KR101449135B1 - 가공성 및 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

가공성 및 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 소부경화량(BH)이 30MPa 이상이고, 연신율이 35% 이상으로서 상온에서 내시효성이 우수하며 연성이 우수하고, 동시에 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판을 제공하는 것이다.
이를 위해, 본 발명에서는 극저탄소강 포함되는 성분조성을 제어하면서 제조조건을 적정화하여 결정립 및 석출물을 제어함과 동시에 합금상을 제어함을 특징으로 한다.

Description

가공성 및 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법 {BAKING HARDENING TYPE GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT FORMABILITY AND POWDERING RESISTANCE, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 자동차, 가전제품 등의 소재로 사용되는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
자동차 또는 가전제품 등에 적용되는 용융아연강판은 강도와 더불어 우수한 성형성 및 도금성이 요구된다.
종래에는 자동차 차체의 경량화 및 승객 안정성 확보를 위해 높은 인장강도를 가진 고강도 강판을 적극적으로 채용하였으며, 이러한 고강도 강판은 자동차 안전 규제법, 연비 규제법, 배기가스 규제법 등 자동차 산업을 둘러싼 각종 법률 규제 등과 밀접과 관련을 가지면서 개발되어 왔다. 더욱이, 고유가에 의한 연비 규제가 강화되어 자동차의 경량화가 자동차 업계의 주요 관심사로 부각되면서 연구 개발이 한정 가속화되어 많은 종류의 고강도 강판이 개발되어 왔다.
한편, 가공성이 요구되는 강판으로는 P첨가 Al 킬드(killed)강과 심가공용 고장력 강이 개발되었다. 그러나, Al 킬드강은 상소둔을 행하여 제조되므로, 상소둔은 소둔 시간이 길고, 생산성이 낮으며, 부위별로 재질편차가 심하다는 단점이 있다.
상기의 문제점을 해결하기 위한 방안으로서, 강력한 탄, 질화물 형성 원소를 첨가하는 연속소둔의 방법이 제안되었으며, 상기 방법으로 가공성을 향상시킨 고장력강인 IF(Interstitial Free Steel)강에 대한 연구 개발이 활발히 진행되었다. 그러나, 이러한 IF강을 제조하기 위해서는 강력한 탄, 질화물 형성원소인 Ti, Nb 등의 원소를 첨가하여야 하는데, 이들 원소는 재결정온도를 상승시키므로 고온에서 소둔을 실시하여야 하며, 이러할 경우 목적하는 인장강도와 연신율의 확보가 곤란하다는 문제가 있다.
상기 방안 이외에도, Ti, Nb 등을 첨가하지 않으면서 MnS, CuS 등의 석출물들을 이용한 극저탄소강도 제안되었으나, 이 또한 시효현상 등에 의한 재질 불량이 다량 발생하는 문제가 있다.
본 발명의 일 측면은, 첨가되는 원소 및 석출물의 제어를 통해 가공성을 향상시킨 소부경화형 합금화 용융아연도금강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 또 다른 측면은, 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.002~0.004%, 망간(Mn): 0.3~0.8%, 인(P): 0.06% 이하, 황(S): 0.008% 이하, 실리콘(Si): 0.001~0.007%, 알루미늄(Al): 0.01~0.04%, 니오븀(Nb): 0.005~0.020%, 구리(Cu): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C 및 Nb의 성분비(C/Nb)가 0.01~0.50이고,
CuS, MnS 및 CuMnS 중 1종 이상의 석출물을 포함하고, 상기 석출물의 평균 결정입도는 100~400nm이고, 상기 석출물의 평균 밀도는 0.01~0.20개/μm2이고,
강판의 미세조직은 페라이트 단상조직으로 이루어지고,
강판 표면에 합금화 용융아연도금층을 포함하는 가공성 및 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1250℃로 재가열하는 단계;
마무리 압연온도를 Ar3~950℃로 하여 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계;
상기 열연강판을 700~750℃에서 권취하는 단계;
상기 권취 후 60~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 820~880℃에서 소둔하는 단계;
상기 소둔된 냉연강판에 용융아연도금을 수행하여 용융아연도금강판을 제조하는 단계; 및
상기 용융아연도금강판 400~600℃로 가열하여 합금화 용융아연도금강판을 제조하는 단계를 포함하는 가공성 및 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명은 석출물을 형성하는 원소인 Nb 및 Cu를 적정범위로 제한하고, 제조 공정의 제어를 통하여 결정립의 크기 및 분율을 제어하고, 합금상의 분율 및 합금화도를 제어함으로써, 소부경화량(BH)이 30MPa 이상으로 상온 내시효성이 우수하며, 동시에 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명에 따른 가공성 및 내파우더링성이 우수한 합금화 용융아연도금강판 및 이를 제조하는 방법에 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.
