KR20050085873A

KR20050085873A - 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판 및그 제조 방법

Info

Publication number: KR20050085873A
Application number: KR1020057011806A
Authority: KR
Inventors: 다쯔오 요꼬이; 데루끼 하야시다; 마사히로 오하라; 고오이찌 쯔찌하시
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2002-12-24
Filing date: 2003-11-28
Publication date: 2005-08-29
Also published as: EP1577412A4; CN100591789C; WO2004059021A1; DE60311680T2; EP1577412A1; KR20070041645A; CN1732279A; CA2511661C; DE60311680D1; KR100962745B1; EP1577412B2; AU2003284496A1; US20060081312A1; EP1577412B1; KR101019791B1; US7749338B2; DE60311680T3; CA2511661A1

Abstract

본 발명은 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 제판 및 그 제조 방법을 제공하는 것으로, 질량 ％로, C : 0.01 내지 0.1 ％, Si : 0.01 내지 2 ％, Mn : 0.05 내지 3 ％, P ≤ 0.1 ％, S ≤ 0.03 ％, Al : 0.005 내지 1 ％, N : 0.0005 내지 0.005 ％, Ti : 0.05 내지 0.5 ％를 포함하고, 또한 0 ％＜ C －(12/48Ti－12/14N－12/32S)≤ 0.05 ％, 또한 Mo ＋ Cr ≥ 0.2 ％, 또한 Cr ≤ 0.5 ％, Mo ≤ 0.5 ％를 만족시키는 범위에서 C, S, N, Ti, Cr, M을 함유하여 잔량부가 Fe 및 불가역적 불순물로 이루어지는 강이며, 그 미크로 조직이 페라이트, 또는 페라이트 및 베이나이트로 이루어지는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판이다.

Description

용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET EXHIBITING GOOD BURRING WORKABILITY AND EXCELLENT RESISTANCE TO SOFTENING IN HEAT-AFFECTED ZONE AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 인장 강도 540 ㎫ 이상의 버링성 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 성형 후에 스폿, 아크, 플라즈마, 레이저 등에 의해 용접되는 경우나, 이들 용접 후에 성형되는 경우에 있어서 가공성과 용접부의 강도의 양립이 요구되는 자동차 부품 등의 용도에 이용되는 소재로서 적합한 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차의 연비 향상 등으로 인해 경량화를 목적으로 하여 Al 합금 등의 경금속이나 고강도 강판의 자동차 부재로의 적용이 진행되고 있다.

그러나, Al 합금 등의 경금속은 비강도가 높다는 이점이 있지만, 강에 비해 현저하게 비싸기 때문에 그 적용은 특수한 용도로 한정되어 왔다. 보다 넓은 범위에서 자동차의 경량화를 추진하기 위해서는 저렴한 고강도 강판의 적용이 강하게 요구되고 있다.

일반적으로 재료는 고강도가 될수록 성형성이 나빠진다. 철강 재료에 있어서도 예외가 아니고, 지금까지 고강도와 고연성(高延性)의 양립의 시도가 이루어져 왔다. 또한, 자동차 부품에 사용되는 재료에 요구되는 특성으로서는 연성 외에 버링 가공성이 있다. 그러나, 버링 가공성도 고강도화에 따라서 저하되는 경향을 나타내므로, 버링 가공성의 향상도 고강도 강판의 자동차 부품으로의 적용의 과제로 되어 있다. 한편, 자동차 부품은 프레스 성형 등에 의해 가공된 부재를 스폿, 아크, 플라즈마, 레이저 등의 용접에 의해 조립된다. 또한, 최근에는 강판을 이들 용접에 의해 접합한 후에 프레스 성형되는 경우도 있다. 어쨌든 성형 시 혹은 부품으로서 조립 부착되어 사용되었을 때의 용접부 강도는 성형 한계, 안전성의 면으로부터 매우 중요하다. 따라서, 자동차 부품 등으로의 고강도 강판의 적용에 있어서는 그 버링 가공성과 함께 용접부 강도도 중요한 검토 과제가 된다.

버링 가공성이 우수한 고강도 강판에 대해서는 Ti, Nb를 첨가함으로써 제2 상을 저감시켜 주상(主相)인 폴리고날페라이트 중에 TiC, NbC를 석출 강화시킴으로써 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판으로 한 발명이 제안되어 있다(일본 특허 공개 평6－200351호 공보).

또한, Ti, Nb를 첨가함으로써 제2 상을 저감시켜 미크로 조직을 아시큘러페라이트로 하고, TiC, NbC에서 석출 강화함으로써 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판으로 한 발명도 제안되어 있다(일본 특허 공개 평7－11382호 공보).

한편, 용접부 강도를 개선하는 기술로서는 Nb, Mo의 복합 첨가에 의해 용접부의 연화를 억제하는 강판을 얻는 발명이 제안되어 있다(일본 특허 공개 2000－87175호 공보).

또한, NbN의 석출을 활용하여 용접부의 연화를 억제하는 페라이트 및 멀텐사이트로 이루어지는 강판을 얻는 발명도 제안되어 있다(일본 특허 공개 2000－178654호 공보).

그러나, 서스펜션 아암이나 프론트 사이드 멤버 등 일부의 부품용 강판에 있어서는 버링 가공성을 비롯한 성형성과 함께 용접부의 강도가 매우 중요하고, 상기 종래 기술에서는 이들 양 특성을 모두 만족시킬 수 없다. 또한, 가령 양 특성이 만족되었다고 해도 저렴하게 안정적으로 제조할 수 있는 제조 방법을 제공하는 것이 중요해, 상기 종래 기술에서는 불충분하다고 할 수밖에 없다.

