KR20110105404A

KR20110105404A - 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20110105404A
Application number: KR1020117020422A
Authority: KR
Inventors: 요시히코 오노; 겐지 다카하시; 가네하루 오쿠다; 쇼이치로 다이라
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2009-02-02
Filing date: 2010-02-02
Publication date: 2011-09-26
Also published as: EP2392683B1; KR101217921B1; EP2392683A4; WO2010087529A1; KR20130122009A; CN102301027B; KR20130122008A; CA2750890A1; KR20120105061A; CA2750890C; JP4623233B2; EP2392683A1; JP2010196159A; CN102301027A; US9297060B2; US20120037281A1; US8636852B2; US20140102597A1; KR101624473B1; KR101379973B1

Abstract

Mo 나 Cr 등의 고가의 원소의 다량 첨가나 특수한 CGL 열이력을 필요로 하지 않고, 낮은 YP, 높은 BH, 우수한 내시효성, 우수한 내식성을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법을 제공한다. 질량％ 로, C : 0.015 ％ 초과 0.100 ％ 미만, Si : 0.3 ％ 이하, Mn : 1.90 ％ 미만, P : 0.015 ％ 이상 0.05 ％ 이하, S : 0.03 ％ 이하, sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Cr : 0.30 ％ 미만, B : 0.0003 ％ 이상 0.005 ％ 이하, Ti : 0.014 ％ 미만을 함유하고, 2.2 ≤［Mneq］≤ 3.1 및 0.42 ≤ 8［％P］＋ 150 B^* ≤ 0.73 을 만족한다. 강 조직은, 페라이트와 제 2 상을 갖고, 제 2 상의 면적률이 3 ∼ 15 ％, 제 2 상 면적률에 대한 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 면적률의 비율이 70 ％ 초과, 제 2 상 면적률 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 면적률의 비율이 50 ％ 이상이다.

Description

고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}

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, 트렁크 리드, 백 도어, 펜더와 같은 내덴트성이 요구되는 자동차 외판 패널에는, TS : 340 ㎫ 클래스의 BH 강판 (베이킹 경화형 강판, 이후, 간단히 340BH 라고 함) 이 적용되어 왔다. 340BH 는 C : 0.01 ％ 미만 (％ 는 질량％, 이하 동일) 의 극저탄소강에 있어서 고용 C 량을 Nb, Ti 등의 탄질화물 형성 원소의 첨가에 의해 제어하고, Mn, P 로 고용 강화한 페라이트 단상강이다. 최근, 차체 경량화 요구가 더욱 높아져, 이들 340BH 가 적용되어 온 외판 패널을 더욱 고강도화하고 강판을 박육화하거나, 혹은 동일 판두께에서 R/F (레인 포스먼트 : 내측의 보강 부품) 를 삭감하거나, 나아가서는 베이킹 도장 공정을 저온, 단시간화하는 등의 검토가 진행되고 있다.

그러나, 종래의 340BH 에 추가로 Mn, P 를 다량 첨가하여 고강도화를 도모하면 항복 응력 (YP) 의 증가에서 기인하여 프레스 성형품의 내면변형성이 현저하게 열화된다. 여기서, 면 변형이란, 도어의 노브부의 외주 등에 생기기 쉬운 프레스 성형면의 미소한 주름, 기복 형상의 모양이다. 면 변형은 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 갖는 것이 요구된다.

한편, 낮은 항복 응력을 유지하면서 프레스 성형 및 베이킹 도장 후의 강도를 높게 하기 위해서는, 프레스시의 가공 경화 (WH), 프레스 후의 베이킹 경화 (BH) 를 증가시킬 필요가 있다. 그 중에서도, 프레스 성형시에 부여되는 변형량에 의존하지 않고 높은 내덴트성을 안정적으로 확보하기 위해서는 BH 를 증가시키는 것이 바람직하다. 그러나, BH 를 증가시키면 내시효성의 열화가 생긴다. 특히, 최근의 차량 생산 거점의 글로벌화에 의해, 북미나 북동 아시아 지역뿐만 아니라, 동남 아시아, 남미, 인도 등에 있어서도 패널용 강판의 수요가 증가하고 있어, 추가적인 내시효성의 향상이 요구되고 있다. 예를 들어, 적도 부근의 지역에서 강판을 사용하는 경우에는, 수송 공정이나 현지 창고에서의 보관 기간을 고려하면, 강판은 40 ∼ 50 ℃ 에 2 ∼ 5 개월 노출되므로, 종래의 페라이트 단상강에서는 내시효성은 충분하지 않고, 프레스 후의 외판 의장면에 주름 형상의 모양이 발생한다. 이와 같이, 최근에는 높은 BH 를 유지하면서도 종래 강보다 우수한 내시효성을 갖고 있는 것이 강판 특성으로서 요구된다.

나아가서는, 자동차용 강판에는 우수한 내식성도 요구된다. 예를 들어, 도어, 후드, 트렁크 리드 등의 부품에 있어서, 외판 패널은 이너와 접합하기 위하여 플랜지부가 헴 가공에 의해 굽혀진다. 혹은, 스포트 용접이 실시된다. 이 헴 가공부나 스포트 용접 주변부는 강판끼리가 밀착하고 있어 전착 도장시의 화성 피막이 생기기 어렵기 때문에 녹이 생기기 쉽다. 특히, 물이 고이기 쉬워 장시간 습윤 분위기에 노출되는 후드 전방의 코너부나 도어 하부의 코너부에서는 녹에 의한 천공이 자주 생긴다. 따라서, 외판 패널용의 강판에는 우수한 내식성이 요구된다. 특히, 최근, 차체의 녹 방지 성능을 향상시켜, 내천공 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 : 0.005 ∼ 0.15 ％, Mn : 0.3 ∼ 2.0 ％, Cr : 0.023 ∼ 0.8 ％ 를 함유하는 강의 소둔 후의 냉각 속도를 적정화하고, 주로 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 복합 조직을 형성시킴으로써, 낮은 항복 응력 (YP), 높은 베이킹 경화 (BH) 를 겸비한 합금화 아연 도금 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는, C : 0.01 ％ 초과 0.03 ％ 미만, Mn : 0.5 ∼ 2.5 ％, B : 0.0025 ％ 이하를 함유하는 강에 Mo 를 0.02 ∼ 1.5 ％ 첨가하고, 또한 sol.Al, N, B, Mn 량을 sol.Al ≥ 9.7 × N, B ≥ 1.5 × 10⁴ × (Mn² ＋ 1) 이 되도록 제어하여 페라이트와 저온 변태 생성상으로 이루어지는 조직을 얻음으로써, 베이킹 경화성과 상온 내시효성의 양자가 우수한 용융 아연 도금 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 3 에는, C : 0.005 ％ 이상 0.04 ％ 미만, Mn : 0.5 ∼ 3.0 ％ 를 함유하는 강판을 열간 압연하는 과정에 있어서 압연 종료 후 2 초 이내에 70 ℃/s 이상의 냉각 속도로 650 ℃ 이하까지 냉각함으로써, 내시효성이 우수한 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 4 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 5 에는, C : 0.005 ∼ 0.04 ％, Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, Cr : 0.2 ∼ 1.0 ％ 를 함유하는 강에 있어서 Mn ＋ 1.29 Cr 을 2.1 ∼ 2.8 로 제어함과 함께, Cr 을 비교적 많이 첨가함으로써, YP 가 낮고 BH 가 높은 용융 아연 도금 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 냉각하고, 200 ℃ 이하의 온도까지를 100 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각함으로써, 베이킹 경화성이 우수한 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

[특허문헌]

(특허문헌 1) 일본 특허공보 소62-40405 호

(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 2005-8904호

(특허문헌 3) 일본 공개특허공보 2005-29867호

(특허문헌 4) 일본 공개특허공보 2008-19502호

(특허문헌 5) 일본 공개특허공보 2007-211338호

(특허문헌 6) 일본 공개특허공보 2006-233294호

그러나, 상기 특허문헌 1 ∼ 5 에 기재된 강판은, 전부 강판의 조직으로서 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 한 복합 조직 강이고, 이와 같은 조직의 강에서는, 고가의 원소인 Mo 나 Cr 을 다량으로 첨가한 강에서는 종래의 고용 강화형의 강판과 비교하여 충분히 낮은 YP 와 높은 BH 를 갖고 있지만, Mo, Cr 의 첨가량이 적은 강으로는 충분히 낮은 YP 와 높은 BH 를 겸비한 강을 얻는 것은 곤란했다. 예를 들어, 종래 강에서는, Mo 를 0.2 ％ 이상 혹은 Cr 을 0.30 ％ 이상 첨가한 강에서는, TS : 440 ㎫ 클래스의 강판에서 250 ㎫ 정도이거나 이하의 낮은 YP 와 50 ㎫ 정도이거나 그 이상의 높은 BH 가 얻어지지만, Mo 나 Cr 이 적은 강판에서는 YP 가 높거나, BH 가 낮다.