먼저, 본 발명에 의한 합금화 용융아연도금강판의 성분 조성 및 함량을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 성분원소의 함량은 모두 중량%를 의미한다.
C: 0.002~0.004%
탄소(C)는 고용강화와 소부 경화성을 나타내는 원소로서, 그 함량이 0.002% 미만일 경우에는 결정립 미세화에 의한 상온 내시효성을 향상시키기 위해 첨가되는 Nb 함량에 비해 절대 탄소함량이 낮아 충분한 소부경화성이 얻어지지 않으며, 이에 반면 C의 함량이 0.004%를 초과할 경우에는 강중 고용탄소의 양이 많아 내시효성의 확보가 곤란하고, 소둔판의 결정립이 미세하게 되어 연성이 크게 낮아지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.002~0.004%로 제어함이 바람직하다.
Mn: 0.3~0.8%
망간(Mn)은 강중 고용 황을 MnS로 석출하여 고용 황에 의한 적열취성(Hpt shortness)을 방지하는 원소이다. 본 발명에서는 Mn과 S의 함량을 제어함으로써 미세한 MnS가 석출되어 내시효성을 기본적으로 확보하면서, 항복강도 및 면내이방성을 개선시키기 위해 Mn을 0.3~0.8%로 제어함이 바람직하다.
즉, 미세한 MnS 석출물의 확보를 위해서는 Mn을 0.3% 이상으로 첨가할 필요가 있으며, 다만 그 함량이 0.8%를 초과할 경우에는 Mn의 함량이 높아 조대한 MnS가 석출되어 내시효성이 열악해지는 문제가 있다.
P: 0.06% 이하
인(P)은 고용강화효과가 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역할을 한다.
이러한 P의 함량이 0.06%를 초과하는 경우에는 연성 및 성형성이 저하되고 소부경화성도 감소되며, 고용강화에 의한 강도 증가가 급격하게 증가되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 P의 함량은 0.06% 이하로 제한함이 바람직하다.
S: 0.008% 이하
황(S)은 고온에서 MnS의 황화물로 석출시켜 FeS에 의한 열간취성을 방지하는 역할을 하는 원소이다.
이러한 S의 함량이 0.008%를 초과할 경우에는 고용된 S의 함량이 과도하여 연성 및 성형성이 크게 낮아지며, 적열취성의 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서 S의 함량은 0.008% 이하로 제한함이 바람직하다.
Si: 0.001~0.007%
실리콘(Si)은 고용강화 원소로서, 강도 향상 측면에서는 유리하지만, 소둔시 표면에 Si계 산화물이 용출되어 표면특성을 열화시키는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.001~0.007%로 제한함이 바람직하다.
Al: 0.01~0.04%
알루미늄(Al)은 탈산제로서 첨가되는 원소로서, 강중 질소를 석출하여 고용질소에 의한 시효를 방지하는 역할을 한다. 그 함량이 0.01% 미만일 경우에는 고용질소의 양이 많아 시효 방지 효과가 미흡하고, 반면 0.04%를 초과할 경우에는 고용 상태로 존재하는 Al의 양이 많아 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Al의 함량은 0.01~0.04%로 제한함이 바람직하다.
Nb: 0.005~0.020%
니오븀(Nb)은 탄, 질화물 형성 원소들 중 결정립 미세화에 가장 큰 영향을 미치는 원소로서, 탄소와 결합하여 NbC 석출물을 형성하여 미세조직의 입계 및 입내에 위치하여 결정립의 성장을 억제하여 결정립을 미세화시켜 가공성을 향상시키는 역할을 하는 원소이다. 이와 같이, Nb은 가공성 확보 측면에서 매우 중요한 원소로서, 가공성 상승효과와 경제적인 측면을 고려하여 0.005~0.020%로 첨가됨이 바람직하다.
상기 Nb의 함량이 0.005% 미만일 경우에는 NbC 석출 효과를 기대하기 어려우며, 반면 그 함량이 0.020%를 초과할 경우에는 경제적으로 불리할 뿐만 아니라, 도금시 도금성을 저해하는 문제점이 있다.
