 향상시키는 관점에서 첨가할 수 있다. 그러나, Mo 는 Mn 과 마찬가지로 제 2 상을 미세화하는 작용이 강하고, 또한 페라이트 입자를 미세화하는 작용도 강하다. 따라서, Mo 는 과잉으로 첨가하면 YP 를 현저하게 증가시킨다. 또, Mo 는 매우 고가의 원소로 첨가량이 많으면 현저한 비용 상승으로 이어진다. 따라서, YP 의 저감 그리고 저비용화의 관점에서 Mo 의 첨가량은 0.15 ％ 미만으로 한정한다 (0 ％ 를 포함). 보다 더 저 YP 화하는 관점에서는 Mo 는 0.05 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.02 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. Mo 를 함유하지 않는 것이 가장 바람직하다.

[％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo] ≤ 1.9

저 YP 화하기 위해서는, Mn, Mo 의 각각의 함유량에 더하여 이들 함유량을 소정 범위로 제한할 필요가 있다. 이들 함유량의 가중 당량식인 [％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo] 가 1.9 를 초과하면 YP 가 상승하므로 [％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo] 는 1.9 이하로 할 필요가 있다.

P：0.015 ％ 이상 0.050 ％ 이하

P 는 본 발명에 있어서 저 YP 화와 신장 플랜지 성형성의 향상을 달성하는 중요한 원소이다. 요컨대, P 는 후술하는 Cr 이나 B 와 병용하여 소정 범위에서 함유시킴으로써, 낮은 제조 비용으로 저 YP 화, 우수한 신장 플랜지 성형성이 동시에 얻어짐과 함께, 우수한 내식성의 확보도 가능해진다.

P 는 종래 고용 강화 원소로서 활용되고 있고, 저 YP 화의 관점에서는 저감시키는 것이 바람직한 것으로 생각되고 있었다. 그러나, 상기 서술한 바와 같이 P 는 미량 첨가로도 큰 담금질성의 향상 효과를 가지고 있는 것이 밝혀졌고, 또한 P 는 제 2 상을 페라이트 입계의 3 중점에 균일하고 조대하게 분산시키는 효과가 있으므로, 동일 Mn 당량에서도 Mn 이나 Mo 를 활용하는 것보다도 P 를 활용하는 쪽이 YP 가 낮아지는 것이 밝혀졌다. 또, 강도와 신장 플랜지 성형성의 밸런스를 개선하는 효과나 내식성을 향상시키는 작용도 갖는 것이 밝혀졌다. 따라서, 담금질 원소로서 P 를 활용하여 Mn, Mo 의 첨가량을 삭감함으로써 낮은 YP 와 높은 신장 플랜지 성형성을 동시에 얻을 수 있고, P 를 활용하여 Cr 을 저감시킴으로써 내식성이 현저하게 향상된다.

도 1, 도 2 는, C：0.028 ％, Si：0.01 ％, Mn：1.6 ％, P：0.005 ∼ 0.054 ％, S：0.005 ％, sol.Al：0.05 ％, Cr：0.20 ％, N：0.003 ％, B：0.001 ％ 로 한 강 (기호 ◆) 의 YP, 신장 플랜지 성형성 (펀칭율：λ) 의 관계를 조사한 결과를 나타낸다. 또, 비교로서, Mn：1.9 ％ 로 한 고 Mn 강 (기호 ×), Cr：0.42 ％ 로 한 고 Cr 강 (기호 ○), Cr：tr., Mo：0.18 ％ 로 한 고 Mo 강 (기호 ●) 의 특성값을 함께 나타낸다. 비교 강에 있어서 그 밖의 원소는 P 를 변화시킨 베이스 강과 동일하다.

시험편은 이하의 방법으로 제작하였다. 즉, 27 ㎜ 두께의 슬래브를 1200 ℃ 로 가열 후, 마무리 압연 온도 850 ℃ 에서 2.8 ㎜ 까지 열간 압연하고, 압연 후 즉시 물스프레이 냉각을 실시하여 570 ℃ 에서 1 hr 의 권취 처리를 실시하였다. 또한 0.75 ㎜ 까지 압연율 73 ％ 로 냉간 압연한 후에 680 ∼ 750 ℃ 의 범위의 평균 가열 속도가 2 ℃/sec 가 되도록 가열하고, 780 ℃ 에서 40 sec 균열 유지한 후에, 소둔 온도로부터 460 ℃ 의 아연 도금욕에 침지시킬 때까지의 평균 냉각 속도 7 ℃/sec 이고 또한 480 ℃ 이하의 온도역에서의 유지 시간이 10 sec 가 되도록 냉각시키고, 그 후 460 ℃ 의 아연 도금욕에 침지시키고, 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 도금을 합금화 처리하기 위해서 510 ℃ 에서 15 sec 의 유지를 실시하고, 그 후 300 ℃ 이하의 온도역까지 25 ℃/sec 의 평균 냉각 속도에서 냉각시켜, 0.1 ％ 의 신장률로 조질 (調質) 압연을 실시하였다. 또한, 300 ℃ ∼ 20 ℃ 까지의 냉각 속도는 10 ℃/s 로 하였다.

얻어진 강판으로부터 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여, 인장 시험 (JIS Z 2241 에 준거) 을 실시하였다. 또, 신장 플랜지 성형성은 일본 철강 연맹 규격 JFST1001 의 규정에 준거한 펀칭 시험에 의해 평가하였다. 즉, 가로세로 100 ㎜ × 100 ㎜ 사이즈의 샘플에 펀치 직경 10 ㎜, 다이스 직경 10.2 ㎜ (클리어런스 13 ％) 의 타발 공구를 사용하여 타발 후, 꼭지각 60 도의 원추 펀치를 사용하여, 타발 구멍 형성시에 발생한 버가 외측이 되도록 하여, 판 두께를 관통하는 균열이 발생할 때까지 펀칭을 실시했을 때의 d₀：초기 구멍 직경 (㎜), d：균열 발생시의 구멍 직경 (㎜) 으로서, 펀칭율 λ (％) = ｛(d-d₀)/d₀｝ × 100 으로 하여 구하였다.

도 1, 도 2 로부터, Mn 첨가량을 1.6 ％ 로 비교적 낮게 억제한 강에 있어서 P 를 첨가함으로써 담금질성이 개선되어 페라이트와 마르텐자이트 혹은 잔류 γ 주체의 조직이 됨과 함께 제 2 상이 균일하게 분산되게 되므로, YP 가 현저하게 저하됨과 함께 펀칭율 λ 가 현저하게 증가한다. P 의 첨가량이 0.015 ％ 이상 0.050 ％ 이하일 때에 YP 는 220 MPa 이하로 억제되고, TS × λ ≥ 38000 (MPa·％), λ ≥ 90 ％ 의 높은 λ 가 얻어진다. P 첨가에 의해, TS, λ 의 양자가 증가하므로, TS × λ 는 P 첨가에 의해 현저하게 증가한다. 이에 대하여, Mn 이나 Mo 를 다량으로 첨가한 강은, λ 는 높지만 YP 가 높다. 한편, Cr 을 다량으로 첨가한 강은 YP 가 낮고 λ 도 높지만 Cr 첨가량이 많은 것에 의해 내식성이 현저하게 열위하다.