또, 상기 특허문헌에 기재된 종래 강은, 내시효성도 반드시 충분하지 않았다. 예를 들어, 적도 부근의 지역에서의 강판의 사용을 상정하고, 특허문헌 3 에 기재된 강판을 50 ℃ 에서 3 개월 유지하여 시효 후의 항복점 신장 (YPEl) 의 발현 유무의 평가를 실시했지만, 반드시 양호한 결과는 나타나지 않았다. 이것은, 특허문헌 3 에 기재된 시효 조건은 100 ℃ 에서 10 ∼ 15 hr 이고, 이 시효 조건은 50 ℃ 환산에서는 겨우 0.8 ∼ 1.2 개월이므로, 상기 시효 조건이 충분하지 않았던 것에 의한 것으로 생각된다. 또, 특허문헌 3 에 기재된 방법은 열연 후에 특수한 급속 냉각을 필요로 하므로, 특별한 급랭 설비를 갖지 않은 통상적인 압연 라인에서는 적용하는 것도 어렵다. 또한 특허문헌 2 에 기재되어 있는 바과 같이, 종래 기술에서는, 내시효성을 향상시키기 위해서, 0.2 ％ 정도의 다량의 Mo 가 첨가된 기술이 많아, 이와 같은 강은 제조 비용이 현저하게 비싸다.

또한 동일하게 상기의 특허문헌 1 ∼ 6 에 기재된 강판에 있어서 후드나 도어의 헴 가공부를 모의한 강판 형상에서의 내식성을 조사한 결과, 그 대부분의 강에 있어서 내식성은 반드시 충분하지 않고, 그 중 몇 개인가는 종래 강보다 내식성이 현저하게 떨어짐을 알 수 있다.

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

본 발명은, 이와 같은 문제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로, Mo 나 Cr 등의 고가의 원소의 다량 첨가나 특수한 CGL 열이력을 필요로 하지 않고, 낮은 YP, 높은 BH, 우수한 내시효성, 우수한 내식성을 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, 고 BH, 양호한 내시효성을 동시에 확보하는 방법에 대해 예의 검토를 실시하여 이하의 결론을 얻었다.

(I) 종래의 복합 조직 강판에는, 저강도를 유지하면서 담금질성을 확보하기 위해서 Cr 이 비교적 다량으로 첨가되고 있었지만, 헴 가공부의 내식성은 Cr 첨가에 의해 현저하게 열화된다. 이 때문에, 340BH 와 동등 이상의 내식성을 확보하려면, Cr 함유량을 0.30 ％ 미만으로 저감시킬 필요가 있다.

(Ⅱ) YP 혹은 항복비 (YR) 를 낮게 억제하고, 양호한 내시효성을 확보하려면, Mn 당량을 높여 펄라이트의 생성을 억제하고 페라이트와 주로 마르텐사이트인 제 2 상에 의한 복합 조직으로 제어하면서, 제 2 상의 면적률을 3 ％ 이상 확보할 필요가 있다.

(Ⅲ) 내식성 확보의 관점에서 Cr 을 저감시키면서 충분한 Mn 당량을 확보하기 위해서는, 예를 들어 Mn 을 활용할 필요가 있지만, Mn 을 다량 첨가하면 페라이트 입자가 전신 (展伸) 하여 불균일한 입도 분포가 됨과 함께 마르텐사이트가 현저하게 미세화되어 YP 의 증가를 초래한다. 이에 대하여, B (붕소) 나 P (인) 는 담금질성을 개선하는 효과가 현저하고, 또한 페라이트 입자를 균일, 조대 (粗大) 하게 다각형화하는 작용이나, 제 2 상을 페라이트 입계의 3 중점에 균일하게 분산시키는 작용이 있다. 구체적으로는, B 는 페라이트 입자를 균일, 조대화하는 작용이 강하고, P 는 마르텐사이트를 균일 분산시키는 작용이 강하다. 이 때문에, P 와 B 를 소정의 범위에서 복합 첨가하고, 또한 Mn 의 첨가량을 소정 범위로 억제함으로써 균일, 조대한 페라이트 입자와 균일하게 분산된 마르텐사이트 입자가 동시에 얻어지고, Cr 이나 Mo 를 저감시킨 성분 강에 있어서도 낮은 YP 가 얻어진다.

(Ⅳ) Mn 의 다량 첨가는 고용 C 의 감소와 제 2 상의 불균일 분산화에 의해 BH 를 현저하게 열화시킨다. 한편, P 와 B 는, 그 자체로 첨가함으로써 BH 를 증가시키는 효과가 있다. 따라서, P 와 B 를 소정량 이상 첨가하여 Mn 의 첨가량을 삭감함으로써 BH 는 현저하게 증가한다. 이 때문에, Mn 당량의 제어에 추가하여, P, B, Mn 을 특정 범위로 제어함으로써 낮은 YP 와 높은 BH 가 동시에 얻어진다.

(Ⅴ) P 와 B 를 활용하여 Mn 당량을 높인 본 강에서는, 열연 후의 냉각 과정에서의 페라이트 변태가 지연되므로, 특수한 급속 냉각을 실시하지 않고도 적당한 급속 냉각과 소정의 온도역에서의 권취 처리를 실시함으로써, 열연 조직이 미세한 페라이트 및 미세한 펄라이트, 혹은 베이나이트가 되고 냉연, 소둔 후의 조직이 균일화되어 한층 더 BH 가 향상된다.

이와 같이, Cr 을 0.30 ％ 미만으로 저감시킴과 함께, Mn 당량을 높이면서, P 와 B 를 복합으로 소정량 첨가하여 Mn 의 첨가량을 소정 범위로 제어하고, 나아가서는 열연 후의 냉각 속도를 적정화함으로써, 우수한 내식성, 낮은 YP, 높은 BH, 양호한 내시효성 전부를 겸비한 강을 얻을 수 있다. 또한, Mo 나 Cr 과 같은 고가의 원소를 사용하지 않기 때문에 염가로 제조할 수 있고, 특수한 열이력도 필요로 하지 않는다.

본 발명은, 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 강의 성분 조성으로서 질량％ 로, C : 0.015 ％ 초과 0.100 ％ 미만, Si : 0.3 ％ 이하, Mn : 1.90 ％ 미만, P : 0.015 ％ 이상 0.05 ％ 이하, S : 0.03 ％ 이하, sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Cr : 0.30 ％ 미만, B : 0.0003 ％ 이상 0.005 ％ 이하, Ti : 0.014 ％ 미만을 함유하고, 추가로 2.2 ≤ [Mneq] ≤ 3.1 및 0.42 ≤ 8 [％P] ＋ 150 B^* ≤ 0.73 을 만족하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강의 조직으로서 페라이트와 제 2 상을 갖고, 제 2 상의 면적률이 3 ∼ 15 ％, 제 2 상 면적률에 대한 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 면적률의 비율이 70 ％ 초과, 제 2 상 면적률 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 면적률의 비율이 50 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판을 제공한다.

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

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서는, Mo : 0.1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 0.48 ≤ 8 [％P] ＋ 150 B^* ≤ 0.73 을 만족시키는 것이 바람직하다.