즉, 일본 특허 공개 평6－200351호 공보에 기재된 발명에서는 높은 신장 플랜지성을 얻기 위해 면적률 85 ％ 이상의 폴리고날페라이트가 필수적이지만, 85 ％ 이상의 폴리고날페라이트를 얻기 위해서는 열간 압연 후에 페라이트 입자의 성장을 촉진시키기 위해 장시간의 보유 지지가 필요해 조업 비용상 바람직하지 않다.

또한, 일본 특허 공개 평7－11382호 공보에 기재된 발명에서는 전위 밀도가 높은 미크로 조직과 미세한 TiC 및/또는 NbC의 석출에 의해 80 kgf/㎟로 17 ％ 정도의 연성밖에 없어 성형성이 불충분하다.

또한, 이들 발명은 용접부의 연화에 대해서는 전혀 언급되어 있지 않다. 한편, 일본 특허 공개 2000－87175호 공보에 기재된 발명에는 버링 가공성 향상에 관해서는 전혀 기재되어 있지 않다.

또한, 일본 특허 공개 2000－178654호 공보에 기재된 발명은 페라이트－멀텐사이트 복합 조직강에 관한 것에서는 본 발명의 버링 가공성이 우수한 강판의 미크로 조직을 얻는 기술과는 명백히 서로 다르다.

도1은 C*량 및 Cr ＋ Mo량과 용접 열영향부의 연화 정도(ΔHv)와의 관계를 나타내는 도면이다.

도2는 C*량 및 Cr ＋ Mo량을 변화시킨 성분 조성 강판에 대한 아크 용접부 경도와의 관계를 나타내는 도면이다.

본 발명은 상기 문제점을 해결하여 성형 후에 스폿, 아크, 플라즈마, 레이저 등에 의해 용접되는 경우나, 이들 용접 후에 성형되는 경우에 있어서 가공성과 용접부의 강도의 양립이 요구되는 자동차 부품 등의 용도에 이용되는 소재로서 적합한 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판 및 그 제조 방법을 얻고자 하는 것이다. 즉, 본 발명은 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 인장 강도 540 ㎫ 이상의 버링성 고강도 강판 및 그 강판을 저렴하게 안정적으로 제조할 수 있는 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 하는 것이다.

본 발명자들은 현재 통상적으로 채용되어 있는 제조 설비에 의해 공업적 규모로 생산되어 있는 얇은 강판의 제조 프로세스를 염두해 두고, 버링성 고강도 강판의 용접 열영향부의 내연화성을 향상시키도록 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, C : 0.01 내지 0.1 ％, Si : 0.01 내지 2 ％, Mn : 0.05 내지 3 ％, P ≤ 0.1 ％, S ≤ 0.03 ％, Al : 0.005 내지 1 ％, N : 0.0005 내지 0.005 ％, Ti : 0.05 내지 0.5 ％를 포함하고, 또한 0 ＜ C －(12/48Ti － 12/14N － 12/32S)≤ 0.05 ％, 또한 Mo ＋ Cr ≥ 0.2 ％, 또한 Cr ≤ 0.5 ％, Mo ≤ 0.5 ％를 만족시키는 범위에서 C, S, N, Ti를 함유하여 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강이며, 그 미크로 조직이 페라이트, 또는 페라이트 및 베이나이트로 이루어지는 버링성 고강도 강판이 버링성은 매우 우수하지만 용접 열영향부가 현저하게 연화되는 것을 발견하였다. 또한, 상기 버링성 고강도 강판의 용접 열영향부 연화의 원인이 용접 온도 이력에 의한 미크로 조직의 템퍼링에 의한 것을 밝혀내고, 내연화성을 향상시키기 위해서는 Cr, Mo의 복합 첨가가 매우 유효하다는 것을 새롭게 발견하여 본 발명을 이룬 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 질량 ％로, C : 0.01 내지 0.1 ％, Si : 0.01 내지 2 ％, Mn : 0.05 내지 3 ％, P ≤ 0.1 ％, S ≤ 0.03 ％, Al : 0.005 내지 1 ％, N : 0.0005 내지 0.005 ％, Ti : 0.05 내지 0.5 ％를 포함하고, 또한 0 ％＜ C －(12/48Ti － 12/14N － 12/32S)≤ 0.05 ％, 또한 Mo ＋ Cr ≥ 0.2 ％, 또한 Cr ≤ 0.5 ％, Mo ≤ 0.5 ％를 만족시키는 범위에서 C, S, N, Ti, Cr, Mo를 함유하여 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강이며, 그 미크로 조직이 페라이트, 또는 페라이트 및 베이나이트로 이루어지는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판.

(2) 상기 강이 또한 질량 ％로, Nb : 0.01 내지 0.5 ％를 포함하고, 또한 0 ＜ C －(12/48Ti ＋ 12/93Nb － 12/14N － 12/32S)≤ 0.05 ％를 만족시키는 범위에서 Nb를 함유하여 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판.

(3) (1) 또는 (2)에 기재된 강이, 또한 질량 ％로, Ca : 0.005 내지 0.002 ％, REM : 0.0005 내지 0.02 ％, Cu : 0.2 내지 1.2 ％, Ni : 0.1 내지 0.6 ％, B : 0.0002 내지 0.002 ％의 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판.

(4) (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 자동차용 얇은 강판에 아연 도금이 실시되어 있는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판.

(5) (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 얇은 강판을 얻기 위해 상기 성분을 갖는 강편의 열간 압연 시에 마무리 압연을 Ar₃ 변태점 온도 ＋30 ℃ 이상의 온도 영역에서 종료하고, 그 후 10초 이내에 냉각 종료까지의 평균 냉각 속도가 50 ℃/초 이상의 냉각 속도로 700 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하고, 350 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판의 제조 방법.