Cu: 0.01~0.03%
구리(Cu)는 고용강화 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 열간압연시 저융점상을 형성하여 강판 표면에 결함이 생기는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.03%로 제한한다.
N: 0.001~0.005%
질소(N)는 제강중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 낮을수록 좋으나, 제강공정을 고려하여 그 함량을 0.001~0.005%로 제한함이 바람직하다. N의 질소가 0.005%를 초과할 경우에는 시효지수가 높아지고, 성형성 및 가공성이 저하되는 문제가 있다.
본 발명은 추가적으로 크롬(Cr): 0.01~0.03%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.005%, 니켈(Ni): 0.001~0.03% 및 바나듐(V): 0.0001~0.010%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
Cr: 0.01~0.03% 및 Mo: 0.001~0.005%
크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)은 강의 강도를 확보하는데에 유효한 원소로서 첨가되며, 상기의 효과를 얻기 위해서는 Cr의 경우 0.01% 이상, Mo의 경우 0.001% 이상으로 첨가함이 바람직하다. 다만, Cr의 함량이 0.03%를 초과할 경우에는 성형성 및 가공성을 저하시키는 문제가 있으며, Mo의 함량이 0.005%를 초과할 경우에는 열간압연시 오스테나이트 영역에서의 재결정을 지연시켜 압연부하를 증가시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 Cr의 함량을 0.01~0.03%, Mo의 함량을 0.001~0.005%로 제한함이 바람직하다.
Ni: 0.001~0.030%
니켈(Ni)은 고용강화 효과를 위해 첨가되는 원소로서, 상기 효과를 얻기 위해 Ni을 0.001% 이상으로 첨가할 필요가 있으나, 다만 그 함량이 0.030%를 초과할 경우에는 변태점이 크게 저하되고, 열간압연시 저온변태상이 나타나는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Ni의 함량은 0.001~0.030%로 제한함이 바람직하다.
V: 0.0001~0.010%
바나듐(V)은 고용 C를 석출하여 비시효특성을 확보하는데 유효한 성분으로서, 상술한 효과를 얻기 위해서는 V를 0.0001% 이상으로 첨가할 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.010%를 초과할 경우에는 소성이방성지수가 낮아져 가공성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 Ni의 함량을 0.0001~0.010%로 제한함이 바람직하다.
본 발명은 상술한 성분들 이외의 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 조성 이외에 다른 원소가 첨가되는 것을 배제하는 것은 아니다.
본 발명에서는 C와 Nb의 성분비(C/Nb)가 0.01~0.50을 만족함이 바람직하다.
본 발명에서 C와 Nb은 NbC로 석출되어 인장강도를 확보하는데 중요한 파라미터로서, 이들 성분비(C/Nb)가 0.01 미만이면 NbC 석출이 충분하지 못하고, 반면 0.50을 초과할 경우에는 NbC 석출이 과도하여 가공성을 저해하는 문제가 있다.
이하, 본 발명에 의한 합금화 용융아연도금강판의 미세조직 및 석출물에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 의한 합금화 용융아연도금강판의 미세조직은 페라이트 단상조직인 것이 바람직하다. 본 발명은 C의 함량이 20~40ppm인 극저탄소(ultra low carbon)강에 해당되므로, 미세조직은 페라이트 단상조직으로 이루어진다.
CuS, MnS 및 CuMnS 중 1종 이상의 석출물의 평균 결정입도는 100~400nm이고, 상기 석출물의 평균 밀도는 0.01~0.20개/μm2로 형성됨이 바람직하다.
석출물의 크기는 소부경화특성과 2차가공취성, 소성이방성지수, 면내이방성지수 등에 직접직인 영향을 미치는데, 본 발명에서 CuS, MnS 및 CuMnS 중 1종 이상의 석출물의 평균입도가 400nm를 초과하게 되면 상기 특성들을 우수하게 확보하기 어렵고, 특히 소부경화특성 확보가 매우 어렵다. 따라서, 상술한 효과들을 얻기 위해서는 평균입도가 100~400nm인 CuS, MnS 및 CuMnS 중 1종 이상의 석출물을 0.01~0.20개/μm2로 포함함이 바람직하다.