추가로, 질량％ 로, V : 0.4 ％ 이하, Nb : 0.015 ％ 이하, W : 0.15 ％ 이하, Zr : 0.1 ％ 이하, Cu : 0.5 ％ 이하, Ni : 0.5 ％ 이하, Sn : 0.2 ％ 이하, Sb : 0.2 ％ 이하, Ca : 0.01 ％ 이하, Ce : 0.01 ％ 이하, La : 0.01 ％ 이하 중 적어도 1 종을 함유시키는 것이 바람직하다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 상기의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 연속 용융 아연 도금 라인 (CGL) 에 있어서, 740 ℃ 초과 840 ℃ 미만의 소둔 온도에서 소둔하고, 상기 소둔 온도로부터 아연 도금욕에 침지할 때까지의 평균 냉각 속도를 2 ∼ 30 ℃/sec 로 냉각한 후, 아연 도금욕에 침지하여 아연 도금하고, 아연 도금 후 5 ∼ 100 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하까지 냉각하거나, 또는 아연 도금 후 추가로 도금의 합금화 처리를 실시하고, 합금화 처리 후 5 ∼ 100 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 의해 제조할 수 있다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에서는, 열간 압연 후, 20 ℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 640 ℃ 이하까지 냉각하고, 그 후 400 ∼ 620 ℃ 에서 권취하는 것이 바람직하다.

본 발명에 의하면, 내식성이 우수하고, YP 가 낮고, BH 가 높으며, 나아가서는 내시효성도 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을, 특수한 CGL 열이력을 필요로 하지 않고, 저비용으로 제조할 수 있게 되었다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 우수한 내식성, 우수한 내면변형성, 우수한 내덴트성, 우수한 내시효성을 겸비하고 있기 때문에, 자동차 부품의 고강도화, 박육화를 가능하게 한다.

도 1 은 YP 와 8 P ＋ 150 B^*의 관계를 나타내는 도면 (P 는 [％P] 를 나타냄) 이다.
도 2 는 BH 와 8 P ＋ 150 B^* 의 관계를 나타내는 도면 (P 는 [％P] 를 나타냄) 이다.
도 3 은 YP 와 P 량의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4 는 BH 와 P 량의 관계를 나타내는 도면이다.
도 5 는 YP, BH 와 Mn, 8 P ＋ 150 B^* 의 관계를 나타내는 도면 (P 는 [％P] 를 나타냄) 이다.
도 6 은 열연 후 640 ℃ 까지의 평균 냉각 속도와 BH 의 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 : 0.30 ％ 미만

Cr 은 본 발명에 있어서 엄밀하게 제어될 필요가 있는 중요한 원소이다. 즉, 종래, Cr 은 YP 의 저감, BH 의 향상과 같은 목적으로 적극적으로 활용되어 왔지만, Cr 은 고가의 원소일 뿐만 아니라, 다량으로 첨가되면 헴 가공부의 내식성을 현저하게 열화시키는 것이 밝혀졌다. 즉, 종래의 YP 가 낮은 복합 조직 강으로 제작한 도어 아우터나 후드 아우터의 부품의 습윤 환경하에서의 내식성을 평가한 결과, 헴 가공부의 천공 수명이 종래 강보다 1 ∼ 4 년이나 감소하는 강판이 관찰되었다. 그리고 또한 이와 같은 내식성의 열화는, Cr 의 함유량이 0.30 ％ 이상에서 생기고, 0.40 ％ 이상에서 현저하게 생기는 것이 밝혀졌다. 따라서, 충분한 내식성을 확보하기 위해서는, Cr 의 함유량은 0.30 ％ 미만으로 할 필요가 있다. Cr 은 이하에 나타내는 [Mneq] 를 적정화하는 관점에서 임의로 첨가할 수 있는 원소이며, 하한은 규정하지 않지만 (Cr : 0 ％ 를 포함함), 저 YP 화의 관점에서는 Cr 은 0.02 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 나아가서는 0.05 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

[Mneq] : 2.2 이상 3.1 이하

높은 BH 를 확보하면서 동시에 낮은 YP 와 우수한 내시효성을 확보하기 위해서는 강 조직으로서 페라이트와 주로 마르텐사이트로 이루어지는 복합 조직으로 할 필요가 있다. 종래 강에서는, YP 혹은 YR 이 충분히 저감되어 있지 않은 강판이나 내시효성이 불충분한 강판을 많이 볼 수 있어 그 원인을 조사한 결과, 이와 같은 강판에서는 제 2 상으로서 마르텐사이트와 소량의 잔류 γ 에 추가하여 펄라이트나 베이나이트가 생성되어 있음이 밝혀졌다. 이 펄라이트는 1 ∼ 2 ㎛ 정도로 미세하고 마르텐사이트에 인접하여 생성되어 있으므로, 광학 현미경에서는 마르텐사이트와 식별하는 것이 어렵고, SEM 을 사용하여 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 배율로의 SEM 에서의 관찰에서는 조대한 펄라이트만이 식별되고, 제 2 상의 면적률에서 차지하는 펄라이트 혹은 베이나이트의 면적률은 10 ％ 정도로 측정되지만, 4000 배의 SEM 관찰로 상세하게 조사를 실시하면, 펄라이트 혹은 베이나이트의 제 2 상의 면적률에서 차지하는 비율은 30 ∼ 40 ％ 를 차지한다. 이와 같은 펄라이트 혹은 베이나이트를 억제함으로써 높은 BH 를 확보하면서 낮은 YP 가 얻어진다.

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

[Mneq] ＝ [％Mn] ＋ 1.3 [％Cr] ＋ 8 [％P] ＋ 150 B^*

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

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

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

B^* 는, B, Ti, Al 첨가에 의해 고용 B 를 잔존시켜 담금질성을 향상시키는 효과를 나타내는 지표이고, B 가 무첨가된 강에서는 B 첨가에 의한 효과는 얻어지지 않기 때문에 B^*＝ 0이다. 또, B^*가 0.0022 이상인 경우, B 에 의한 담금질성의 향상 효과는 포화되므로, B^*는 0.0022 가 된다.

이 [Mneq] 를 2.2 이상으로 함으로써 소둔 후에 완냉각이 실시되는 CGL 열이력에 있어서도 펄라이트 혹은 베이나이트가 충분히 억제된다. 따라서, YP 를 저감시키면서 우수한 내시효성을 얻기 위해서는, [Mneq] 를 2.2 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 저 YP 화의 관점에서는 [Mneq] 는 2.3 이상으로 하는 것이 바람직하고, 2.4 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. [Mneq] 가 3.1 을 초과하는 경우에는, Mn, Cr, P 의 첨가량이 지나치게 많아져 충분히 낮은 YP, 높은 BH, 우수한 내식성을 동시에 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, [Mneq] 는 3.1 이하로 한다.

Mn : 1.90 ％ 미만

상기 서술한 바와 같이, 저 YP 화하면서 고 BH 화하려면 적어도 [Mneq] 의 적정화가 필요하지만, 그것만으로는 불충분하고, Mn 량이나 후술하는 P, B 의 함유량을 소정 범위로 제어할 필요가 있다. 즉, Mn 은 담금질성을 높여 제 2 상 중의 마르텐사이트의 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 전신하여 불균일해짐과 함께 제 2 상이 미세화하여 YP 가 상승한다. 동시에, Mn 의 첨가는 Fe-C 상태도의 Al 선을 저온, 저 C 측으로 이행시키므로 페라이트 중의 고용 C 를 감소시키고, 또한 제 2 상을 불균일하게 분산시키는 작용이 있으므로, BH 를 현저하게 저하시킨다.

따라서, 저 YP 와 고 BH 를 동시에 얻기 위해서는 Mn 량은 1.90 ％ 미만으로 할 필요가 있다. 한층 더 저 YP 화하면서 고 BH 화하기 위해서는 Mn 량은 1.8 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또 이와 같은 Mn 의 효과를 발휘시키려면, Mn 은 1.0 ％ 초과 첨가하는 것이 바람직하다.