(6) (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 얇은 강판을 얻기 위해 상기 성분을 갖는 강편을 열간 압연, 산세정, 냉간 압연한 후, 800 ℃ 이상의 온도 영역에서 5 내지 150초간 보유 지지하고, 그 후 평균 냉각 속도가 50 ℃/초 이상의 냉각 속도로 700 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하는 공정의 열처리를 하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판의 제조 방법.

(7) (5)에 기재된 제조 방법 시에, 열간 압연 공정 종료 후에, 아연 도금욕 중에 침적시켜 강판 표면을 아연 도금하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판의 제조 방법.

(8) (6)에 기재된 제조 방법 시에 열처리 공정 종료 후, 아연 도금욕 중에 침적시켜 강판 표면을 아연 도금하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판의 제조 방법.

(9) (7) 또는 (8)에 기재된 제조 방법 시에, 아연 도금욕 중에 침적하여 아연 도금 후, 합금화 처리하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판의 제조 방법.

우선, 용접 열영향부의 내연화성에 미치는 C*량(C* ＝ C －(12/48Ti － 12/14N － 12/32S) : 이하 C*라 표기함) 및 Cr, Mo 함유량의 영향에 대한 조사를 행하였다. 그로 인한 공시재(供試材)는 다음과 같이 하여 준비하였다. 즉, 0.05 ％ C －1.0 ％ Si － 1.4％ Mn － 0.01 ％ P － 0.001 ％ S를 베이스로 C*량(Ti, N 함유량) 및 Cr ＋ Mo량을 변화시키고 성분 조정하여 제조한 주조 부재를 열간 압연하여 상온에서 권취하여 550 ℃에서 1시간 등온 보유 지지한 후, 노냉(爐冷)하는 열처리를 실시하였다. 이들 강판에 대해 아크 용접부 경도 측정을 행한 결과를 도2에 도시한다.

여기서, 이 결과보다 C*량 및 Cr ＋ Mo량과 용접 열영향부의 연화 정도(ΔHv)[ΔHv ＝ Hv(모재 경도 평균치) － Hv(용접 열영향 최연화부 경도)라 정의한다 : 도1 참조]에는 강한 상관이 있고, C*량이 0보다 크고 0.05 ％ 이하 또한 Cr ＋ Mo량이 0.2 ％ 이상이고 용접 열영향부의 연화가 현저하게 억제되는 것을 새롭게 발견하였다.

이 메커니즘은 반드시 명백하지는 않지만, 베이니틱한 미크로 조직에 의해 강도를 얻고 있는 재료는 아크 용접 등의 용접 열사이클에서 그 열영향부가 연화되는 경우가 있다. Mo 혹은 Cr은 용접과 같은 단시간의 열사이클에서는 C 등의 원소와 클러스터링 혹은 석출 강도를 상승시켜, 결과적으로 열영향부의 연화를 억제하였다고 추측된다. 단, Mo와 Cr의 함유량의 합계가 0.2 ％ 미만에서는 이 효과를 잃게 된다.

한편, Mo 혹은 Cr 탄화물 등을 얻기 위해서는 TiC 등의 고온에서 석출하는 탄화물로 고정되는 당량 이상의 C를 함유해야만 한다. 따라서, C* ≤ 0에서 이 효과를 잃게 된다.

또한, 아크 용접의 용접 열영향부의 경도 측정에 대해서는 JIS Z 3101에 기재된 1호 시험편으로 JIS Z 2244에 기재된 시험 방법에 준하여 측정하였다. 단, 아크 용접은 실드 가스 : CO₂, 와이어 : 닛떼쯔 요오세쯔고교(가부시끼가이샤)제 YM－60C Ø1.2 ㎜를 이용하고, 용접 속도 : 100 ㎝/분, 용접 전류 : 260 ± 10A, 용접 전압 : 26 ± 1V, 공시재의 판 두께는 2.6 ㎜로 하고, 경도 측정 위치는 표면으로부터 0.25 ㎜, 측정 간격은 0.5 ㎜이고, 시험력은 98 kN으로 하였다.

다음에, 본 발명에 있어서의 강판의 미크로 조직에 대해 설명한다.

강판의 미크로 조직은 우수한 버링 가공성을 확보하기 위해 페라이트 단상(單相)이 바람직하다. 단, 필요에 따라서 일부 베이나이트를 포함하는 것을 허용하는 것이지만, 양호한 버링 가공성을 확보하기 위해서는 베이나이트의 체적 분률은 10 ％ 이하가 바람직하다. 또한, 여기서 말하는 페라이트라 함은, 베이니틱 페라이트 및 아시큘러 페라이트 조직도 포함한다. 또한, 베이나이트라 함은, 투과형 전자 현미경으로 박막을 관찰한 경우 페라이트러스 사이에 세멘타이트 등의 탄화물을 포함하거나 혹은 페라이트러스 내에 세멘타이트 등의 탄화물을 포함하는 조직이다. 한편, 베이니틱 페라이트 및 아시큘러 페라이트 조직은 Ti, Nb의 탄질화물 이외에는 페라이트러스 내 및 페라이트러스 사이에 탄화물을 포함하지 않은 조직이라 정의한다.

또한, 불가피한 멀텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 파라이트를 포함하는 것을 허용하는 것이지만, 양호한 버링성을 확보하기 위해서는 잔류 오스테나이트 및 멀텐사이트를 맞춘 체적 분률은 5 ％ 미만이 바람직하다. 또한, 양호한 피로 특성을 확보하기 위해서는, 조대(粗大)한 탄화물을 포함하는 파라이트의 체적 분률은 5 ％ 이하가 바람직하다. 또한, 여기서 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 파라이트, 멀텐사이트의 체적 분률은 강판 판폭의 1/4W 혹은 3/4W 위치로부터 잘라낸 시료를 압연 방향 단면으로 연마하여 나이탈 시약을 이용하여 에칭하고, 광학 현미경을 이용하여 200 내지 500배의 배율로 관찰된 판 두께의 1/4t에 있어서의 미크로 조직의 면적 분률로 정의된다.