이와 같은 P 첨가에 의한 저 YP 화, 신장 플랜지성의 향상, 내식성의 개선과 같은 효과를 얻기 위해서는 P 는 적어도 0.015 ％ 이상 첨가할 필요가 있다.

그러나, P 는 0.050 ％ 를 초과하여 첨가되면 담금질성 향상 효과나 조직의 균일화, 조대화 효과가 포화됨과 함께, 고용 강화량이 지나치게 커져 낮은 YP 가 얻어지지 않게 된다. 또, P 는 0.050 ％ 를 초과하여 첨가되면 지철과 도금층의 합금화 반응이 현저하게 지연되어 내파우더링성이 열화된다. 또, 용접성도 열화된다. 따라서, P 량은 0.050 ％ 이하로 한다.

B：0.005 ％ 이하

B 는 페라이트 입자나 마르텐자이트를 균일, 조대화하는 작용, 담금질성을 향상시켜 펄라이트를 억제하는 작용이 있다. 이 때문에, 소정량의 [Mneq] 를 확보하면서 Mn 을 B 로 치환함으로써 높은 신장 플랜지 성형성을 확보하면서, 저 YP 화가 도모된다. 그러나, B 는 0.005 ％ 를 초과하여 첨가하면 주조성이나 압연성이 현저하게 저하된다. 따라서, B 는 0.005 ％ 이하의 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다. B 첨가에 의한 저 YP 화의 효과를 더욱 발휘시키기 위해서는 B 는 0.0002 ％ 이상 첨가하는 것이 좋고, 나아가서는 0.0010 ％ 초과 첨가하는 것이 좋다.

([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) ＜ 3.5

매우 낮은 YP 와 높은 신장 플랜지 성형성을 양립하기 위해서는, Mn 당량의 적정화나 Mn, Mo 의 첨가량의 적정화에 더하여, Mn, Mo 와 같은 제 2 상이나 페라이트 입자를 미세화하는 작용이 있는 원소와 Cr, P, B 와 같은 제 2 상을 균일 조대하게 분산시키는 작용이 있는 원소의 조성비를 소정 범위로 제어할 필요가 있다. 이로써, 제 2 상이 입계의 3 중점에 분산된 조직이 되어, 높은 신장 플랜지 성형성을 유지하면서 낮은 YP 를 얻을 수 있다.

도 3 은 C：0.027 ％, Si：0.01 ％, Mn：1.5 ∼ 2.2 ％, P：0.002 ∼ 0.048 ％, S：0.003 ％, sol.Al：0.06 ％, Cr：0.15 ∼ 0.33 ％, N：0.003 ％, B：0 ∼ 0.0016 ％, Ti：무첨가, Mo：0.01 ％, V：0.01 ％ 로서, [Mneq] 가 2.50 내지 2.55 의 범위에서 거의 일정해지도록 Mn 의 첨가량과 P, Cr, B 의 첨가량을 밸런스시킨 강에 대해 ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) 와 YP 의 관계를 조사한 결과를 나타낸다. 샘플의 제조 방법 그리고 YP 의 평가 방법은 상기 (도 1, 2 의 경우) 와 동일하다. 이로 인해, ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) 가 3.5 미만으로 YP 가 낮아지고, 2.8 미만으로 더욱 낮은 YP 가 얻어진다. 또한, 상기 강은 어느 쪽도 TS ≥ 440 MPa 의 강도를 가지고 있다.

그래서, 적정한 [Mneq], [％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo], ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) 의 범위를 보다 명확화하기 위해서 Mn, P, Cr, B 의 조성을 넓게 변화시킨 강에 대해 기계 특성을 조사하였다. 공시 강의 화학 성분은, C：0.022 ∼ 0.030 ％, Si：0.1 ％, Mn：1.36 ∼ 2.17, P：0.001 ∼ 0.042 ％, S：0.008 ％, sol.Al：0.06 ％, N：0.003 ％, B：0 ∼ 0.0018 ％, Cr：0.20 ∼ 0.38 ％, Mo：0.01 ％, V：0.01 ％, Ti：0 ∼ 0.005 ％ 이고, 제 2 상의 체적률이 약 4 ∼ 5 ％ 의 범위에서 거의 일정해지도록 C 량을 조정하였다. 샘플의 제작 방법은 상기와 동일하다.

얻어진 결과를 도 4 에 나타낸다. 도 4 에 있어서 YP ≤ 215 MPa 또한 TS × λ ≥ 40000 (MPa·％) 의 강판을 ● 로 나타내고, 215 MPa ＜ YP ≤ 220 MPa 또한 TS × λ ≥ 40000 (MPa·％) 의 강판을 ○ 로 나타내고, 215 MPa ＜ YP ≤ 220 MPa 또한 38000 (MPa·％) ≤ TS × λ ＜ 40000 (MPa·％) 의 강판을 △ 로 나타내었다. 또, 상기 특성을 만족하지 않는 YP ＞ 220 MPa 또는 TS × λ ＜ 38000 (MPa·％) 의 강판을 ◆ 로 나타내었다.

이로 인해, [Mneq] 가 2.2 이상, [％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo] 가 1.9 이하, 또한 ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) ＜ 3.5 를 만족할 때에, 낮은 YP 와 높은 TS × λ 가 동시에 얻어지는 것을 알 수 있다. 또한 [Mneq] 가 2.3 이상을 만족함으로써 TS × λ 가 보다 더 향상되고, ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) ＜ 2.8 을 만족할 때에, YP 가 보다 더 저하되어 매우 낮은 YP 와 높은 TS × λ 가 동시에 얻어진다. 이와 같은 강판은 페라이트를 주로 하여 마르텐자이트로 이루어지는 조직을 갖고, 펄라이트나 베이나이트의 생성량은 저감되어 있다. 또, 페라이트 입자는 균일, 조대하고, 마르텐자이트는 주로 페라이트 입자의 3 중점에 균일하게 분산되어 있다. 이상으로부터, [％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo] 는 1.9 이하로 한다. 또, ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) 는 3.5 미만으로 하고, 더욱 바람직하게는 2.8 미만으로 한다.

C：0.015 ％ 초과 0.10 ％ 미만

C 는 소정량의 제 2 상의 체적률을 확보하기 위해서 필요한 원소이다. C 량이 적으면 제 2 상이 형성되지 않게 되어, 펀칭성은 증가하지만, YP 가 현저하게 증가한다. 소정량의 제 2 상의 체적률을 확보하여 충분히 낮은 YP 를 얻기 위해서는, C 는 0.015 ％ 초과로 할 필요가 있다. 내시효성을 향상시켜, YP 를 한층 더 저감시키는 관점에서는 C 는 0.02 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, C 량이 0.10 ％ 이상이 되면 제 2 상의 체적률이 지나치게 많아져 YP 가 증가하고, 신장 플랜지 성형성도 저하된다. 또, 용접성도 열화된다. 따라서, C 량은 0.10 ％ 미만으로 한다. 보다 낮은 YP 를 얻으면서 우수한 신장 플랜지 성형성을 확보하기 위해서는 C 량은 0.060 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 0.040 ％ 미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Si：0.5 ％ 이하

Si 는 미량 첨가함으로써 열간 압연에서의 스케일 생성을 지연시켜 표면 품질을 개선하는 효과, 도금욕 중 혹은 합금화 처리 중의 지철과 아연의 합금화 반응을 적당히 지연시키는 효과, 강판의 미크로 조직을 보다 균일, 조대화하는 효과 등이 있으므로, 이와 같은 관점에서 첨가할 수 있다. 그러나, Si 를 0.5 ％ 초과로 첨가하면 도금 외관 품질이 열화되어 외판 패널에 대한 적용이 어려워짐과 함께 YP 의 상승을 초래하므로, Si 량은 0.5 ％ 이하로 한다. 또한 표면 품질을 향상시켜, YP 를 저감시키는 관점에서 Si 는 0.3 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.2 ％ 미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다. Si 는 임의로 첨가할 수 있는 원소로, 하한은 규정하지 않지만 (Si：0 ％ 를 함유), 상기 관점에서 Si 는 0.01 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.02 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.