P : 0.015 ％ 이상 0.05 ％ 이하

P 는 본 발명에 있어서 저 YP 화와 고 BH 화를 달성하는 중요한 원소이다. 요컨대, P 는 후술하는 B 와 병용하여 소정 범위에서 함유시킴으로써, 낮은 제조 비용으로 저 YP 화, 고 BH 화, 양호한 내시효성이 동시에 얻어짐과 함께, 우수한 내식성의 확보도 가능해진다.

P 는 종래 고용 강화 원소로서 활용되고 있고, 저 YP 화의 관점에서는 오히려 저감시키는 것이 바람직한 것으로 생각되고 있었다. 그러나, 상기 서술한 바와 같이 P 는 미량 첨가에서도 큰 담금질성의 향상 효과를 갖고 있는 것이 밝혀졌다. 또한 P 는 제 2 상을 페라이트 입계의 3 중점에 균일하고 또한 조대하게 분산시키는 효과나, BH 를 약간 증가시키는 효과를 갖고 있는 것이 밝혀졌다. 그래서, P 의 담금질성 향상 효과를 활용하여 저 YP 화, 고 BH 화하는 방법에 대해 예의 검토했다. 그 결과, 소정의 [Mneq] 를 유지하면서 Mn 을 P 로 치환함으로써, 제 2 상을 매우 균일하게 분산시킬 수 있어 YP 가 저감됨과 함께 대폭 BH 가 향상되는 것이 밝혀졌다.

또한, P 는 내식성을 약간 개선하는 원소이기도 하므로, Cr 을 P 로 대체함으로써 양호한 재질을 유지하면서 내식성을 향상시킬 수 있다. 이와 같은 P 첨가에 의한 효과를 얻으려면 P 는 적어도 0.015 ％ 이상 첨가할 필요가 있고, 0.02 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

그러나, P 는 0.05 ％ 를 초과하여 첨가되면 담금질성 향상 효과나 조직의 균일화, 조대화 효과가 포화됨과 함께, 고용 강화량이 지나치게 커져 낮은 YP 를 얻을 수 없게 된다. 또, BH 의 증가 효과도 작아진다. 또, P 는 0.05 ％ 를 초과하여 첨가되면 지철과 도금층의 합금화 반응이 현저하게 지연되어 내파우더링성이 열화된다. 또, 용접성도 열화된다. 따라서, P 량은 0.05 ％ 이하로 한다.

B : 0.0003 ％ 이상 0.005 ％ 이하

B 는 페라이트 입자를 균일, 조대화하는 작용, 담금질성을 향상시키는 작용, BH 를 증가시키는 작용이 있다. 이 때문에, 소정량의 [Mneq] 를 확보하면서 Mn 을 B 로 치환함으로써 저 YP 화와 고 BH 화가 도모된다. 마르텐사이트를 입계에 생성시키는 작용이 있는 P 와 페라이트 입자를 균일 조대화하는 작용이 있는 B 를 병용함으로써 균일 조대한 페라이트 입자와 그 입계 3 중점에 균일하게 분산된 마르텐사이트로 이루어지는 강 조직을 얻을 수 있고, YP 의 저감, BH 의 향상이 현저하게 도모된다. 이와 같은 B 첨가의 효과를 얻으려면, B 는 적어도 0.0003 ％ 이상 필요하다. B 첨가에 의한 저 YP 화의 효과를 더욱 발휘시키려면 B 는 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 좋고, 나아가서는 0.0010 ％ 초과 첨가하는 것이 좋다. 그러나, B 는 0.005 ％ 를 초과하여 첨가하면 주조성이나 압연성이 현저하게 저하된다. 이 때문에, B 는 0.005 ％ 이하로 한다. 주조성, 압연성을 확보하는 관점에서 B 는 0.004 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

0.42 ≤ 8 [％P] ＋ 150 B^* ≤ 0.73

저 YP 화와 고 BH 화를 양립하려면, P, B, Mn 의 각각의 함유량에 추가하여 P 와 B^*의 가중 당량식을 소정 범위로 제어하여 적정화할 필요가 있다. 그래서 앞서, [Mneq] 를 일정하게 하고 P 와 B 를 첨가했을 때의 기계 특성의 변화를 조사했다. 공시 강의 화학 성분은 C : 0.027 ％, Si : 0.01 ％, Mn : 1.5 ∼ 2.2 ％, P : 0.004 ∼ 0.05 ％, S : 0.003 ％, sol.Al : 0.05 ％, Cr : 0.20 ％, N : 0.003 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0018 ％ 로 하고, [Mneq] 가 2.5 내지 2.6 의 범위에서 거의 일정해지도록 Mn 의 첨가량과 P, B 의 첨가량을 밸런스시킨 강을 진공 용해했다. 또, 비교로서, P : 0.01 ％, B : 무첨가로 하고 Mn : 2.2 ％, Cr : 0.20 ％ 로 한 Mn 주체의 성분 강, P : 0.01 ％, B : 무첨가로 하고 Mn : 1.6 ％, Cr : 0.65 ％ 로 한 Cr 첨가한 성분 강, P : 0.01 ％, B : 0.001 ％ 로 하고 Mn : 1.6 ％, Cr : 무첨가, Mo : 0.2 ％ 로 한 Mo 첨가한 성분 강을 함께 용해했다. 또한, Mn 주체의 성분 강과 Cr 주체의 성분 강은 [Mneq] 를 P, B 첨가 강과 동일하게 2.5 ∼ 2.6 으로 조정하고 있다.

얻어진 잉곳으로부터 27 ㎜ 두께의 슬래브를 잘라 내어 1200 ℃ 로 가열 후, 마무리 압연 온도 850 ℃ 에서 2.8 ㎜ 까지 열간 압연하고, 압연 후 바로 물 스프레이 냉각을 실시하여 570 ℃ 에서 1 hr 의 권취 처리를 실시하였다. 얻어진 열연판을 0.75 ㎜ 까지 압연율 73 ％ 로 냉간 압연했다. 얻어진 냉연판에 780 ℃ × 40 sec 의 소둔을 실시하고, 소둔 온도로부터 평균 냉각 속도 7 ℃/sec 로 냉각하고, 460 ℃ 의 아연 도금욕에 침지하여, 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 도금을 합금화 처리하기 위해서 510 ℃ 에서 15 sec 의 유지를 실시하고, 그 후 100 ℃ 이하의 온도역까지 25 ℃/sec 의 냉각 속도로 냉각하고, 0.2 ％ 의 연신율로 조질 압연을 실시하였다.

얻어진 강판에서 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여, 인장 시험 (JIS Z 2241 에 준거) 을 실시하였다. 또, 2 ％ 의 예비 변형을 부여한 후의 응력과, 2 ％ 의 예비 변형을 부여하고 추가로 170 ℃ 에서 20 min 의 베이킹 도장 공정에 상당하는 열처리를 실시한 후의 상부 항복 응력의 차를 측정하여 BH 로 했다.

얻어진 결과를 도 1 및 도 2 에 나타낸다. 여기서, ◆ 는 B : 0.0005 ∼ 0.0010 ％ 의 비교적 B 첨가량이 적은 성분 강에 있어서 P 를 첨가한 강, ◇ 는 B : 0.0013 ∼ 0.0018 ％ 의 비교적 B 첨가량이 많은 성분 강에 있어서 P 를 첨가한 강의 기계 특성을 나타낸다. 또, × 는 Mn 주체의 성분 강, ○ 는 Cr 주체의 성분 강, ● 는 Mo 첨가한 강의 기계 특성을 나타낸다. 이것으로부터, 8 [％P] ＋ 150 B^* 가 0.42 이상에서 YP 가 낮아짐과 함께, BH 가 현저하게 증가한다. 또한 8 [％P] ＋ 150 B^* 가 0.48 이상이 되면, 낮은 YP 를 유지하면서 더욱 높은 BH 가 얻어진다. 이 때의 YP 는, Mn 주체의 강이나 Mo 첨가한 강보다 낮고, Cr 첨가한 강에 가까운 낮은 값을 나타낸다. 또, 이 때의 BH 는 Mn 주체의 강보다 대폭 높고, Cr 첨가 강이나 Mo 첨가 강과 동등하거나 그 이상의 값을 나타낸다. 또, 도 3, 도 4 는, 상기의 B : 0.0013 ∼ 0.0018 ％ 의 비교적 B 첨가량이 많은 성분 강 (B^* 는 0.0019 ∼ 0.0022 로 거의 일정한 강) 과, 비교로 나타낸 Mn 주체의 성분 강, Cr 주체의 성분 강, Mo 첨가한 성분 강에 대해, YP 와 P 량, BH 와 P 량의 관계를 나타낸 것이다. 샘플의 제작 방법은 도 1, 도 2 의 방법과 동일하다. 이것으로부터, B 첨가 강에 P 를 첨가하여 Mn 을 삭감함으로써, 낮은 YP 를 유지하고 높은 BH 가 얻어짐을 알 수 있다. 또, 그러한 효과를 얻기 위해서는, P 는 적어도 0.015 ％ 이상 필요하다는 것을 알 수 있다. 또한, 상기의 강은 전부 TS ≥ 440 ㎫ 의 강도를 갖고 있다.