다음에, 본 발명의 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다.

C는 본 발명에 있어서의 가장 중요한 원소 중 하나이다. 즉, C는 용접과 같은 단시간의 열사이클이라도 Mo 혹은 Cr과 클러스터링 혹은 석출하여 용접 열영향부의 연화를 억제하는 효과가 있다. 단, 0.1 ％ 초과 함유하고 있으면 가공성 및 용접성이 열화되므로, 0.1 ％ 이하로 한다. 또한, 0.01 ％ 미만이면 강도가 저하되므로 0.01 ％ 이상으로 한다.

Si는 고체 용융 강화 원소로서 강도 상승에 유효하다. 원하는 강도를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 그러나, 2 ％ 초과 함유하면 가공성이 열화된다. 그래서, Si의 함유량을 0.01 ％ 이상, 2 ％ 이하로 한다.

Mn은 고체 용융 강화 원소로서 강도 상승에 유효하다. 원하는 강도를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상 필요하다. 또한, Mn 이외에 S에 의한 열간 균열의 발생을 억제하는 Ti 등의 원소가 충분히 첨가되지 않은 경우에는 질량 ％로 Mn/S ≥ 20이 되는 Mn량을 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 3 ％ 초과 첨가하면 슬러브 균열이 생기기 때문에, 3 ％ 이하로 한다.

P는 불순물로, 낮을수록 바람직하고, 0.1 ％ 초과 함유하면 가공성이나 용접성에 악영향을 미치는 동시에 피로 특성도 저하시키기 때문에, 0.1 ％ 이하로 한다. S는 지나치게 많으면 열간 압연 시의 균열을 일으키기 때문에 최대한 저감시켜야 하지만, 0.3 ％ 이하이면 허용할 수 있는 범위이다.

Al은 용강 탈산을 위해 0.005 ％ 이상 첨가할 필요가 있지만, 비용의 상승을 초래하므로, 그 상한을 1 ％로 한다. 또한, 지나치게 다량으로 첨가하면 비금속 개재물을 증대시켜 신장을 열화시키기 때문에 바람직하게는 0.5 ％ 이하로 한다.

N은 C보다도 고온에서 Ti 및 Nb와 석출물을 형성하여 원하는 C를 고정하는 데 유효한 Ti 및 Nb를 감소시킨다. 따라서 최대한 저감시켜야하지만, 0.005 ％ 이하이면 허용할 수 있는 범위이다.

Ti는 본 발명에 있어서의 가장 중요한 원소 중 하나이다. 즉, Ti는 석출 강화에 의해 강판의 강도 상승에 기여한다. 단, 0.05 ％ 미만에서는 이 효과가 불충분하고, 0.5 ％ 초과 함유해도 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 합금 비용의 상승을 초래한다. 따라서 Ti의 함유량은 0.05 ％ 이상, 0.5 ％ 이하로 한다. 또한, 버링 가공성을 열화시키는 세멘타이트 등의 탄화물의 원인이 되는 C를 석출 고정하여 버링 가공성의 향상에 기여하기 위해서는, C －(12/48Ti － 12/14N － 12/32S)≤ 0.05 ％의 조건을 만족시키는 것이 필요하다. 한편, 용접 열영향부의 연화 억제의 면으로부터는 Mo 혹은 Cr를 클러스터링 혹은 석출시키는 데 충분한 고체 용융 C가 필요하므로, 0 ＜ C －(12/48Ti － 12/14N － 12/32S)로 한다.

Mo, Cr은 본 발명의 가장 중요한 원소 중 하나이고, 용접과 같은 단시간의 열사이클이라도 C 등의 원소와 클러스터링 혹은 석출하여 열영향부의 연화를 억제한다. 단, Mo와 Cr의 함유량의 합계가 0.2 ％ 미만에서는 이 효과를 잃게 된다. 또한, 각각 0.5 ％ 초과 함유해도 그 효과가 포화되므로, 각각 Mo ≤ 0.5 ％, Cr ≤ 0.5 ％로 한다.

Nb는 Ti와 마찬가지로 석출 강화에 의해 강판의 강도 상승에 기여한다. 단, 0.01 ％ 미만에서는 이 효과가 불충분하고, 0.5 ％ 초과 함유해도 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 합금 비용의 상승을 초래한다. 따라서 Nb의 함유량은 0.01 ％ 이상, 0.5 ％ 이하로 한다. 또한, 버링 가공성을 열화시키는 세멘타이트 등의 탄화물의 원인이 되는 C를 석출 고정하고, C －(12/48Ti ＋ 12/93Nb － 12/14N － 12/32S)≤ 0.05 ％의 조건을 만족시키는 것이 필요하다. 한편, 용접 열영향부의 연화 억제의 면으로부터는 Mo 혹은 Cr를 클러스터링 혹은 석출시키는 데 충분한 고체 용융 C가 필요하지만, 0 ＜ C －(12/48Ti ＋ 12/93Nb － 12/14N － 12/32S)로 한다.

Ca 및 REM은 파괴의 기점이 되거나, 가공성을 열화시키는 비금속 개재물의 형태를 변화시켜 무해화하는 원소이다. 단, 0.005 ％ 미만 첨가해도 그 효과가 없고, Ca이면 0.02 ％ 초과, REM이면 0.2 ％ 초과 첨가해도 그 효과가 포화되므로 Ca ＝ 0.005 내지 0.02 ％, REM ＝ 0.005 내지 0.2 ％ 첨가하는 것이 바람직하다.