S：0 % 초과 0.03 ％ 이하

S 는 적당량 함유시킴으로써 강판의 1 차 스케일의 박리성을 향상시켜, 도금 외관 품질을 향상시키는 작용이 있으므로, 함유시킬 수 있다. 그러나, S 는 그 함유량이 많으면 강 중에 석출되는 MnS 가 지나치게 많아져 강판의 신장이나 신장 플랜지 성형성을 저하시킨다. 또, 슬래브를 열간 압연할 때에 열간 연성을 저하시켜, 표면 결함을 발생시키기 쉽게 한다. 나아가서는 내식성을 약간 저하시킨다. 이 때문에, S 량은 0 % 초과 0.03 ％ 이하로 한다. 신장 플랜지 성형성이나 내식성을 향상시키는 관점에서, S 는 0 % 초과 0.02 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.01 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0 % 초과 0.002 ％ 이하로 하는 것은 더욱 바람직하다.

sol.Al：0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하

Al 은 N 을 고정시켜 B 의 담금질성 향상 효과를 촉진시킬 목적, 내시효성을 향상시킬 목적, 개재물을 저감시켜 표면 품질을 향상시킬 목적으로 첨가된다. B 의 담금질성 향상 효과나 내시효성을 향상시키는 관점에서 sol.Al 의 함유량은 0.01 ％ 이상으로 한다. 이와 같은 효과를 보다 발휘시키기 위해서는, sol.Al 은 0.015 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.04 ％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, sol.Al 을 0.5 ％ 를 초과하여 첨가해도 고용 B 를 잔존시키는 효과나 내시효성을 향상시키는 효과는 포화되어, 불필요하게 비용 상승을 초래한다. 또, 주조성을 열화시켜 표면 품질을 열화시킨다. 이 때문에 sol.Al 은 0.5 ％ 이하로 한다. 우수한 표면 품질을 확보하는 관점에서는 sol.Al 은 0.2 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

N：0 % 초과 0.005 ％ 이하

N 은 강 중에서 BN, AlN, TiN 등의 질화물을 형성하는 원소이며, B 의 저 YP 화하면서 신장 플랜지 성형성을 향상시키는 효과를 BN 의 형성을 통해서 소실시키는 폐해가 있다. 또, 미세한 Aln 을 형성하여 입자 성장성을 저하시켜, YP 의 상승을 초래한다. 나아가서는, 고용 N 이 잔존하면 내시효성이 열화된다. 이와 같은 관점에서 N 은 엄밀하게 제어되어야 한다. N 함유량이 0.005 ％ 를 초과하면 YP 가 상승함과 함께 내시효성이 열화되어, 외판 패널에 대한 적용성이 불충분해진다. 이상으로부터, N 의 함유량은 0 % 초과 0.005 ％ 이하로 한다. AlN 의 석출량을 경감시켜 보다 더 YP 를 저감시키는 관점에서는 N 은 0 % 초과 0.004 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ti：0.020 ％ 미만

Ti 는, N 을 고정시켜 B 의 담금질성을 향상시키는 효과, 내시효성을 향상시키는 효과나 주조성을 향상시키는 효과가 있고, 이와 같은 효과를 보조적으로 얻기 위해서 임의로 첨가할 수 있는 원소이다. 그러나, 그 함유량이 많아지면 강 중에서 TiC 나 Ti (C, N) 와 같은 미세한 석출물을 형성하여 현저하게 YP 를 상승시킴과 함께, 소둔 후의 냉각 중에 TiC 를 생성하여 BH 를 감소시키는 작용이 있으므로, 첨가하는 경우에는 Ti 의 함유량은 적정 범위로 제어할 필요가 있다. Ti 의 함유량이 0.020 ％ 이상이 되면 현저하게 YP 가 증가한다. 따라서, Ti 의 함유량은 0.020 ％ 미만으로 한다. Ti 는 임의로 첨가할 수 있는 원소로, 하한은 규정하지 않지만 (Ti：0 ％ 를 함유), TiN 의 석출에 의해 N 을 고정시켜 B 의 담금질성의 향상 효과를 발휘시키기 위해서는 Ti 의 함유량은 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, TiC 의 석출을 억제하여 낮은 YP 를 얻기 위해서는 Ti 의 함유량은 0.010 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

V：0.4 ％ 이하

V 는 담금질성을 향상시키는 원소이며, YP 나 신장 플랜지 성형성에 미치는 영향은 작고, 도금 품질이나 내식성을 열화시키는 작용도 작으므로, Mn 이나 Cr 의 대체로서 활용할 수 있다. V 는 상기 관점에서 0.002 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.01 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 0.4 ％ 를 초과하여 첨가하면 현저한 비용 증가가 되므로, V 는 0.4 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

잔부는, 철 및 불가피 불순물이지만, 추가로 이하의 원소를 소정량 함유시킬 수도 있다.

하기의 Nb, W 및 Zr 중 적어도 1 종：

Nb：0.02 ％ 미만

Nb 는 조직을 세립화함과 함께 NbC, Nb (C, N) 을 석출시키고 강판을 강화하는 작용이 있으므로, 고강도화의 관점에서 첨가할 수 있다. Nb 는 상기 관점에서 0.002 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 0.02 ％ 이상 첨가하면 YP 가 현저하게 상승하므로, Nb 는 0.02 ％ 미만으로 첨가하는 것이 바람직하다.

W：0.15 ％ 이하

W 는 담금질성 원소, 석출 강화 원소로서 활용할 수 있다. W 는 상기 관점에서 0.002 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 그 첨가량이 지나치게 많으면 YP 의 상승을 초래하므로 W 는 0.15 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

Zr：0.1 ％ 이하

Zr 도 동일하게 담금질성 원소, 석출 강화 원소로서 활용할 수 있다. Zr 은 상기 관점에서 0.002 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 그 첨가량이 지나치게 많으면 YP 의 상승을 초래하므로 Zr 은 0.1 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

하기의 Cu, Ni, Ca, Ce, La 및 Mg 중 적어도 1 종：

Cu：0.5 ％ 이하

Cu 는 내식성을 약간 향상시키므로, 내식성 향상의 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 또, 스크랩을 원료로서 활용할 때에 혼입하는 원소이며, Cu 의 혼입을 허용함으로써 리사이클 자재를 원료 자재로서 활용할 수 있어, 제조 비용을 삭감할 수 있다. 내식성 향상의 관점에서 Cu 는 0.01 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.03 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 그 함유량이 지나치게 많아지면 표면 결함의 원인이 되므로, Cu 는 0.5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ni：0.5 ％ 이하

Ni 도 내식성을 향상시키는 작용이 있는 원소이다. 또, Ni 는 Cu 를 함유시키는 경우에 발생하기 쉬운 표면 결함을 저감시키는 작용이 있다. 따라서, 내식성을 향상시키면서 표면 품질을 개선하는 관점에서 Ni 는 0.01 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.02 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, Ni 의 첨가량이 지나치게 많아지면 가열로 내에서의 스케일 생성이 불균일해져 표면 결함의 원인이 됨과 함께, 현저한 비용 증가가 된다. 따라서, Ni 는 0.5 ％ 이하로 한다.