그래서, 적정한 Mn 량과 8 [％P] ＋ 150 B^* 의 범위를 보다 명확화하기 위해서 Mn 과 P, B 의 조성을 넓게 변화시킨 강에 대해 기계 특성을 조사했다. 또한, Mn, P, B 이외의 화학 성분 및 샘플의 제작 방법은 상기와 동일하다. 얻어진 결과를 도 5 에 나타낸다. 도면 중에는, YP ＜ 215 ㎫ 이고 BH ≥ 60 ㎫ 인 강판을 ● 로 나타내고, 215 ㎫ ≤ YP ≤ 220 ㎫ 이고 BH ≥ 60 ㎫ 인 강판을 △ 로 나타내고, YP ≤ 220 ㎫ 이고 55 ㎫ ≤ BH ＜ 60 ㎫ 인 강판을 ○ 로 나타냈다. 또, 상기의 특성을 만족하지 않는 YP ＞ 220 ㎫ 또는 BH ＜ 55 ㎫ 인 강판을 ◆ 로 나타냈다.

이것으로부터, [Mneq] 가 2.2 이상, Mn 량 1.90 ％ 미만 또한 0.42 ≤ 8 [％P] ＋ 150 B^* ≤ 0.73 을 만족할 때, 낮은 YP 와 높은 BH 가 동시에 얻어짐을 알 수 있다. 또한 0.48 ≤ 8 [％P] ＋ 150 B^* 를 만족시킬 때, 더욱 높은 BH 가 얻어진다. 또한 [Mneq] 를 2.3 이상으로 하고, 8 [％P] ＋ 150 B^*를 0.70 이하로 함으로써, 보다 낮은 YP 와 더욱 높은 BH 가 얻어진다. 이와 같은 강판은 페라이트를 주로 하여 마르텐사이트로 이루어지는 조직을 갖고, 펄라이트나 베이나이트의 생성량은 저감되어 있다. 또, 페라이트 입자는 균일, 조대하고, 마르텐사이트는 주로 페라이트 입자의 3 중점에 균일하게 분산되어 있다. 단, 8 [％P] ＋ 150 B^* 가 0.73 을 초과하면 P 를 0.05 ％ 를 초과하여 첨가하는 것이 필요해지므로, 조직은 균일화되지만 P 의 고용 강화가 지나치게 커져 충분히 낮은 YP 를 얻을 수 없게 된다.

이상으로부터, 8 [％P] ＋ 150 B^*는 0.42 이상 0.73 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 0.48 이상 0.73 이하, 더욱 바람직하게는, 0.48 이상 0.70 이하로 한다.

C : 0.015 ％ 초과 0.100 ％ 미만

C 는 소정량의 제 2 상의 면적률을 확보하기 위해서 필요한 원소이다. C 량이 지나치게 적으면 충분한 제 2 상의 면적률을 확보할 수 없어져, 충분한 내시효성이나 낮은 YP 를 얻을 수 없게 된다. 종래 강과 동등 이상의 내시효성을 얻기 위해서는 C 는 0.015 ％ 초과로 할 필요가 있다. 내시효성을 한층 더 향상시키고, YP 를 한층 더 저감시키는 관점에서는 C 는 0.02 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, C 량이 0.100 ％ 이상이 되면 제 2 상의 면적률이 지나치게 많아져 YP 가 증가하고, BH 도 저하된다. 또, 용접성도 열화된다. 따라서, C 량은 0.100 ％ 미만으로 한다. 보다 낮은 YP 를 얻으면서 높은 BH 를 얻기 위해서는 C 량은 0.060 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 0.040 ％ 미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Si : 0.3 ％ 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 0.3 ％ 초과로 첨가하면 도금 외관 품질이 열화되어 외판 패널에 대한 적용이 어려워짐과 함께 YP 의 상승을 초래하므로, Si 량은 0.3 ％ 이하로 한다. 또한, 표면 품질을 향상시키고, YP 를 저감시키는 관점에서 Si 는 0.2 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. Si 는 임의로 첨가할 수 있는 원소이며, 하한은 규정하지 않지만 (Si : 0 ％ 를 포함함), 상기의 관점에서 Si 는 0.01 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 나아가서는 0.02 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

S : 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 플랜지성과 같은 연성 (延性) 을 저하시켜, 프레스 성형성을 저하시킨다. 또, 슬래브를 열간 압연할 때에 열간 연성을 저하시켜, 표면 결함을 발생시키기 쉽게 한다. 나아가서는 내식성을 약간 저하시킨다. 이 때문에, S 량은 0.03 ％ 이하로 한다. 연성이나 내식성을 향상시키는 관점에서, S 는 0.02 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.01 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.002 ％ 이하로 하는 것은 더욱 바람직하다.

sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하

Al 은 N 을 고정하여 B 의 담금질성 향상 효과를 촉진하는 목적, 내시효성을 향상시키는 목적, 개재물을 저감시켜 표면 품질을 향상시키는 목적으로 첨가된다. Al 의 담금질성 향상 효과는, B 무첨가 강에서는 작고 Mn 의 0.1 ∼ 0.2 배 정도이지만, B 를 첨가한 강에서는 N 을 AlN 으로서 고정하여 고용 B 를 잔존시키는 효과에 의해, 소량의 sol.Al 의 첨가량에서도 크다. 반대로 sol.Al 의 함유량이 적정화되어 있지 않으면 B 의 담금질성 향상 효과는 얻어지지 않고, 고용 N 이 잔존하여 내시효성도 열화된다. 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, 공연히 비용 상승을 초래시킨다. 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 : 0.005 ％ 이하

N 은 강 중에서 BN, AlN, TiN 등의 질화물을 형성하는 원소이고, BN 의 형성을 통해서 B 의 효과를 소실시키는 폐해가 있다. 또, 미세한 AlN 을 형성하여 입자 신장성을 저하시켜, YP 의 상승을 가져온다. 나아가서는, 고용 N 이 잔존 하면 내시효성이 열화된다. 이와 같은 관점에서 N 은 엄밀하게 제어되어야만 한다. N 함유량이 0.005 ％ 를 초과하면 B 의 담금질성 향상 효과가 충분히 얻어지지 않아 YP 가 상승한다. 또, 이와 같은 성분 강에서는 내시효성이 열화되어, 외판 패널에 대한 적용성이 불충분해진다. 이상으로부터, N 의 함유량은 0.005 ％ 이하로 한다. B 를 유효하게 활용하고, 또한 AlN 의 석출량을 경감시켜 한층 더 YP 를 저감시키는 관점에서는 N 은 0.004 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mo : 0.1 ％ 이하

Mo 는 담금질성을 향상시켜 펄라이트의 생성을 억제하고, 저 YR 화하거나, 혹은 양호한 내시효성을 유지하면서 BH 를 향상시키는 관점에서 첨가할 수 있다. 그러나, Mo 는 매우 고가의 원소이므로, 그 첨가량이 많으면 현저한 비용 상승으로 연결된다. 또, Mo 는 첨가량이 증가하면 YP 가 증가한다. 따라서, Mo 를 첨가하는 경우에는, YP 의 저감 및 저비용화의 관점에서 Mo 의 첨가량은 0.1 ％ 이하로 한정한다 (Mo : 0 ％ 를 포함함). 한층 더 저 YP 화하는 관점에서는 0.05 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 또한 Mo 는 무첨가 (0.02 ％ 이하) 로 하는 것이 바람직하다.