Cu는 고체 용융 상태에서 피로 특성을 개선하는 효과가 있다. 단, 0.2 ％ 미만에서는 그 효과는 적고, 1.2 ％를 초과하여 함유하면 권취 중에 석출하여 석출 강화에 의해 강판의 정적 강도가 현저히 상승하므로, 가공성이 현저히 열화되게 된다. 또한, 이와 같은 Cu의 석출 강화에서는 피로 한도는 정적 강도의 상승 한도로는 향상되지 않으므로 피로 한도비가 저하된다. 그래서, Cu의 함유량은 0.2 내지 1.2 ％의 범위로 한다.

Ni는 Cu 함유에 의한 열간 취성 방지를 위해 필요에 따라서 첨가한다. 단, 0.1 ％ 미만에서는 그 효과가 적고, 1 ％를 초과하여 첨가해도 그 효과가 포화되므로, 0.1 내지 1 ％로 한다.

B는 고체 용융 C량의 감소가 원인이라고 생각되는 P에 의한 입계 취화를 억제함으로써 피로 한도를 상승시키는 효과가 있으므로 필요에 따라서 첨가한다. 또한, 모재 강도가 640 ㎫ 이상인 경우, 용접 열영향부 중 α → γ → α 변태가 일어나는 열이력을 받는 부위에 있어서 Cep 농도가 낮기 때문에 열처리하지 않고, 연화될 우려가 있는 경우에 담금질성을 향상시키는 B를 첨가함으로써, 상기 부위에서의 연화를 억제하여 이음매의 파단 형태를 용접부로부터 모재부로 천이시키는 효과가 있으므로 필요에 따라서 첨가한다. 단, 0.0002 ％ 미만에서는 그것들의 효과를 얻기 위해 불충분하고, 0.002 ％ 초과의 첨가에서는 슬라브 균열이 일어난다. 따라서, B의 첨가는 0.0002 ％ 이상, 0.002 ％ 이하로 한다.

또한, 강도를 부여하기 위해, V, Zr의 석출 강화 혹은 고체 용융 강화 원소의 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 좋다. 단, 각각 0.02 ％, 0.02 ％ 미만에서는 그 효과를 얻을 수 없다. 또한, 각각 0.2 ％, 0.2 ％를 초과하여 첨가해도 그 효과는 포화된다.

또한, 이들을 주성분으로 하는 강에 Sn, Co, Zn, W, Mg를 합계 1 ％ 이하 함유해도 상관없다. 그러나 Sn은 열간 압연 시에 상처가 발생할 우려가 있으므로, 0.05 ％ 이하가 바람직하다.

다음에, 본 발명의 제조 방법의 한정 이유에 대해 이하에 상세하게 서술한다.

본 발명은 주조 후, 열간 압연 후 냉각 상태에서 혹은 열간 압연 후, 열간 압연 후 냉각 및 산세정하여 냉간 압연한 후에 열처리, 혹은 열연 강판 혹은 냉간 압연 강판을 용융 도금 라인에서 열처리를 실시한 상태에서 또는 이들 강판에 별도로 표면 처리를 실시하는 것에 의해서도 얻을 수 있다.

본 발명에 있어서 열간 압연에 선행하는 제조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 즉, 고로(高爐)나 전로(電爐) 등에 의한 용제에 계속해서 각종 2차 제련에서 원하는 성분 함유량이 되도록 성분 조정을 행하고, 계속해서 통상의 연속 주조, 잉곳법에 의한 주조 외에, 얇은 슬라브 주조 등의 방법으로 주조하면 좋다. 원료에는 스크랩을 사용해도 상관없다. 연속 주조에 의해 얻은 슬라브인 경우에는 고온 주조편 그대로 열간 압연기로 직송해도 좋고, 실온까지 냉각한 후에 가열로에서 재가열한 후에 열간 압연해도 좋다.

재가열 온도에 대해서는 특별히 제한은 없지만, 1400 ℃ 이상이면 스케일 오프량이 다량이 되어 수율이 저하되므로, 재가열 온도는 1400 ℃ 미만이 바람직하다. 또한, 1000 ℃ 미만의 가열은 스케줄상 조업 효율을 현저히 손상시키기 때문에, 재가열 온도는 1000 ℃ 이상이 바람직하다. 또는, 1100 ℃ 미만에서의 가열은 Ti 및/또는 Nb를 포함하는 석출물이 슬라브 중에서 재용해되지 않고 조대화되어 석출 강화 능력을 잃어버릴 뿐만 아니라 버링 가공성에 있어서 바람직한 사이즈와 분포의 Ti 및/또는 Nb를 포함하는 석출물이 석출되지 않게 되므로, 재가열 온도는 1100 ℃ 이상이 바람직하다.

열간 압연 공정은 세트 압연을 종료한 후, 마무리 압연을 행하지만, 거친 압연 후 또는 그것에 계속되는 디스케일링 후에 시트 바를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 해도 좋다. 그 때에 거친 바를 일단 코일 형상으로 권취하여 필요에 따라서 보온 기능을 갖는 커버에 격납하고, 다시 권취된 후 접합을 행해도 좋다. 또한, 그 후의 마무리 압연은 디스케일링 후에 다시 스케일이 생성되는 것을 방지하기 위해 5초 이내에 행하는 것이 바람직하다.