Ca：0.01 ％ 이하

Ca 는 강 중의 S 를 CaS 로 하여 고정시키고, 나아가서는 부식 생성물 중의 pH 를 증가시켜, 헴 가공부나 스폿 용접부 주변의 내식성을 향상시키는 작용이 있다. 또, CaS 의 생성에 의해 신장 플랜지 성형성을 저하시키는 MnS 의 생성을 억제하여, 신장 플랜지 성형성을 향상시키는 작용이 있다. 이와 같은 관점에서 Ca 는 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Ca 는 용강 중에서 산화물로서 부상 분리되기 쉬워, 강 중에 다량으로 잔존시키는 것은 어렵다. 따라서, Ca 의 함유량은 0.01 ％ 이하로 한다.

Ce：0.01 ％ 이하

Ce 도 강 중의 S 를 고정시켜, 신장 플랜지 성형성 그리고 내식성을 향상시킬 목적으로 첨가할 수 있다. Ce 는 상기 관점에서 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소이므로 다량 첨가하면 비용이 상승된다. 따라서, Ce 는 0.01 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

La：0.01 ％ 이하

La 도 강 중의 S 를 고정시켜, 신장 플랜지 성형성 그리고 내식성을 향상시킬 목적으로 첨가할 수 있다. La 는 상기 관점에서 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소이므로 다량 첨가하면 비용이 상승된다. 따라서, La 는 0.01 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

Mg：0.01 ％ 이하

Mg 는 산화물을 미세 분산시켜, 조직을 균일화하는 관점에서 첨가할 수 있다. Mg 는 상기 관점에서 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함유량이 많으면 표면 품질이 열화되므로, Mg 는 0.01 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

하기의 Sn 및 Sb 중 적어도 1 종：

Sn：0.2 ％ 이하

Sn 은 강판 표면의 질화, 산화, 혹은 산화에 의해 발생하는 강판 표층의 수십 미크론 영역의 탈탄이나 탈 B 를 억제하는 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 이로써, 피로 특성, 내시효성, 표면 품질 등이 개선된다. 질화나 산화를 억제하는 관점에서 Sn 은 0.002 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직한데, 0.2 ％ 를 초과하면 YP 의 상승이나 인성의 열화를 초래하므로 Sn 은 0.2 ％ 이하로 함유시키는 것이 바람직하다.

Sb：0.2 ％ 이하

Sb 도 Sn 과 마찬가지로 강판 표면의 질화, 산화, 혹은 산화에 의해 발생하는 강판 표층의 수십 미크론 영역의 탈탄이나 탈 B 를 억제하는 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 이와 같은 질화나 산화를 억제함으로써 강판 표층에 있어서 마르텐자이트의 생성량이 감소하는 것을 방지하거나, B 의 감소에 의해 담금질성이 저하되는 것을 방지하여, 피로 특성이나 내시효성을 개선한다. 또, 용융 아연 도금의 젖음성을 향상시켜 도금 외관 품질을 향상시킬 수 있다. 질화나 산화를 억제하는 관점에서 Sb 는 0.002 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직한데, 0.2 ％ 를 초과하면 YP 의 상승이나 인성의 열화를 초래하므로 Sb 는 0.2 ％ 이하로 함유시키는 것이 바람직하다.

2) 조직

본 발명의 강판 조직은, 주로 페라이트, 마르텐자이트, 미량의 잔류 γ, 펄라이트, 베이나이트로 이루어지고, 그 밖에 미량의 탄화물을 포함한다. 최초로 이들 조직 형태의 측정 방법을 설명한다.

제 2 상의 체적률은, 강판의 L 단면 (압연 방향으로 평행한 수직 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시켜, 강판 1/4 두께 위치에 있어서 SEM 으로 4000 배의 배율로 10 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 제 2 상의 면적률을 측정함으로써 구하였다. 즉, 본 발명의 강판은 압연 방향, 압연 직각 방향의 조직 형태의 차이가 작고, 어느 방향으로 측정한 제 2 상의 면적률은 거의 동일한 값을 나타냈으므로, 여기서는 L 단면에서 측정한 제 2 상의 면적률을 제 2 상의 체적률로 하였다.

조직 사진에서, 페라이트는 약간 검은 콘트라스트의 영역이며, 탄화물이 라메라 형상 혹은 점렬 형상으로 생성되어 있는 영역을 펄라이트 혹은 베이나이트로 하고, 흰 콘트라스트가 부여되어 있는 입자를 마르텐자이트 혹은 잔류 γ 로 하였다. 마르텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률은, 이 흰 콘트라스트 영역의 면적률을 측정하여 구하였다. 또한, SEM 사진 상에서 관찰되는 직경 0.4 ㎛ 이하의 미세한 점 형상 입자는, TEM 관찰로부터 주로 탄화물이고, 또 이들 면적률은 매우 적기 때문에, 재질에 거의 영향을 미치지 않는 것으로 생각되고, 여기서는 0.4 ㎛ 이하의 입자경의 입자는 체적률의 평가로부터 제외하고, 주로 마르텐자이트이며 미량의 잔류 γ 를 포함하는 흰 콘트라스트의 입자와 펄라이트 및 베이나이트인 라메라 혹은 점렬 형상의 탄화물을 포함하는 조직을 대상으로 하여 체적률을 구하였다. 제 2 상의 체적률은 이들 조직의 총량을 나타낸다. 이와 같은 제 2 상 입자 중, 3 개 이상의 페라이트 입계와 접하고 있는 입자를 페라이트 입계의 3 중점에 존재하는 제 2 상 입자로 하여, 그 체적률을 구하였다. 또한, 제 2 상끼리가 인접하여 존재하고 있는 경우에는, 양자의 접촉 부분이 일단 입계와 동일한 폭으로 되어 있는 것은 별도로 카운트하여, 입계의 폭보다 넓은 경우, 요컨대 어느 폭으로 접촉하고 있는 경우에는 하나의 입자로서 카운트하였다.

잔류 γ 의 체적률은, Co 를 타겟으로 한 KαX 선원을 이용하여, 강판 1/4 두께 위치에서의 X 선 회절에 의한 α 의｛200｝｛211｝｛220｝면, γ 의｛200｝｛220｝｛311｝면의 적분 강도비로부터 구하였다.

마르텐자이트의 체적률은, 상기 SEM 관찰에 의해 구해진 마르텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률로부터 X 선 회절에 의해 구해진 잔류 γ 의 체적률을 뺌으로써 구하였다.