Ti : 0.014 ％ 미만

Ti 는, N 을 고정하여 B 의 담금질성을 향상시키는 효과, 내시효성을 향상시키는 효과나 주조성을 향상시키는 효과가 있으며, 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 0.014 ％ 이상이 되면 현저하게 YP 가 증가하여 BH 가 저하된다. 따라서, Ti 의 함유량은 0.014 ％ 미만으로 한다 (Ti : 0 ％ 를 포함함). TiN 의 석출에 의해 N 을 고정하여 B 의 담금질성의 향상 효과를 발휘시키기 위해서는 Ti 의 함유량은 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, TiC 의 석출을 억제하여 낮은 YP 와 높은 BH 를 얻기 위해서는 Ti 의 함유량은 0.010 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

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

V : 0.4 ％ 이하

V 는 담금질성을 향상시키는 원소이며, 도금 품질이나 내식성을 열화시키는 작용이 작기 때문에, Mn 이나 Cr 의 대체로서 활용할 수 있다. V 는 상기의 관점에서 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.03 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 0.4 ％ 를 초과하여 첨가하면 현저한 비용 증가가 되므로, V 는 0.4 ％ 이하로 기재 첨가하는 것이 바람직하다.

Nb : 0.015 ％ 이하

Nb 는 조직을 세립화함과 함께 NbC, Nb (C, N) 를 석출시켜 강판을 강화하는 작용, 세립화에 의해 BH 를 증가시키는 작용이 있으므로, 고강도화, 고 BH 화의 관점에서 첨가할 수 있다. Nb 는 상기의 관점에서 0.003 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 0.015 ％ 를 초과하여 첨가하면 YP 가 현저하게 상승하므로, Nb 는 0.015 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

W : 0.15 ％ 이하

W 는 담금질성 원소, 석출 강화 원소로서 활용할 수 있다. W 는 상기의 관점에서 0.01 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.03 ％ 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 상기의 관점에서 0.01 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 0.03 ％ 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 그 첨가량이 지나치게 많으면 YP 의 상승을 초래하므로 Zr 은 0.1 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

Cu : 0.5 ％ 이하

Cu 는 내식성을 약간 향상시키므로, 내식성 향상의 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 또, 스크랩을 원료로서 활용할 때 혼입하는 원소이며, Cu 의 혼입을 허용함으로써 리사이클 자재를 원료 자재로서 활용할 수 있어 제조 비용을 삭감 할 수 있다. Cu 는 상기의 관점에서 0.02 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고,또한 내식성 향상의 관점에서는 Cu 는 0.03 ％ 이상 첨가하는 것이 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 생기기 쉬운 표면 결함을 저감시키는 작용이 있다. 따라서, Ni 는 상기의 관점에서 0.01 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 내식성을 향상시키면서 표면 품질을 개선하는 관점에서 Ni 는 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.

Sn : 0.2 ％ 이하

Sn 은 강판 표면의 질화, 산화, 혹은 산화에 의해 생기는 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 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 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 동일하게 강판 표면의 질화, 산화, 혹은 산화에 의해 생기는 강판 표층의 수십 미크론 영역의 탈탄이나 탈 B 를 억제하는 관점에서 첨가하는 것이 바람직하다. 이와 같은 질화나 산화를 억제함으로써 강판 표층에 있어서 마르텐사이트의 생성량이 감소하는 것을 방지할 수 있다. B 의 감소에 의한 담금질성의 저하를 방지함으로써 피로 특성이나 내시효성을 개선할 수 있다. 또, 용융 아연 도금의 젖음성을 향상시켜 도금 외관 품질을 향상시킬 수 있다. 질화나 산화를 억제하는 관점에서 Sb 는 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 0.2 ％ 를 초과하면 YP 의 상승이나 인성의 열화를 초래하므로 Sb 는 0.2 ％ 이하로 함유시키는 것이 바람직하다.

Ca : 0.01 ％ 이하

Ca 는 강 중의 S 를 CaS 로 하여 고정하고, 나아가서는 부식성 생물 중의 pH 를 증가시켜, 헴 가공부나 스포트 용접부 주변의 내식성을 향상시키는 작용이 있다. 또, CaS 의 생성에 의해 신장 플랜지성을 저하시키는 MnS 의 생성을 억제하여, 신장 플랜지성을 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 고정시킬 목적으로 첨가할 수 있다. 그러나, 고가의 원소이므로 다량 첨가하면 비용 상승이 된다. 따라서, Ce 는 상기의 관점에서 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, Ce 는 0.01 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

La : 0.01 ％ 이하

La 도 강 중의 S 를 고정시킬 목적으로 첨가할 수 있다. La 는 상기의 관점에서 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소이므로 다량 첨가하면 비용 상승이 된다. 따라서, La 는 0.01 ％ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

2) 조직

본 발명의 강판 조직은, 주로 페라이트, 마르텐사이트, 미량의 잔류 γ, 펄라이트, 베이나이트로 이루어지고, 그 밖에 미량의 탄화물을 함유한다. 제일 처음으로 이들 조직 형태의 측정 방법을 설명한다.

제 2 상의 면적률은 강판의 L 단면 (압연 방향과 평행한 수직 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, SEM 으로 4000 배의 배율로 10 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 구했다. 조직 사진에서, 페라이트는 약간 흑색의 콘트라스트 영역이고, 탄화물이 라멜러 형상 혹은 점렬 형상으로 생성되어 있는 영역을 펄라이트 및 베이나이트로 하고, 백색 콘트라스트가 형성되어 있는 입자를 마르텐사이트 혹은 잔류 γ 로 했다. 또한, SEM 사진 상에서 관찰되는 직경 0.4 ㎛ 이하의 미세한 점 형상 입자는, TEM 관찰로부터 주로 탄화물이며, 또, 이들의 면적률은 매우 적기 때문에, 재질에 거의 영향을 주지 않는 것으로 생각하고, 여기서는 0.4 ㎛ 이하의 입자경의 입자는 면적률이나 평균 입자경의 평가로부터 제외하고, 주로 마르텐사이트이고 미량의 잔류 γ 를 함유하는 백색 콘트라스트의 입자와 펄라이트 및 베이나이트인 라멜러 혹은 점렬 형상의 탄화물을 함유하는 조직을 대상으로 하여 면적률을 구했다. 제 2 상의 면적률은 이들 조직의 총량을 나타낸다. 또한, 잔류 γ 의 체적률은 여기서는 특별히 규정하지 않지만, 예를 들어, Co 를 타겟으로 한 X 선원을 사용하여 X 선 회절에 의한 α 의 {200} {211} {220} 면, γ의 {200} {220} {311} 면의 적분 강도비로부터 구할 수 있다. 본 강에서는 재료 조직의 이방성은 매우 작기 때문에, 잔류 γ 의 체적률과 면적률은 거의 동등하다. 이와 같은 제 2 상 입자 중, 3 개 이상의 페라이트 입계와 접하고 있는 입자를 페라이트 입계의 3 중점에 존재하는 제 2 상 입자로 하고, 그 면적률을 구했다. 또한, 제 2 상끼리가 인접하여 존재하고 있는 경우에는, 양자의 접촉 부분이 일단 입계와 동일한 폭으로 되어 있는 것은 따로 따로 카운트하고, 입계의 폭보다 넓은 경우, 요컨대 일정 폭으로 접촉하고 있는 경우에는 하나의 입자로서 카운트했다.