이하, 본 발명에 의한 합금화 용융아연도금강판의 합금화 용융아연도금층에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 의한 합금화 용융아연도금강판의 합금화 용융아연도금층은 델타(δ)상을 면적분율로 80% 이상 포함함이 바람직하다.
상기 도금층 내 조직 중 델타상이 80% 미만일 경우, 파우더링성이 취약해지는 문제가 있다.
또한, 상기 합금화 용융아연도금층의 합금화도는 13 이하인 것이 바람직하다. 도금층의 합금화도는 가공성뿐만 아니라, 내파우더링성과 같은 도금특성과 밀접한 연관이 있으므로 이를 제어할 필요가 있다.
상기 합금화도가 13을 초과하여 너무 높을 경우, 소지강판으로의 Fe 확산이 과다하게 발생하여 도금층의 내파우더링성과 같은 도금 밀착성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 합금화 용융아연도금층의 합금화도를 13 이하로 제어함이 바람직하며, 보다 바람직하게 9~13%로 제어함이 우수한 도금특성의 확보에 효과적이다.
상술한 조건들을 만족하는 합금화 용융아연도금강판을 제조하기 위하여 본 발명자들에 의해 도출된 가장 바람직한 방법에 대하여 하기에 구체적으로 설명한다.
먼저, 상술한 성분 조성을 갖는 강 슬라브를 1150~1250℃에서 재가열한 후, 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조한다.
이때, 마무리 압연은 Ar3~950℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 마무리 압연이 Ar3 미만의 온도에서 행해질 경우, 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높으며, 고온취성에 따른 미세크랙이 발생할 가능성이 높은 문제가 있다. 반면, 마무리 압연이 950℃를 초과하는 높은 온도에서 행해질 경우, 이상역 열간압연으로 인해 혼립조직이 발생하므로 결함이 생기기 쉬운 문제가 있다.
상기 제조된 열연강판을 700~750℃의 온도범위에서 권취함이 바람직하다.
권취시 온도가 700℃ 미만이면 열연강판의 결정립이 권취 후의 냉각과정에서 충분히 성장하지 않기 때문에 강의 가공성을 저하시키는 요인이 되며, 반면 권취온도가 750℃를 초과하는 경우에는 석출물이 너무 조대하게 성장하여 가공성을 저하시키고, 강판 표면에 다량의 스케일이 발생되어 산세과정에서 산세 불량의 요인이되는 문제가 있다.
상기 권취된 열연강판을 60~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조함이 바람직하다.
냉간압연시 냉간압하율이 60% 미만일 경우에는 소둔재결정 핵생성이 적은 양으로 형성되어 소둔시 결정립이 너무 크게 성장하여 소둔 재결정립의 조대화로 강도 및 가공성이 저하되는 문제가 있으며, 이에 반면 냉간압하율이 80%를 초과할 경우에는 가공성은 향상되지만 핵생성의 양이 너무 많아 소둔 재결정립이 오히려 너무 미세하게 되어 연성이 저하되는 문제가 있다.
상기 냉간압연을 실시하기 전, 제조된 열연강판을 통상의 방법으로 산세를 실시할 수 있다.
상기 냉연강판을 820~880℃의 온도범위에서 소둔을 실시함이 바람직하다.
소둔시 소둔온도가 820℃ 미만일 경우에는 재결정이 완료되지 못하여 목표로 하는 연성값을 확보하기 어려우며, 반면 소둔온도가 880℃를 초과하는 경우에는 재결정립의 조대화로 강도가 저하되는 문제가 있다.
이때, 상기 소둔은 연속소둔방법으로 행해짐이 바람직하며, 소둔시간은 재결정이 완료되도록 유지함이 필요하므로 약 10초 이상으로 행해짐이 바람직하다. 보담 바람직하게는 10초 이상 30분 이내로 행해짐이 바람직하다.
상기 소둔이 완료된 냉연강판을 용융아연도금처리하여 용융아연도금강판으로 제조할 수 있다.
이때, 상기 용융아연도금처리는 통상의 용융아연도금방법에 의할 수 있으며, 예컨대 아연도금욕에 상기 소둔된 냉연강판을 침지시킴으로써 행하는 것이 바람직하다.
이후, 상기 제조된 용융아연도금강판을 450~550℃로 가열하여 합금화 열처리를 실시함으로써 합금화 용융아연도금강판으로 제조할 수 있다.