제 2 상의 체적률：2 ∼ 12 ％

낮은 YP 를 얻기 위해서는, 제 2 상의 체적률을 2 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 제 2 상의 체적률이 12 ％ 를 초과하면 YP 가 상승함과 함께 신장 플랜지 성형성이 열화된다. 따라서, 제 2 상의 체적률은 2 ∼ 12 ％ 의 범위로 한다. 더욱 낮은 YP 와 우수한 신장 플랜지 성형성을 얻기 위해서는 제 2 상의 체적률은 10 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 8 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하고, 6 ％ 이하로 하는 것이 보다 더 바람직하다.

마르텐자이트의 체적률：1 ∼ 10 ％

낮은 YP 를 얻기 위해서는, 마르텐자이트의 체적률을 1 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 마르텐자이트의 체적률이 10 ％ 를 초과하면 YP 가 상승함과 함께 신장 플랜지 성형성이 열화된다. 따라서, 마르텐자이트의 체적률은 1 ∼ 10 ％ 의 범위로 한다. 더욱 낮은 YP 와 우수한 신장 플랜지 성형성을 얻기 위해서는 마르텐자이트의 체적률은 8 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고 6 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

잔류 γ 의 체적률：0 ∼ 5 ％

본 발명에 있어서 잔류 γ 는 0 ∼ 5 ％ 함유시킬 수 있다. 즉, 본 발명에 있어서는, 강의 성분 조성이 적정화되어 있고, 또한 CGL 에 있어서의 가열 속도, 냉각 속도, 480 ℃ 이하에 있어서의 유지 시간이 적정화되어 있으므로, 잔류 γ 는 조대하게 주로 입계의 3 중점에 생성되어 있다. 또, 잔류 γ 는 마르텐자이트나 베이나이트와 비교하면 연질이고, 마르텐자이트의 주위에 형성되는 담금질 변형도 갖고 있지 않았다. 이 때문에, 본 강에서 형성되는 잔류 γ 는 체적률이 5 ％ 이하에서는 YP 의 상승에 거의 기여하지 않는 것이 밝혀졌다. 그러나, 잔류 γ 의 체적률이 5 ％ 를 초과하면 YP 가 조금 상승함과 함께 신장 플랜지 성형성이 열화된다. 따라서, 잔류 γ 의 체적률은 0 ∼ 5 ％ 의 범위로 한다. 신장 플랜지 성형성을 향상시키는 관점에서는 잔류 γ 의 체적률은 4 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 3 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

제 2 상 체적률에 대한 마르텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율：70 ％ 이상

소둔 후에 완냉각이 실시되는 CGL 의 열이력에서는 [Mneq] 가 적정화되어 있지 않으면, 마르텐자이트에 인접하여 미세한 펄라이트가 생성되어 신장 플랜지 성형성이 현저하게 열화됨과 함께, 베이나이트가 생성되어 YP 를 상승시킨다. 펄라이트 그리고 베이나이트를 충분히 억제하여 낮은 YP 와 우수한 신장 플랜지 성형성을 동시에 확보하기 위해서는, 제 2 상 체적률에 대한 마르텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율을 70 ％ 이상으로 할 필요가 있다.

제 2 상 체적률 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 체적률의 비율：50 ％ 이상

우수한 신장 플랜지 성형성을 확보하면서 YP 를 충분히 저감시키기 위해서는, 제 2 상의 종류나 체적률의 제어에 더하여, 제 2 상의 존재 위치도 적정화할 필요가 있다. 요컨대, 동일한 제 2 상 체적률, 동일한 제 2 상에 대한 마르텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율의 강판이어도, 제 2 상이 미세하고 제 2 상이 불균일하게 생성된 강판에서는 YP 가 높다. 또, 제 2 상이 불균일하게 생성되면 신장 플랜지 성형성이 저하된다. 이에 대하여 제 2 상이 주로 입계 3 중점에 균일, 조대하게 분산된 강판에서는 높은 신장 플랜지 성형성을 유지하면서 YP 가 저감되는 것을 지견하였다. 또, 이와 같은 낮은 YP 와 높은 신장 플랜지 성형성을 얻기 위해서는, 제 2 상 체적률 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 체적률의 비율을 50 ％ 이상으로 제어하면 되는 것을 지견하였다. 요컨대, 제 2 상의 존재 위치로서는, 페라이트 입자 내, 페라이트 입계의 어느 것을 생각할 수 있는데, 제 2 상은 에너지적으로 안정적인 페라이트 입계를 통상적으로는 선택하여 생성한다. 통상, 제 2 상 중 80 ％ 이상은 페라이트 입계로 석출된다. 이 때문에, 제 2 상은 페라이트 입계 상에 연결되어 생성되기 쉽고, 불균일하게 분산되기 쉽다. 한편, 강 조성이나 소둔 조건을 적정화함으로써, 페라이트 입계 중에서도 입계의 3 중점에 제 2 상을 분산시킬 수 있다. 이 경우, 제 2 상은 균일하게 분산된다. 조직 형태를 이와 같이 제어함으로써, 제 2 상을 조대하게 분산시키면서 제 2 상 끼리를 연결한 지점을 저감시킬 수 있고, YP 를 저감시키면서 높은 신장 플랜지 성형성을 유지할 수 있다. YP 가 저감되는 이유에 대해서는 반드시 분명하지 않지만, 제 2 상이 균일, 조대하게 분산되어 마르텐자이트 입자끼리의 간격이 충분히 확보됨으로써, 초기의 마르텐자이트 주위로부터의 변형이 용이하게 발생하게 되는 것으로 생각된다. 따라서, 제 2 상 체적률 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 체적률의 비율은 50 ％ 이상으로 한다.

이와 같은 조직 형태는, Mn, Mo, Cr, P, B 등의 조성 범위를 적정화하고, 또한 소둔시의 가열 속도 등을 적정화함으로써 얻어진다.

3) 제조 조건

본 발명의 강판은, 상기 서술한 바와 같이, 상기와 같이 한정된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 연속 용융 아연 도금 라인 (CGL) 에 있어서, 680 ∼ 750 ℃ 의 온도 범위를 5.0 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하고, 다시 750 ℃ 이상 830 ℃ 이하의 소둔 온도에서 소둔하여, 상기 소둔 온도로부터 아연 도금욕에 침지시킬 때까지의 평균 냉각 속도가 2 ∼ 30 ℃/sec 이고 또한 480 ℃ 이하의 온도역의 유지 시간이 30 sec 이하가 되도록 냉각시킨 후, 아연 도금욕에 침지시켜 아연 도금하고, 아연 도금 후 5 ∼ 100 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 300 ℃ 이하까지 냉각시키거나, 혹은 아연 도금 후 추가로 도금의 합금화 처리를 실시하고, 합금화 처리 후 5 ∼ 100 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 300 ℃ 이하까지 냉각시키는 방법에 의해 제조할 수 있다.