제 2 상의 면적률 : 3 ∼ 15 ％

우수한 내시효성을 확보하면서 낮은 YP 를 얻기 위해서는, 제 2 상의 면적률을 3 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 제 2 상 분율이 3 ％ 미만에서는 높은 BH 는 얻어지지만, 내시효성이 열화되고 YP 가 상승한다. 또, 제 2 상의 면적률이 15 ％ 를 초과하면 YP 가 상승하고 BH 가 저하된다. 따라서, 제 2 상의 면적률은 3 ∼ 15 ％ 의 범위로 한다. 또한, 높은 BH 를 얻으면서 낮은 YP 를 얻기 위해서는 제 2 상의 면적률은 10 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고 7 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

제 2 상 면적률에 대한 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 면적률의 비율 : 70 ％ 초과

소둔 후에 완냉각이 실시되는 CGL 의 열이력에서는 [Mneq] 가 적정화되어 있지 않으면, 마르텐사이트에 인접하여 미세한 펄라이트 혹은 베이나이트가 생성되어 YP 의 상승, 내시효성의 열화, BH 의 저하가 생긴다. [Mneq] 의 적정화에 의해 펄라이트 혹은 베이나이트의 생성을 억제하고, 제 2 상 면적률에 대한 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 면적률의 비율을 70 ％ 초과로 함으로써 본 발명에 규정한 범위의 소량의 제 2 상 분율에서도 충분한 내시효성을 확보할 수 있다. 또, 낮은 YP 나 높은 BH 를 부여하기 위해서는 제 2 상 면적률에 대한 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 면적률의 비율을 70 ％ 초과로 할 필요가 있다.

제 2 상 면적률 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 면적률의 비율 : 50 ％ 이상

낮은 YP 나 높은 BH 를 얻기 위해서는 제 2 상 분율이나 제 2 상에 대한 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 면적률을 상기의 범위로 제어할 필요가 있지만, 그것만으로는 불충분하고, 제 2 상의 존재 위치도 적정화할 필요가 있다. 요컨대, 동일한 제 2 상 분율, 동일한 제 2 상에 대한 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 면적률의 비율의 강판이어도, 제 2 상이 미세하고 제 2 상이 불균일하게 생성된 강판에서는 YP 가 높다. 이에 대하여 제 2 상이 주로 입계 3 중점에 균일, 조대하게 분산된 강판에서는 YP 가 낮고 또한 BH 가 높은 것을 지견했다. 또, 이와 같은 낮은 YP 와 높은 BH 를 얻기 위해서는, 제 2 상 면적률 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 면적률의 비율을 50 ％ 이상으로 제어하면 되는 것을 지견했다. 따라서, 제 2 상 면적률 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 면적률의 비율은 50 ％ 이상으로 한다.

이 이유에 대해서는 반드시 분명한 것은 아니지만, 이하와 같이 추정된다. 즉, 여러 가지 강판의 하부 조직을 TEM 으로 관찰한 결과, 제 2 상이 미세하고 불균일하게 생성되어 있는 강판에서는 마르텐사이트는 페라이트 입자의 입계 3 중점뿐만 아니라, 3 중점 이외의 특정 입계 상에 불균일하게 점렬 형상으로 분산되어 있고, 마르텐사이트끼리의 간격이 좁은 영역이 산재한다. 마르텐사이트 주위에는 담금질시에 부여된 전위가 다수 도입되어 있지만, 마르텐사이트가 점렬 형상으로 밀집하여 생성되어 있으면 마르텐사이트 주위의 전위가 도입되어 있는 영역이 서로 오버랩하고 있는 것이 밝혀졌다. 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 복합 조직 강에 있어서 항복은 마르텐사이트 주위로부터 생기는 것으로 생각되지만, 마르텐사이트끼리가 조밀하게 분포하고 있으면 이와 같은 마르텐사이트 주위로부터의 초기의 낮은 응력으로부터의 변형을 막을 수 있어 YP 가 높아지는 것으로 생각된다. 제 2 상이 균일하게 입계의 3 중점에 존재하는 강판에서는 마르텐사이트는 서로 충분히 넓은 간격을 갖고 분산하고 있고, 이와 같은 마르텐사이트의 주위로부터의 소성 변형이 용이하게 개시되는 것으로 생각된다. 또, 원인은 분명하지 않지만, 제 2 상이 균일하게 분산된 강판에서는, 2 ％ 의 예비 변형과, 170 ℃ 에서 20 min 의 열처리를 실시한 후의 변형에 있어서 명료한 항복점 현상, 즉 상부 항복점과 하부 항복점이 명료하게 생기는 현상이 관찰되고 BH 가 높아진다.

이와 같은 조직 형태는, P 나 B 를 첨가하는 것이나, 열연 후의 냉각 과정에서 소정 범위의 급속 냉각을 실시하고, 저온 권취함으로써 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, 740 ℃ 초과 840 ℃ 미만의 소둔 온도에서 소둔하고, 상기 소둔 온도로부터 2 ∼ 30 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각한 후, 아연 도금욕에 침지하여 아연 도금하고, 아연 도금 후 5 ∼ 100 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하까지 냉각하고, 혹은 아연 도금 후 추가로 도금의 합금화 처리를 실시하고, 합금화 처리 후 5 ∼ 100 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하까지 냉각하는 방법에 의해 제조할 수 있다.

열간 압연

강 슬래브를 열간 압연하려면, 슬래브를 가열 후 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브를 가열하지 않고 직접 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브에 단시간 가열 처리를 실시하여 압연하는 방법 등으로 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.

본 발명 강에서는, P 와 B 가 복합 첨가되어 있어, 열연 후의 γ → α, 펄라이트, 베이나이트 변태가 현저하게 지연되므로, 열연 조건을 이하에 나타내는 범위로 제어함으로써 한층 더 높은 BH 를 얻을 수 있다.

C : 0.024 ％, Si : 0.01 ％, Mn : 1.55 ％, P : 0.035 ％, S : 0.003 ％, sol.Al : 0.05 ％, Cr : 0.20 ％, N : 0.003 ％, B : 0.0018 ％ 를 함유하는 강 (Mneq : 2.4, 8 P ＋ 150 B^* : 0.59, 본 발명 강) 과, C : 0.024 ％, Si : 0.01 ％, Mn : 1.85 ％, P : 0.01 ％, S : 0.003 ％, sol.Al : 0.05 ％, Cr : 무첨가, N : 0.003 ％, B : 0.0008 ％ (Mneq : 2.1, 8 P ＋ 150 B^* : 0.29, 비교 강) 를 함유하는 강을 진공 용해하여, BH 와 열연 후의 냉각 속도의 관계를 조사했다. 본 강을 샘플 제작할 때, 열간 압연 후에 640 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 2 ℃/sec ∼ 90 ℃/sec 의 범위에서 변화시켰다. 그 밖의 제조 조건, BH 의 측정 방법은 상기와 동일하다. 그 결과를 도 6 에 나타낸다.

도 6 으로부터, 본 발명 강은 비교 강보다 BH 가 높고, 열연에서의 냉각 속도가 20 ℃/sec 이상이 될 때 특히 높은 BH 를 나타낸다. 또, 냉각 속도 70 ℃/sec 이상에서 한층 더 높은 BH 를 나타낸다. 비교 강에서는 BH 를 증가시키는데 매우 큰 냉각 속도를 필요로 하지만, Mn 당량을 많게 하고, B 를 활용한 본 강에서는 적당한 급속 냉각에서도 BH 를 증가시키는 효과가 얻어진다. 이것은, 종래 강에서는 조대한 펄라이트를 소실시키는데 매우 큰 냉각 속도를 필요로 하지만, B 를 첨가하고, Mn 당량을 많게 한 본 강에서는 20 ℃/sec 이상의 냉각 속도에서 조대한 펄라이트가 소실되어 미세한 펄라이트로 되고, 70 ℃/sec 이상의 냉각 속도에서 베이나이트 주체의 조직이 되기 때문이다. 그 결과, 소둔 후의 제 2 상이 입계 3 중점에 있어서 보다 균일하게 분산됨과 함께 페라이트 입자도 균일화되어 BH 가 향상된다. 이와 같은 냉각 속도의 제어는 640 ℃ 까지의 온도 범위에 있어서 실시할 필요가 있다. 이것보다 높은 온도에서 급속 냉각을 정지한 경우에는, 그 후의 완냉각시에 조대한 펄라이트가 생성되기 때문이다. 또, 권취 온도는 400 ∼ 620 ℃ 의 범위로 하는 것이 좋다. 이것은 권취 온도가 높으면 동일하게 권취 후의 장시간 유지시에 조대한 펄라이트가 생성되기 때문이다. 따라서, 본 발명 강에 있어서는 열간 압연 후, 20 ℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 640 ℃ 이하의 온도까지 냉각하고, 그 후 400 ∼ 620 ℃ 에서 권취하는 것이 바람직하다.