마무리 압연은 최종 패스 온도(FT)가 Ar₃ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상의 온도 영역에서 종료할 필요가 있다. 이는 열간 압연 후의 냉각 공정에 있어서 버링 가공성에 있어서 바람직한 베이니틱한 페라이트, 또는 페라이트 및 베이나이트를 얻기 위해 γ →α 변태가 저온에서 일어나는 것이 필요하지만, 최종 패스 온도(FT)가 Ar₃ 변태점 ＋ 30 ℃ 미만의 온도 영역에서는 왜곡 야기에 의한 페라이트 변태핵 생성이 일어나 폴리고날로 조대한 페라이트가 생성될 우려가 있다. 마무리 온도의 상한은 본 발명의 효과를 얻기 위해서는 특별히 정할 필요는 없지만, 조업상 스케일 손상이 발생할 가능성이 있으므로, 1100 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 여기서 Ar₃ 변태점 온도라 함은, 예를 들어 하기 계산식에 의해 강 성분과의 관계에서 간이적으로 나타낸다.

Ar₃ ＝ 910 － 310 × ％C ＋ 25 × ％Si － 80 × ％Mn

마무리 압연을 종료한 후에는 지정한 권취 온도(CT)까지 냉각하지만, 그 냉각 개시까지의 시간은 10초 이내로 한다. 이는 냉각 개시까지의 시간이 10초 초과이면 압연 직후에 재결정한 오스테나이트 입자가 조대화되어 γ → α 변태 후의 페라이트 입자가 조대화되어 버릴 우려가 있기 때문이다. 다음에 냉각 종료까지의 평균 냉각 속도이지만, 50 ℃/초 이상이 필요하다. 이는 냉각 종료까지의 평균 냉각 속도가 50 ℃/초 미만이면 버링 가공성에 있어서 바람직한 베이니틱한 페라이트, 또는 페라이트 및 베이나이트의 체적 분률이 감소될 우려가 있기 때문이다. 또한, 냉각 속도의 상한은 실제의 공장 설비 능력 등을 고려하면 500 ℃/초 이하이다. 냉각 종료 온도는 700 ℃ 이하의 온도 영역인 것이 필요하다. 이는 냉각 종료 온도가 700 ℃ 초과이면 버링 가공성에 있어서 바람직한 베이니틱한 페라이트, 또는 페라이트 및 베이나이트 이외의 미크로 조직이 생성될 우려가 있기 때문이다. 냉각 종료 온도의 하한은, 본 발명의 효과를 얻기 위해서는 특별히 정할 필요는 없다. 단, 권취 온도 이하에는 본 발명의 프로세스상 있을 수 없다. 냉각 종료 후로부터 권취까지의 공정에 대해서는 특별히 정하지 않지만, 필요에 따라서 권취 온도까지 냉각해도 좋지만, 이 경우, 열 왜곡에 의한 판의 휨이 우려되므로, 300 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음에 권취 온도가 350 ℃ 미만에서는 충분한 Ti 및/또는 Nb를 포함하는 석출물이 생기지 않게 되어 강도 저하가 우려되고, 650 ℃ 초과에서는 Ti 및/또는 Nb를 포함하는 석출물의 사이즈가 조대화되어 석출 강화에 의한 강도 상승에 기여하지 않게 될 뿐만 아니라, 석출물이 지나치게 크면 석출물과 모상의 계면에 보이드가 생기기 쉬워져 구멍 확대성이 저하될 우려가 있다. 따라서 권취 온도는 350 ℃ 내지 650 ℃로 한다. 또한, 권취 후의 냉각 속도는 특별히 한정되지 않지만, Cu를 1 ％ 이상 첨가한 경우, 권취 온도(CT)가 450 ℃ 초과이면 권취 후에 Cu가 석출되어 가공성이 열화될 뿐만 아니라, 피로 특성 향상에 유효한 고체 용융 상태의 Cu를 잃게 될 우려가 있으므로, 권취 온도(CT)가 450 ℃ 초과인 경우, 권취 후의 냉각 속도는 200 ℃까지를 30 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연 공정 종료 후에는 필요에 따라서 산세정하고, 그 후 인라인 또는 오프라인에서 압하율 10 ％ 이하의 스킨 패스 또는 압하율 40 ％ 정도까지의 냉간 압연을 실시해도 상관없다.

다음에, 냉간 압연 강판으로서 최종 제품으로 하는 경우이지만, 열간에서의 마무리 압연 조건은 특별히 한정되지 않는다. 또한, 마무리 압연의 최종 패스 온도(FT)는 Ar₃ 변태점 온도 미만에서 종료해도 지장이 없지만, 그 경우에는 압연 전 혹은 압연 중에 강한 가공 조직이 잔류하므로, 계속되는 권취 처리 또는 가열 처리에 의해 회복, 재결정시키는 것이 바람직하다. 계속되는 산세정 후의 냉간 압연 공정은 특별히 한정되지 않고 본 발명의 효과를 얻을 수 있다.

이와 같이 냉간 압연된 강판의 열처리는 연속 어닐링 공정을 전제로 하고 있다. 우선, 800 ℃ 이상의 온도 영역에서 5 내지 150초간 행한다. 이 열처리 온도가 800 ℃ 미만인 경우에는 이후의 냉각에 있어서 버링 가공성에 있어서 바람직한 베이니틱한 페라이트, 또는 페라이트 및 베이나이트를 얻을 수 없을 우려가 있으므로, 열처리 온도는 800 ℃ 이상으로 한다. 또한, 열처리 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 연속 어닐링 설비의 제약상 실질적으로 900 ℃ 이하이다.

한편, 이 온도 영역에서의 보유 지지 시간은, 5초 미만에서는 Ti 및 Nb의 탄질화물이 완전히 다시 고체 용융하는 데 불충분해, 150초 초과의 열처리를 행해도 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 생산성을 저하시키기 때문에, 보유 지지 시간은 5 내지 150초 사이로 한다.