이때, 상기 합금화 열처리 온도가 450℃ 미만일 경우에는 합금화 온도가 너무 낮아 적절한 합금화도 및 도금층의 안정적인 성장을 확보하기 어려우며, 반면 온도가 550℃를 초과하는 경우에는 강판의 재질이 저하되는 문제가 발생할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 제조하고, 상기 강 슬라브를 1200℃로 재가열하여 Ar3~950℃에서 마무리 압연하고, 700℃로 권취한 후, 70%로 냉간압연을 행하고, 850℃에서 연속 소둔을 실시하여 냉연강판을 제조하였다.
이후, 상기 제조된 냉연강판에 용융아연도금을 행하여 용융아연도금강판을 제조한 후, 상기 용융아연도금강판을 500℃로 가열하여 합금화 열처리를 실시하여 합금화 용융아연도금강판을 제조하였다.
상기 제조된 냉연강판에 대하여, 인장강도(tensile strength), 연신율 및 소부경화량을 측정하고, 미세조직을 관찰하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 또한, 상기 제조된 합금화 용융아연도금강판에 대해, 델타상 분율 및 합금화도를 측정하였으며, 가공성과 도금특성을 나타내는 내파우더링성을 평가하여 그 결과들을 하기 표 2에 함께 나타내었다.
소부경화량은 인장시편과 동일한 시편방향 및 호수로 시편을 제작하여 170℃에서 20분간 소부처리(Baking)하여 그 전후의 항복강도차이를 측정하여 나타내었다.
이때 결과는, 인장강도가 300~370MPa, 연신율이 35% 이상, 소부경화량 값이 30MPa 이상 중 세 가지 항목을 모두 만족하는 경우에는 ○, 두 가지 항목을 만족하는 경우에는 △, 한 가지 항목만을 만족하거나 모두 만족하지 않는 경우에는 ×로 표기하였다.
또한, 내파우더링성은 시험편에 셀로판 데이프를 부착하여 굽힘 가공한 후 시편으로부터 셀로판 테이프를 제거하여 셀로판 테이프 상에 부착된 도금량으로 도금 부착성을 판정하였다. 이때, 박리 및 크랙이 발생이 발생하지 않은 경우에는 ○, 파우더가 일부 발생한 경우에는 △, 박리 및 크랙이 다수 발생한 경우에는 ×로 표기하였다.
구분 C Mn P S Si Al Nb Cu Cr Mo N Ni
발명강1 0.0022 0.35 0.059 0.0021 0.004 0.037 0.005 0.015 0.014 - 0.0021 　
발명강2 0.0033 0.34 0.057 0.0034 0.0068 0.029 0.013 0.013 0.017 - 0.0032 　
발명강3 0.0037 0.38 0.056 0.0051 0.0039 0.039 0.011 0.026 0.021 - 0.0023 　
발명강4 0.0024 0.44 0.049 0.0029 0.0038 0.027 0.009 0.017 0.029 - 0.0019 　
발명강5 0.0027 0.5 0.031 0.0076 0.0021 0.021 0.018 0.014 0.011 - 0.0032 　
발명강6 0.0031 0.78 0.054 0.0079 0.0062 0.032 0.015 0.021 - 0.004 0.0025 　
발명강7 0.0039 0.49 0.045 0.0067 0.0047 0.039 0.01 0.020 - 0.002 0.0028 　
발명강8 0.0024 0.51 0.034 0.0054 0.0042 0.039 0.006 0.015 - 0.001 0.0026 　
발명강9 0.0027 0.63 0.032 0.0072 0.0012 0.026 0.009 0.011 - 0.005 0.0023 　
발명강10 0.0029 0.76 0.039 0.0067 0.0029 0.029 0.018 0.018 - 0.003 0.0028 　
발명강11 0.0031 0.49 0.042 0.0061 0.0053 0.031 0.012 0.029 - - 0.0018 0.012
발명강12 0.0025 0.54 0.049 0.0057 0.0051 0.029 0.014 0.018 - - 0.0025 0.029
발명강13 0.0022 0.61 0.059 0.0054 0.0048 0.012 0.011 0.026 - - 0.0034 0.021
발명강14 0.0023 0.76 0.047 0.0045 0.0037 0.013 0.007 0.022 - - 0.0032 0.017
발명강15 0.0021 0.45 0.032 0.0061 0.0015 0.017 0.02 0.026 - - 0.0022 0.021
비교강1 0.0019 0.09 0.0088 0.0059 0.0038 0.033 0.0043 - - - 0.0022 　
비교강2 0.0017 0.1 0.0091 0.0067 0.004 0.035 0.0068 - - - 0.0024 　