열간 압연：

강 슬래브를 열간 압연하기 위해서는, 슬래브를 가열 후 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브를 가열하지 않고 직접 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브에 단시간 가열 처리를 실시하여 압연하는 방법 등에 의해 실시할 수 있다. 열간 압연은, 통상적인 방법에 따라 실시하면 되고, 예를 들어, 슬래브 가열 온도는 1100 ∼ 1300 ℃, 마무리 압연 온도는 Ar₃ 변태점 ∼ Ar₃ 변태점 ＋ 150 ℃, 권취 온도는 400 ∼ 720 ℃ 로 하면 된다. r 값의 면 내 이방성을 저감시키는 관점, BH 를 향상시키는 관점에서는, 열연 후의 냉각 속도는 20 ℃/sec 이상으로 하는 것이 바람직하고, 권취 온도는 600 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

외판용의 미려한 도금 표면 품질을 얻기 위해서는, 슬래브 가열 온도는 1250 ℃ 이하로 하여 강판 표면에 생성된 1 차, 2 차 스케일을 제거하기 위해서 디스케일링을 충분히 실시하여, 마무리 압연 온도를 900 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

냉간 압연：

냉간 압연에서는, 압연율을 50 ∼ 85 ％ 로 하면 된다. r 값을 향상시켜 딥 드로잉성을 향상시키는 관점에서는 압연율은 65 ∼ 73 ％ 로 하는 것이 바람직하고, r 값이나 YP 의 면 내 이방성을 저감시키는 관점에서는, 압연율은 70 ∼ 85 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

CGL：

냉간 압연 후의 강판에는, CGL 로 소둔과 도금 처리, 또는 도금 처리 후 다시 합금화 처리가 실시된다. 소둔시의 가열 속도는 저 YP 와 우수한 신장 플랜지 성형성을 양립하기 위한 원하는 조직 형태를 얻기 위해서 제어해야 할 중요한 제조 조건이다. 도 5 에 C：0.028 ％, Si：0.01 ％, Mn：1.73 ％, P：0.030 ％, Cr：0.15 ％, sol.Al：0.06 ％, B：0.0013 ％ 를 함유하는 강에 있어서의 소둔시의 680 ∼ 750 ℃ 의 평균 가열 속도와 YP, 펀칭율의 관계를 나타낸다. 또한, 가열 속도 이외의 샘플 제작 조건에 대해서는 앞 (도 1, 2 의 경우) 과 동일한 조건으로 하였다. 소둔시의 가열 속도가 5.0 ℃/sec 미만이 되면 제 2 상이 균일, 조대하게 분산되어, YP 가 현저하게 저하된다. 또, 이 때, 펀칭율은 높은 값을 유지한다. 요컨대, 가열 속도를 적정화함으로써 낮은 YP 와 높은 신장 플랜지 성형성을 양립할 수 있다. 소둔시의 680 ∼ 750 ℃ 에 있어서의 가열 속도가 YP 에 현저한 영향을 미치는 것은, 이 온도역에서 재결정과 α → γ 변태가 동시에 진행되기 때문으로, 가열 속도가 빠르면 재결정이 충분히 완료되지 않은 상태에서 α → γ 변태가 진행되고, γ 가 미재결정 입자의 계면에 다수 생성되어 냉각 후에 제 2 상이 미세 분산되기 때문이다. 이상으로부터, 소둔시의 680 ∼ 750 ℃ 의 평균 가열 속도는 5.0 ℃/sec 미만으로 한다.

소둔 온도는 750 ℃ 이상 830 ℃ 이하로 한다. 750 ℃ 미만에서는 탄화물의 고용이 불충분해져, 안정적으로 제 2 상의 체적률을 확보할 수 없게 된다. 830 ℃ 초과에서는 펄라이트나 베이나이트가 생성되기 쉬워지거나 잔류 γ 의 생성량이 지나치게 많아져 충분히 낮은 YP 가 얻어지지 않게 된다. 균열 시간은 통상적인 연속 소둔으로 실시되는 750 ℃ 이상의 온도역에서 20 sec 이상 200 sec 이하이면 되고, 40 sec 이상 200 sec 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

균열 후는, 소둔 온도로부터 통상 450 ∼ 500 ℃ 로 유지되어 있는 아연 도금욕에 침지시킬 때까지의 평균 냉각 속도가 2 ∼ 30 ℃/sec 가 되고, 또한 당해 냉각 과정에 있어서의 480 ℃ 이하의 온도역의 유지 시간이 30 sec 이하가 되도록 냉각시킨다. 냉각 속도를 2 ℃/sec 이상으로 함으로써, 500 ∼ 650 ℃ 의 온도역에서 펄라이트가 생성되는 것을 억제하여, 우수한 신장 플랜지 성형성을 얻을 수 있다. 또, 냉각 속도를 30 ℃/sec 이하로 함으로써, 베이나이트나 잔류 γ 의 생성량이 과잉이 되는 것을 억제함과 함께, 입계 3 중점 이외에 생성되는 제 2 상의 체적률을 저감시켜, YP 를 낮게 억제할 수 있다. 또, 480 ℃ 이하의 온도역에서의 유지 시간을 30 sec 이하로 함으로써, 미세한 베이나이트, 미세한 잔류 γ, 미세한 마르텐자이트가 입계 3 중점 이외의 위치에서 생성되는 것을 억제하여, YP 를 낮게 억제할 수 있다.

그 후, 아연 도금욕에 침지시키고 아연 도금하는데, 필요에 따라 다시 470 ∼ 650 ℃ 의 온도역에서 40 sec 이내 유지함에 따라 합금화 처리를 실시할 수도 있다. 종래의 [Mneq] 가 적정화되어 있지 않은 강판에서는 이와 같은 합금화 처리를 실시함으로써 재질이 현저하게 열화되어 있었지만, 본 발명의 강판에서는 YP 의 상승이 작아, 양호한 재질을 얻을 수 있다.

아연 도금 후 혹은 합금화 처리하는 경우에는 합금화 처리 후, 평균 냉각 속도 5 ∼ 100 ℃/sec 의 냉각 속도로 300 ℃ 이하까지 냉각시킨다. 냉각 속도가 5 ℃/sec 보다 느리면 550 ℃ 부근에서 펄라이트가, 또 400 ℃ ∼ 450 ℃ 의 온도역에서 베이나이트가 생성되어 YP 를 상승시킨다. 또, 냉각 종료 온도가 300 ℃ 를 초과하면 마르텐자이트의 템퍼링이 현저하게 진행되어 YP 가 상승한다. 한편, 냉각 속도가 100 ℃/sec 보다 크면 연속 냉각 중에 발생하는 마르텐자이트의 자기 템퍼링이 불충분해져 마르텐자이트가 경질화되기 쉬워 신장 플랜지 성형성이 저하된다. 300 ℃ 미만의 온도역의 냉각 속도에 대해서는 특별히 규정하지 않지만, 기존의 소둔 설비의 냉각 라인 형상이나 냉각 방식 중에서 취할 수 있는 0.1 ∼ 1000 ℃/s 의 통상적인 범위의 냉각 속도로 냉각시키면 원하는 특성이 얻어진다. 템퍼링 조질 처리가 가능한 설비가 있는 경우에는, 저 YP 화의 관점에서 300 ℃ 이하의 온도에서 30 sec ∼ 10 min 의 과시효 처리를 실시하는 것도 가능하다.

얻어진 아연 도금 강판에, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형성을 안정화시키는 관점에서 스킨 패스 압연을 실시할 수 있다. 그 경우는, 저 YP, 고 El 화의 관점에서 스킨 패스 신장률은 0.1 ∼ 0.6 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

실시예

표 1 및 표 2 에 나타내는 강번 A ∼ AL 의 강을 용제 후, 두께 230 ㎜ 의 슬래브에 연속 주조하였다.