다음에 냉각 종료까지의 평균 냉각 속도이지만, 50 ℃/초 이상이 필요하다. 이는 냉각 종료까지의 평균 냉각 속도가 50 ℃/초 미만이면 버링 가공성에 있어서 바람직한 베이니틱한 페라이트, 또는 페라이트 및 베이나이트의 체적 분률이 감소될 우려가 있기 때문이다. 또한, 냉각 속도의 상한은 실제의 공장 설비 능력 등을 고려하면 200 ℃/초 이하이다.

냉각 종료 온도는 700 ℃ 이하의 온도 영역인 것이 필요하지만, 연속 어닐링 설비를 이용하는 경우, 냉각 종료 온도가 550 ℃ 초과가 되는 것은, 통상은 없으므로 특별히 배려할 필요는 없다. 또한, 냉각 종료 온도의 하한은 본 발명의 효과를 얻기 위해서는 특별히 정할 필요는 없다.

또한 그 후, 필요에 따라서 스킨 패스 압연을 실시해도 좋다.

산세정 후의 열연 강판, 혹은 상기한 열처리 공정 종료 후의 냉간 압연 강판에 아연 도금을 실시하기 위해서는 아연 도금욕 중에 침적하여 필요에 따라서 합금화 처리해도 좋다.

(실시예)

이하에, 실시예에 의해 본 발명을 더 설명한다.

표1에 나타내는 화학 성분을 갖는 A 내지 M의 강은 전로에서 용제하고, 연속 주조 후, 표2에 나타내는 가열 온도에서 재가열하여 거친 압연에 계속되는 마무리 압연에서 1.2 내지 5.5 ㎜의 판 두께로 한 후에 권취하였다. 단, 표 중의 화학 조성에 대한 표시는 질량 ％이다. 또한, 표2에 나타낸 바와 같이 일부에 대해서는 열간 압연 공정 후, 산세정, 냉간 압연, 열처리를 행하였다. 판 두께는 0.7 내지 2.3 ㎜이다. 한편, 상기 강판 중 강(H) 및 강(C－7)에 대해서는 아연 도금을 실시하였다.

제조 조건의 상세를 표2에 나타낸다. 여기서「SRT」는 슬라브 가열 온도,「FT」는 최종 패스 마무리 압연 온도,「개시 시간」이라 함은, 압연 종료로부터 냉각 개시까지의 시간,「냉각 속도」라 함은, 냉각 개시로부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도,「CT」는 권취 온도이다. 단, 후에 냉간 압연 공정에서 압연을 행하는 경우에는 이와 같은 제한의 한계는 없으므로「－」로 하였다.

이와 같이 하여 얻게 된 열연판의 인장력 시험은 도3의 (a), 도3의 (b)에 도시한 바와 같이 공시재를, 우선 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편으로 가공하고, JIS Z 2241에 기재된 시험 방법에 따라서 행하였다. 도3의 (a)(평면도), 도3의 (b)(측면도)에 있어서, 부호 1, 2는 강판(시험편), 3은 용접 금속, 4는 이음매, 5, 6은 보조판을 나타낸다. 표2에 항복 강도(YP), 인장 강도(TS), 파단 신장(E1)을 나타낸다. 한편, 버링 가공성(구멍 확대성)에 대해서는 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001－1996에 기재된 구멍 확대 시험 방법에 따라서 평가하였다. 표2에 구멍 확대율(λ)을 나타낸다. 여기서, 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 파라이트, 멀텐사이트의 체적 분률은 강판 판폭의 1/4 W 혹은 3/4 W 위치로부터 잘라낸 시료를 압연 방향 단면에 연마, 에칭하여 광학 현미경을 이용하여 200 내지 500배의 배율로 관찰된 판 두께의 1/4t에 있어서의 미크로 조직의 면적 분률로 정의된다. 또한, 도3에 도시하는 용접 이음매 인장 시험편으로 JIS Z 2241에 준한 방법으로 인장 시험을 실시하고, 그 파단 부위를 눈으로 확인하여 외관 관찰로부터 모재부/용접부로 분류하였다. 이음매 강도의 관점으로부터 이 용접 파단부는 용접부보다 모재부의 쪽이 보다 바람직하다.

또한, 아크 용접의 용접 열영향부의 경도 측정에 대해서는 JIS Z 3101에 기재된 1호 시험편으로 JIS Z 2244에 기재된 시험 방법에 준하여 측정하였다. 단, 아크 용접은 실드 가스 : CO₂, 와이어 : 닛떼쯔 요오세쯔고교(가부시끼가이샤)제 YM－28Ø1.2 ㎜, YM－60C Ø1.2 ㎜, YM－80C Ø1.2 ㎜를 필요에 따라서 구분하여 사용하고, 용접 속도 : 100 ㎝/분, 용접 전류 : 260 ± 10A, 용접 전압 : 26 ± 1V, 공시재의 판 두께는 연마를 행하여 2.6 ㎜로 하고, 경도 측정 위치는 표면으로부터 0.25 ㎜, 측정 간격은 0.5 ㎜이고, 시험력은 98 N으로 하였다.

본 발명에 따르는 것은 강(A, B, C－1, C －7, F, H, K, L, M)의 9강이고, 소정량의 강 성분을 함유하여 그 미크로 조직이 페라이트, 또는 페라이트 및 베이나이트로 이루어지는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판을 얻을 수 있고, 따라서 본 발명에 기재된 방법에 의해 평가한 종래강의 열영향부 연화도(ΔHv)가 50 이상인 것에 대해 유의차가 인정된다. 또한, 강(F)에 대해서는 B첨가의 효과에 의해 용접 열영향부 중 α－γ－α 변태가 일어나는 열이력을 받는 부위에 있어서 담금질성이 향상된 결과, 파단 위치가 모재부로 되어 있다.