비교강3 0.0015 0.05 0.0076 0.0061 0.0062 0.028 0.0044 - - - 0.0025 　
비교강4 0.0018 0.14 0.0061 0.0079 0.0058 0.029 0.0067 - - - 0.0034 　
비교강5 0.0014 0.13 0.0098 0.0061 0.0062 0.033 0.0093 - - - 0.0021 　
비교강6 0.0019 0.15 0.0112 0.0072 0.0038 0.039 0.0090 - - - 0.0028 　
비교강7 0.0019 0.14 0.0097 0.0061 0.0048 0.029 0.0049 - - - 0.0039 　
비교강8 0.0055 0.05 0.0102 0.0054 0.0049 0.034 0.0138 - - - 0.0019 　
비교강9 0.0054 0.09 0.0097 0.0045 0.0038 0.023 0.018 - - - 0.0023 　
비교강10 0.0052 0.09 0.0087 0.0062 0.0052 0.021 0.0325 - - - 0.0026 　
비교강11 0.0051 0.1 0.0051 0.0057 0.0053 0.026 0.0196 - - - 0.0032 　
비교강12 0.005 0.15 0.0106 0.0076 0.0051 0.024 0.0278 - - - 0.0032 　
비교강13 0.0045 0.13 0.0078 0.0076 0.0049 0.028 0.0225 - - - 0.0029 　
비교강14 0.0042 0.05 0.0099 0.0077 0.0062 0.037 0.0127 - - - 0.0039 　
비교강15 0.0041 0.05 0.0061 0.0079 0.0038 0.034 0.0372 - - - 0.0026 　
구분 C/Nb TS
(MPa)		 El
(%)		 BH
(Mpa)		 석출물
(nm)		 석출물
개/μm2 		TS,El,BH
평가		 델타상
(%)		 합금화도
(%)		 내파우더링
발명예1 0.44 321 37 37 197 0.010 ○ 96 12.9 ○
발명예2 0.25 337 35 37 236 0.200 ○ 81 11.0 ○
발명예3 0.34 358 32 33 110 0.140 ○ 94 11.3 ○
발명예4 0.27 352 43 43 299 0.070 ○ 91 10.2 ○
발명예5 0.15 337 34 46 392 0.080 ○ 86 10.9 ○
발명예6 0.21 332 33 42 361 0.050 ○ 93 12.7 ○
발명예7 0.39 349 32 57 330 0.090 ○ 91 12.5 ○
발명예8 0.40 312 42 49 144 0.080 ○ 83 12.8 ○
발명예9 0.30 347 43 59 268 0.130 ○ 85 11.3 ○
발명예10 0.16 364 44 47 237 0.030 ○ 87 12.8 ○
발명예11 0.26 352 41 42 206 0.060 ○ 82 11.8 ○
발명예12 0.18 343 38 51 175 0.110 ○ 92 11.2 ○
발명예13 0.20 367 37 49 144 0.070 ○ 91 10.6 ○
발명예14 0.33 331 36 39 113 0.020 ○ 95 10.9 ○
발명예15 0.11 367 33 54 330 0.090 ○ 89 12.9 ○
비교예1 0.44 271 36 37 501 0.001 △ 71 10.5 △
비교예2 0.25 276 35 36 567 0.004 △ 78 11.4 ×
비교예3 0.34 267 35 35 541 0.002 △ 72 11.9 ×
비교예4 0.27 297 36 37 601 0.001 △ 67 11.7 ×
비교예5 0.15 496 34 17 67 0.001 × 74 10.1 △
비교예6 0.21 401 33 9 43 0.003 × 71 12.6 △
비교예7 0.39 411 27 11 27 0.002 × 88 13.9 △
비교예8 0.40 389 28 14 62 0.002 × 87 13.7 △
비교예9 0.30 379 39 17 77 0.004 × 91 14.5 △
비교예10 0.16 381 34 10 92 0.001 × 93 14.2 △
비교예11 0.26 277 33 21 192 0.002 × 77 10.7 △
비교예12 0.18 291 32 23 202 0.001 × 84 14.2 ×
비교예13 0.20 284 36 17 83 0.002 × 91 14.7 ×
비교예14 0.33 290 35 11 222 0.002 × 87 14.1 ×
비교예15 0.11 265 47 14 232 0.005 △ 72 11.9 △
(상기 표 2에서 석출물은 CuS, MnS 및 CuMnS 중 1종 이상의 석출물을 의미한다.)