이 슬래브를 1180 ∼ 1250 ℃ 로 가열 후, 820 ∼ 900 ℃ 의 범위의 마무리 압연 온도에서 열간 압연을 실시하였다. 그 후, 15 ∼ 35 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 640 ℃ 이하까지 냉각시켜, 권취 온도 CT：400 ∼ 640 ℃ 에서 권취하였다. 얻어진 열연판은 70 ∼ 77 ％ 의 압연율로 냉간 압연을 실시하여, 판 두께 0.8 ㎜ 의 냉연판으로 하였다.

얻어진 냉연판을, CGL 에 있어서, 표 3, 표 4 및 표 5 에 나타내는 바와 같이, 680 ∼ 750 ℃ 의 온도역의 가열 속도 (평균 가열 속도) 가 0.8 ∼ 18 ℃/sec 가 되도록 가열하여, 소둔 온도 AT 로 40 sec 소둔하고, 소둔 온도 AT 로부터 도금욕 온도까지의 평균 냉각 속도를 표 3, 표 4 및 표 5 에 나타내는 1 차 냉각 속도로 냉각시켰다. 또, 이 때, 480 ℃ 이하로 냉각된 후에 도금욕에 침지될 때까지의 시간을 480 ℃ 이하의 유지 시간으로서 표 3, 표 4 및 표 5 에 나타내었다. 그 후, 용융 아연 도금욕에 침지시켜 아연 도금하고, 다시 합금화 처리를 실시한 후에, 혹은 아연 도금 후 합금화 처리하지 않는 것은, 아연 도금 후, 도금욕온으로부터 300 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 표 3, 표 4 및 표 5 에 나타내는 2 차 냉각 속도가 되도록 하여 300 ℃ 이하로 냉각시키고, 아연 도금 후 합금화 처리하는 것은 합금화 처리 후, 합금화 온도로부터 300 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 표 3, 표 4 및 표 5 에 나타내는 2 차 냉각 속도가 되도록 하여 300 ℃ 이하로 냉각시켰다. 아연 도금은, 욕온：460 ℃, 욕 중 Al：0.13 ％ 로 실시하고, 합금화 처리는, 도금욕 침지 후, 15 ℃/sec 의 평균 가열 속도로 480 ∼ 540 ℃ 까지 가열하여 도금 중 Fe 함유량이 9 ∼ 12 ％ 의 범위가 되도록 10 ∼ 25 sec 유지하여 실시하였다. 도금 부착량은 편측당 45 g/㎡ 로 하여 양면에 부착시켰다. 또한, 300 ℃ ∼ 20 ℃ 까지의 냉각 속도는 10 ℃/s로 하였다. 얻어진 용융 아연 도금 강판에 0.1 ％ 의 신장률의 조질 압연을 실시하여, 샘플 채취하였다.

얻어진 샘플에 대해, 앞서 서술한 방법에 의해 제 2 상의 체적률, 제 2 상 체적률에 대한 마르텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율 (제 2 상 중의 마르텐자이트 및 잔류 γ 의 비율), 제 2 상 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 체적률의 비율 (제 2 상 중의 입계 3 중점에 존재하는 제 2 상의 비율) 을 조사하였다. 또, SEM 관찰에 의해 강 조직의 종별을 분리하였다. 또한 압연 방향과 직각 방향으로부터 JIS 5 호 시험편을 채취하여 인장 시험 (JIS Z 2241 에 준거) 을 실시하여, YP, TS 를 평가하였다. 또, 앞서 서술한 방법에 의해 펀칭율 λ 를 평가하였다.

또한 헴 가공부나 스폿 용접부 주변을 모의한 구조체에 의해 각 강판의 내식성을 평가하였다. 즉, 얻어진 강판을 2 장 중첩하여 스폿 용접하여 강판끼리가 밀착한 상태로 하고, 다시 실차 (實車) 에서의 도장 공정을 모의한 화성 처리, 전착 도장을 실시한 후에 SAE J 2334 부식 사이클 조건에 의해 부식 시험을 실시하였다. 전착 도장 막 두께는 20 ㎛ 로 하였다. 90 사이클 경과 후의 부식 샘플에 대해 부식 생성물을 제거하고, 미리 측정해 둔 원판 두께로부터의 판 두께의 감소량을 구하여 부식 감량으로 하였다.

결과를 표 3, 표 4 및 표 5 에 나타낸다.

본 발명예의 강판은, 종래의 Cr, Mn, P 의 함유량이 적정화되어 있지 않은 강과 비교하면 부식 감량이 현저하게 저감되고, 또한 Mn 당량이 낮은 강, Mn 을 다량으로 첨가한 강, Mo 를 첨가한 강, 혹은 소둔시의 가열 속도가 적정화되어 있지 않은 강과 비교하면 동일 TS 레벨의 강에서는 낮은 YP, 즉 낮은 YR 을 가지면서 높은 펀칭율 λ 을 동시에 가지고 있다.

즉, 종래의 Cr 을 다량으로 첨가한 강 V, W 는 부식 감량이 0.53 ∼ 0.78 ㎜ 로 현저하게 크다. 이와 같은 강은 실부품에서의 펀칭 수명이 1 ∼ 2.5 년이나 저하되므로, 외판 패널로서의 사용이 어렵다. 또, Cr 은 0.40 ％ 미만에서도 P 나 Mn 의 함유량이 적정화되어 있지 않은 강 T, U, Y 는 부식 감량이 0.43 ∼ 0.46 ㎜ 로 약간 크다. 이에 대하여, 본 발명 강의 부식 감량은 0.22 ∼ 0.39 ㎜ 로 대폭 저감되어 있다. 또한, 표에는 기재하지 않지만, 종래의 340BH 에 대해도 내식성의 평가를 함께 실시한 바, 부식 감량은 0.34 ∼ 0.37 ㎜ 였다. 또한, 본 강 (종래의 340BH) 의 화학 성분은, C：0.002 ％, Si：0.01 ％, Mn：0.4 ％, P：0.05 ％, S：0.008 ％, Cr：0.04 ％, sol.Al：0.06 ％, Nb：0.01 ％, N：0.0018 ％, B：0.0008 ％ 였다. 이와 같이, 본 발명 강은, 종래 강과 거의 동등한 내식성을 가지고 있는 것을 알 수 있다. 그 중에서도, Cr 량을 0.30 ％ 미만으로 한 성분 강이나, Cr 량을 보다 더 저감시키면서 P 를 다량으로 첨가한 강 G, H, I, J, K 나, 나아가서는 Cr 의 저감, P 의 다량 첨가에 더하여 Ce, Ca, La 도 복합으로 첨가한 강 M, R, S 도 내식성이 양호하고, Cu, Ni 를 복합으로 첨가한 강 N 에서는 특히 내식성이 양호하다.