상기 이외의 강은 이하의 이유에 의해 본 발명의 범위 외이다. 즉, 강(C－2)은 마무리 압연 종료 온도(FT)가 본 발명 청구항 8의 범위 외이기 때문에, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 미크로 조직을 얻을 수 없고 충분한 구멍 확대성(λ)을 얻을 수 없다. 강(C－3)은 마무리 압연 종료로부터 냉각 개시까지의 시간이 본 발명 청구항 8의 범위 외이기 때문에, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 미크로 조직을 얻을 수 없고 충분한 구멍 확대성(λ)을 얻을 수 없다. 강(C－4)은 평균 냉각 속도가 본 발명 청구항 8의 범위 외이기 때문에, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 미크로 조직을 얻을 수 없고 충분한 구멍 확대성(λ)을 얻을 수 없다. 강(C－5)은 냉각 종료 온도 및 권취 온도가 본 발명 청구항 8의 범위 외이기 때문에, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 미크로 조직을 얻을 수 없고 충분한 구멍 확대성(λ)을 얻을 수 없다. 강(C－6)은 권취 온도가 본 발명 청구항 8의 범위 외이기 때문에, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 미크로 조직을 얻을 수 없고 충분한 구멍 확대성(λ)을 얻을 수 없다. 강(C－8)은 열처리 온도가 본 발명 청구항 9의 범위 외이기 때문에, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 미크로 조직을 얻을 수 없고 충분한 구멍 확대성(λ)을 얻을 수 없다. 강(C－9)은 보유 지지 시간이 본 발명 청구항 9의 범위 외이기 때문에, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 미크로 조직을 얻을 수 없고 충분한 구멍 확대성(λ)을 얻을 수 없다. 강(D)은 C*이 본 발명 청구항 1 또는 2의 범위 외이기 때문에, 열영향부의 연화도(ΔHv)가 크다. 강(E)은 C*이 본 발명 청구항 1 또는 2의 범위 외이기 때문에, 열영향부의 연화도(ΔHv)가 크다. 강(E)은 C 첨가량 및 C*이 본 발명 청구항 1 또는 2의 범위 외이기 때문에, 열영향부의 연화도(ΔHv)가 크다. 강(G)은 Mo ＋ Cr량이 본 발명 청구항 1의 범위 외이기 때문에, 열영향부의 연화도(ΔHv)가 크다. 강(I)은 Mo ＋ Cr량이 본 발명 청구항 1의 범위 외이기 때문에, 열영향부의 연화도(ΔHv)가 크다. 강(J)은 C*이 본 발명 청구항 1 또는 2의 범위 외이기 때문에, 열영향부의 연화도(ΔHv)가 크다.

이상 상세하게 서술한 바와 같이, 본 발명은 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 인장 강도 540 ㎫ 이상의 버링성 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 이들 얇은 강판을 이용함으로써, 성형 후에 스폿, 아크, 플라즈마, 레이저 등에 의해 용접되는 경우나, 이들 용접 후에 성형되는 경우에 있어서 용접 열영향부의 내연화성의 대폭적인 개선을 기대할 수 있다.

Claims

질량 ％로,

C : 0.01 내지 0.1 ％,

Si : 0.01 내지 2 ％,

Mn : 0.05 내지 3 ％,

P ≤ 0.1 ％,

S ≤ 0.03 ％,

Al : 0.005 내지 1 ％,

N : 0.0005 내지 0.005 ％,

Ti : 0.05 내지 0.5 ％를 포함하고, 또한

0 ％＜ C －(12/48Ti － 12/14N － 12/32S)≤ 0.05 ％, 또한,

Mo ＋ Cr ≥ 0.2 ％, 또한 Cr ≤ 0.5 ％, Mo ≤ 0.5 ％를 만족시키는 범위에서 C, S, N, Ti, Cr, Mo를 함유하고 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강이며, 그 미크로 조직이 페라이트, 또는 페라이트 및 베이나이트로 이루어지는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판.
상기 강이 또한 질량 ％로,

Nb : 0.01 내지 0.5 ％를 포함하고, 또한

0 ＜ C －(12/48Ti － 12/93Nb－12/14N － 12/32S)≤ 0.05 ％를 만족시키는 범위에서 Nb를 함유하고 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 강이 또한 질량 ％로,

Ca : 0.0005 내지 0.002 ％, REM : 0.0005 내지 0.02 ％, Cu : 0.2 내지 1.2 ％, Ni : 0.1 내지 0.6 ％, B : 0.0002 내지 0.002 ％의 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 자동차용 얇은 강판에 아연 도금이 실시되어 있는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 얇은 강판을 얻기 위해 상기 성분을 갖는 강편의 열간 압연에 있어서 마무리 압연을 Ar₃ 변태점 온도 ＋30 ℃ 이상의 온도 영역에서 종료되고, 그 후 10초 이내에 냉각 종료까지의 평균 냉각 속도가 50 ℃/초 이상의 냉각 속도로 700 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하고, 350 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판의 제조 방법.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 얇은 강판을 얻기 위해 상기 성분을 갖는 강편을 열간 압연, 산세정, 냉간 압연한 후, 800 ℃ 이상의 온도 영역에서 5 내지 150초간 보유 지지하고, 그 후 평균 냉각 속도가 50 ℃/초 이상의 냉각 속도로 700 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하는 공정의 열처리를 하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판의 제조 방법.
제5항에 있어서, 열간 압연 공정 종료 후에 아연 도금욕 중에 침적시켜 강판 표면을 아연 도금하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판의 제조 방법.
제6항에 있어서, 열처리 공정 종료 후, 아연 도금욕 중에 침적시켜 강판 표면을 아연 도금하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판의 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서, 아연 도금욕 중에 침적하여 아연 도금한 후, 합금화 처리하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판의 제조 방법.