상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 바를 모두 만족하는 발명예 1 내지 15의 경우 강도, 연신율 및 소부경화성 평가가 모두 양호하게 나타났으며, 뿐만 아니라 내파우더링성과 같은 도금특성이 우수한 것을 확인할 수 있다.
비교예 1 내지 15는 성분조성 중 C 및 Mn의 함량이 본 발명에서 제안하는 바를 만족하지 않는 경우이다.
비교예 1 내지 4의 냉연강판은 매우 조대한 결정립이 다수 생성되고 결정립 분포가 적절하지 못하여 강도가 낮은 것을 확인할 수 있다. 비교예 5 내지 10의 냉연강판은 결정립이 미세하여 강도는 우수하였지만 목적하는 바에 비해 너무 미세하고 결정립 분포도 적절하지 못하여 연신율이 낮거나 소부경화량(BH)이 낮은 것을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 11 내지 15의 냉연강판은 결정립의 분포가 적절하지 못하였고, 소부경화량도 낮게 나타났다.
뿐만 아니라, 비교예 1 내지 6, 11 및 15의 합금화 용융도금강판은 델타상 분율이 81% 미만으로 나타났으며, 비교예 7 내지 10 및 비교예 12 내지 14의 합금화 용융도금강판은 합금화도가 너무 높게 나타난 것을 확인할 수 있다. 이로 인해, 상기 비교예1 내지 15의 합금화 용융도금강판들의 파우더링성이 취약해진 결과를 보였다.

Claims (7)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.002~0.004%, 망간(Mn): 0.3~0.8%, 인(P): 0.06% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.008% 이하(0%는 제외), 실리콘(Si): 0.001~0.007%, 알루미늄(Al): 0.01~0.04%, 니오븀(Nb): 0.005~0.020%, 구리(Cu): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C 및 Nb의 성분비(C/Nb)가 0.01~0.50이고,
    CuS, MnS 및 CuMnS 중 1종 이상의 석출물을 포함하고, 상기 석출물의 평균 결정입도는 100~400nm이고, 상기 석출물의 평균 밀도는 0.01~0.20개/μm2이고,
    강판의 미세조직은 페라이트 단상조직으로 이루어지고,
    강판 표면에 합금화 용융아연도금층을 포함하고,
    상기 합금화 용융아연도금층의 델타상 분율이 81% 이상이고, 합금화도가 9~13%인 가공성 및 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 합금화 용융아연도금강판은 크롬(Cr): 0.01~0.03%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.005%, 니켈(Ni): 0.001~0.030% 및 바나듐(V): 0.0001~0.010%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 가공성 및 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판.
  3. 삭제
  4. 제 1항 또는 제 2항에 있어서,
    상기 합금화 용융아연도금강판은 인장강도가 300~370MPa이고, 연신율이 35% 이상이고, 소부경화(BH) 값이 30MPa 이상인 것을 특징으로 하는 가공성 및 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판.
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.002~0.004%, 망간(Mn): 0.3~0.8%, 인(P): 0.06% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.008% 이하(0%는 제외), 실리콘(Si): 0.001~0.007%, 알루미늄(Al): 0.01~0.04%, 니오븀(Nb): 0.005~0.020%, 구리(Cu): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C 및 Nb의 성분비(C/Nb)가 0.01~0.50인 강 슬라브를 1150~1250℃로 재가열하는 단계;
    마무리 압연온도를 Ar3~950℃로 하여 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 700~750℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 60~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 820~880℃에서 소둔하는 단계;
    상기 소둔된 냉연강판에 용융아연도금을 수행하여 용융아연도금강판을 제조하는 단계; 및
    상기 용융아연도금강판 400~600℃로 가열하여 합금화 용융아연도금강판을 제조하는 단계
    를 포함하는 가공성 및 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 강 슬라브에 크롬(Cr): 0.01~0.03%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.005%, 니켈(Ni): 0.001~0.030% 및 바나듐(V): 0.0001~0.010%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 가공성 및 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
  7. 제 5항 또는 제 6항에 있어서,
    상기 소둔 단계는 연속소둔 방법으로 행하고, 10초 내지 30분 동안 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
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