이와 같이 Cr 을 저감시켜 P 량을 적정화함으로써 내식성을 향상시킨 강에 있어서도, 또한 Mn 당량, Mn, Mo 의 첨가량 ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*), 소둔시의 가열 속도를 적정화한 강은, 펄라이트나 베이나이트의 생성이 억제됨과 함께, 입계 3 중점에 존재하는 제 2 상의 비율이 높아, 높은 신장 플랜지 성형성을 유지하면서 낮은 YP 가 얻어진다. 예를 들어, 소둔시의 가열 속도를 5.0 ℃/sec 미만으로 한 강 A 는 TS：440 MPa 급으로 220 MPa 이하의 낮은 YP, 49 ％ 이하의 낮은 YR 과 38000 MPa·％ 이상의 높은 TS × λ (펀칭율) 를 나타낸다. 강 B, C 는 Mn 량을 감소시키면서 P, B 량을 증가시켜 ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) 를 동일 Mn 당량으로 순차 저감시킨 것으로, 동일 가열 속도의 강으로 비교하면, 강 A, B, C 의 순서로 입계 3 중점에 존재하는 제 2 상의 비율이 증가하고, YP 가 저감되어 있다. 또, 강 D, E 로부터, [Mneq] ≥ 2.2 로 제 2 상 중의 마르텐자이트 및 잔류 γ 의 비율이 증가하여 낮은 YP 와 높은 TS × λ (펀칭율) 가 얻어지고, ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) 를 본 발명 범위로 제어하면서 [Mneq] 를 증가시킴으로써 더욱 YP 는 저감되고 λ 가 향상되는 것을 알 수 있다.

또, C 량을 순차 증가시킨 강 G (TS：390 MPa 강), H (TS：490 MPa 강), I (TS：540 MPa 강), J (TS：590 MPa 강) 는, TS 의 증가에 의해 YS 는 증가하고, λ 는 저하되는데, Mn, Mo 량이나 ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) 가 제어되어 있지 않은 종래 강과 비교하여 동일 강도 레벨에서는 동등 이상의 높은 TS × λ (펀칭율) 를 가지면서, 낮은 YP 를 가지고 있다.

또한, 표 3, 표 4 및 표 5 에 기재된 발명예의 강판은 모두 제 2 상 중 80 ％ 이상이 페라이트 입계에 생성되어 있고, 페라이트 입계 중에서도 입계의 3 중점에 존재하는 제 2 상의 비율을 증가시키는 것이 높은 신장 플랜지 성형성을 유지하면서 저 YP 화하는 데에 필요하다는 것을 알 수 있다.

본 발명 범위의 성분 강은, 소둔 온도, 소둔시의 가열 속도, 1 차 냉각 속도, 480 ℃ 이하의 온도역에서의 유지 시간, 2 차 냉각 속도가 소정 범위에 있으면, 소정의 조직 형태가 얻어지고, 양호한 재질이 얻어지고 있다. 그 중에서도, 소둔시의 가열 속도를 저감시켜, 480 ℃ 이하의 온도역에서의 유지 시간을 저감시킴으로써 제 2 상 중의 마르텐자이트 비율이나 제 2 상 중의 입계 3 중점에 존재하는 제 2 상의 비율이 증가하여, 보다 더 낮은 YP 와 높은 펀칭율 λ 가 얻어진다.

이에 대하여, [Mneq] 가 적정화되어 있지 않은 강 T, Y 는 YP 가 높고 펀칭율 λ 가 낮다. [Mneq] 가 적정화되어 있어도 ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) 가 적정화되어 있지 않은 강 U 는 YP 가 높다. P 가 과잉으로 첨가된 강 AC 는 YP 가 높다. Mo 가 다량으로 첨가된 강 AD 는 YP 가 높다. Ti, C, N 이 적정화되지 않은 강 AE, AF, AG 는 모두 YP 가 높다.

산업상 이용가능성

본 발명에 의하면, 내식성이 우수하고, YP 가 낮고, 펀칭율이 높은 고강도 용융 아연 도금 강판을 저비용으로 제조할 수 있게 된다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 우수한 내식성, 우수한 내면변형성, 우수한 신장 플랜지 성형성을 겸비하고 있기 때문에, 자동차 부품의 고강도화, 박육화를 가능하게 한다.

Claims

강의 성분 조성으로서, 질량％ 로, C：0.015 ％ 초과 0.10 ％ 미만, Si：0.5 ％ 이하, Mn：1.0 ％ 이상 1.9 ％ 이하, P：0.015 ％ 이상 0.050 ％ 이하, S：0 % 초과 0.03 ％ 이하, sol.Al：0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하, N：0 % 초과 0.005 ％ 이하, Cr：0.40 ％ 미만, B：0.005 ％ 이하, Mo：0.15 ％ 미만, V：0.4 ％ 이하, Ti：0.020 ％ 미만을 함유하고, 또한 2.2 ≤ [Mneq] ≤ 3.1 및 [％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo] ≤ 1.9, ([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) ＜ 3.5 를 만족하고, 잔부 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, 강의 조직으로서, 페라이트와 제 2 상을 갖고, 제 2 상의 체적률이 2 ∼ 12 ％, 제 2 상으로서 1 ∼ 10 ％ 의 체적률의 마르텐자이트와 0 ∼ 5 ％ 의 체적률의 잔류 γ 를 포함하고, 또한 제 2 상에 있어서의 마르텐자이트 및 잔류 γ 의 체적률의 비율이 70 ％ 이상, 제 2 상 체적률 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 체적률의 비율이 50 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
여기서, [Mneq] = [％ Mn] ＋ 1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^* ＋ 2 [％ V] ＋ 3.3 [％ Mo], B^* = [％ B] ＋ [％ Ti] / 48 × 10.8 × 0.9 ＋ [％ Al] / 27 × 10.8 × 0.025 로 나타내고, [％ Mn], [％ Cr], [％ P], [％ B], [％ Ti], [％ Al], [％ V], [％ Mo] 는 Mn, Cr, P, B, Ti, sol.Al, V, Mo 의 각각의 함유량을 나타낸다. [％ B] = 0 일 때에는 B^* = 0, B^* ≥ 0.0022 일 때에는 B^* = 0.0022 로 한다.
제 1 항에 있어서,
([％ Mn] ＋ 3.3 [％ Mo]) / (1.3 [％ Cr] ＋ 8 [％ P] ＋ 150 B^*) ＜ 2.8 을 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Nb：0.02 ％ 미만, W：0.15 ％ 이하 및 Zr：0.1 ％ 이하 중 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Cu：0.5 ％ 이하, Ni：0.5 ％ 이하, Ca：0.01 ％ 이하, Ce：0.01 ％ 이하, La：0.01 ％ 이하 및 Mg：0.01 ％ 이하 중 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Sn：0.2 ％ 이하 및 Sb：0.2 ％ 이하 중 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 연속 용융 아연 도금 라인 (CGL) 에 있어서, 680 ∼ 750 ℃ 의 범위를 5.0 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하고, 그 후 750 ℃ 이상 830 ℃ 이하의 소둔 온도에서 소둔하여, 상기 소둔 온도로부터 아연 도금욕에 침지시킬 때까지의 평균 냉각 속도가 2 ∼ 30 ℃/sec 이고 또한 480 ℃ 이하의 온도역의 유지 시간이 30 sec 이하가 되도록 냉각시킨 후, 아연 도금욕에 침지시켜 아연 도금하고, 아연 도금 후 5 ∼ 100 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 300 ℃ 이하까지 냉각시키거나, 또는 아연 도금 후 추가로 도금의 합금화 처리를 실시하고, 합금화 처리 후 5 ∼ 100 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 300 ℃ 이하까지 냉각시키는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.