외판용의 미려한 도금 표면 품질을 얻기 위해서는, 슬래브 가열 온도는 1250 ℃ 이하로 하고 강판 표면에 생성된 1 차, 2 차 스케일을 제거하기 위해서 디스케일링을 충분히 실시하며, 마무리 압연 온도를 900 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, C, Mn, P 로 이루어지는 본 발명 강을 통상적인 방법에 따라 제조하면, 압연 직각 방향의 r 값이 높아지고, 압연 45 도 방향의 r 값이 낮아진다. 즉 Δr 이 ＋0.3 ∼ 0.4 생긴다. 또, 압연 45 도 방향의 YP (YP_D) 는 압연 방향의 YP (YP_L) 나 압연 직각 방향의 YP (YP_C) 와 비교하여 5 ∼ 15 ㎫ 높아진다. r 값이나 YP 의 면내 이방성을 저감시키는 관점에서는, 열연 후의 평균 냉각 속도는 20 ℃/sec 이상으로 하거나, 혹은, 마무리 압연 온도를 830 ℃ 이하로 하는 것이 좋다. 이로써, Δr 은 0.2 이하, YP_D －YP_C 를 5 ㎫ 이하로 억제할 수 있어 도어의 손잡이 둘레의 면 변형을 효과적으로 억제할 수 있다. 열연 후의 평균 냉각 속도를 70 ℃/sec 이상으로 함으로써 Δr 은 0.15 이하로 억제할 수 있으므로 열연 후의 냉각 속도는 이 범위로 제어하는 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 면내 이방성을 저감시키는 관점에서는, 압연율은 70 ∼ 85 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

CGL

냉간 압연 후의 강판에는, CGL 에서 소둔과 도금 처리, 또는 도금 처리 후 추가로 합금화 처리가 실시된다. 소둔 온도는 740 ℃ 초과 840 ℃ 미만으로 한다. 740 ℃ 이하에서는 탄화물의 고용이 불충분해져, 안정적으로 제 2 상의 면적률을 확보할 수 없게 된다. 840 ℃ 이상에서는 충분히 낮은 YP 를 얻을 수 없게 된다. 균열 (均熱) 시간은 통상적인 연속 소둔에서 실시되는 740 ℃ 초과의 온도역에서 20 sec 이상으로 하면 되고, 40 sec 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

균열 후에는, 소둔 온도로부터 통상적으로 450 ∼ 500 ℃ 로 유지되고 있는 아연 도금욕의 온도까지의 평균 냉각 속도 2 ∼ 30 ℃/sec 로 냉각한다. 냉각 속도가 2 ℃/sec 보다 느린 경우, 500 ∼ 650 ℃ 의 온도역에서 펄라이트가 다량으로 생성되어, 충분히 낮은 YP 를 얻을 수 없게 된다. 한편, 냉각 속도가 30 ℃/sec 보다 커지면, 도금욕에 침지하는 전후의 500 ℃ 부근에서 γ → α 변태가 현저하게 진행되어, 제 2 상이 미세화됨과 함께 입계 3 중점에 존재하는 제 2 상의 면적률이 적어져, YP 가 상승한다.

그 후, 아연 도금욕에 침지하여 아연 도금하는데, 필요에 따라 추가로 470 ∼ 650 ℃ 의 온도역에서 30 sec 이내 유지함으로써 합금화 처리를 실시할 수도 있다. 종래의 [Mneq] 가 적정화되어 있지 않은 강판에서는 이와 같은 합금화 처리를 실시함으로써 재질이 현저하게 열화되었지만, 본 발명의 강판에서는 YP 의 상승이 작고, 양호한 재질을 얻을 수 있다.

아연 도금 후 합금화 처리하는 경우에는 합금화 처리 후, 평균 냉각 속도 5 ∼ 100 ℃/sec 의 냉각 속도로 100 ℃ 이하까지 냉각한다. 냉각 속도가 5 ℃/sec 보다 느리면 550 ℃ 부근에서 펄라이트가, 또 400 ℃ ∼ 450 ℃ 의 온도역에서 베이나이트가 생성되어 YP 를 상승시킨다. 한편, 냉각 속도가 100 ℃/sec 보다 크면 연속 냉각 중에 생기는 마르텐사이트의 자기 템퍼링이 불충분해져 마르텐사이트가 지나치게 경질화되어 YP 가 상승함과 함께 연성이 저하된다. 템퍼링 조질 처리가 가능한 설비가 있는 경우에는, 300 ℃ 이하의 온도에서 30 sec ∼ 10 min 의 과시효 처리를 실시하는 것도 저 YP 화의 관점에서 가능하다.

얻어진 아연 도금 강판에, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형성을 안정화시키는 관점에서 스킨 패스 압연을 실시할 수 있다. 그 경우에는, 저 YP, 고 El 화의 관점에서 스킨 패스 연신율은 0.2 ∼ 0.6 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

실시예

표 1 및 표 2 에 나타내는 강 번호 A ∼ A0 의 강을 용제 후, 230 ㎜ 두께의 슬래브로 연속 주조했다.

이 슬래브를 1180 ∼ 1250 ℃ 로 가열 후, 820 ∼ 890 ℃ 의 범위의 마무리 압연 온도에서 열간 압연을 실시하였다. 그 후, 표 3 및 표 4 에 나타내는 바와 같이, 15 ∼ 80 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 640 ℃ 이하까지 냉각하고, 권취 온도 CT : 400 ∼ 650 ℃ 에서 권취했다. 얻어진 열연판은 70 ∼ 77 ％ 의 압연율로 냉간 압연을 실시하여, 판두께 0.75 ㎜ 의 냉연판으로 했다.

얻어진 냉연판을, CGL 에 있어서, 표 3 및 표 4 에 나타내는 소둔 온도 (AT) 에서 40 sec 소둔하고, 소둔 온도 (AT) 에서 도금욕 온도까지의 평균 냉각 속도를 표 3 및 표 4 에 나타내는 1 차 냉각 속도로 냉각하고, 용융 아연 도금욕에 침지하여 아연 도금했다. 아연 도금 후 합금화 처리하지 않는 것은, 아연 도금 후, 도금욕온에서 100 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 표 3 및 표 4 에 나타내는 2 차 냉각 속도가 되도록 하여 100 ℃ 이하로 냉각하고, 아연 도금 후 합금화 처리하는 것은 합금화 처리 후, 합금화 온도에서 100 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 표 3 및 표 4 에 나타내는 2 차 냉각 속도가 되도록 하여 100 ℃ 이하로 냉각했다. 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. 얻어진 용융 아연 도금 강판에 0.2 ％ 의 연신율의 조질 압연을 실시하여, 샘플 채취했다.

얻어진 샘플에 대해, 앞서 서술한 방법으로 제 2 상의 면적률, 제 2 상 면적률에 대한 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 면적률의 비율 (제 2 상 중의 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 비율), 제 2 상 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 면적률의 비율 (제 2 상 중의 입계 3 중점에 존재하는 제 2 상의 비율) 을 조사했다. 또, SEM 관찰에 의해 강 조직의 종별을 분리하고, 앞서 서술한 X 선 회절에 의한 방법으로 잔류 γ 의 체적률을 측정했다. 또한, 압연 방향과 직각 방향으로부터 JIS 5 호시험편을 채취하여 인장 시험 (JIS Z 2241 에 준거) 을 실시하고, YP, TS, YR (＝YP/TS), El 을 평가했다.

상기와 동일한 시험편에 연신율 2 ％ 의 예비 변형을 부여한 후, 170 ℃ 에서 20 min 의 열처리를 실시하였다. 2 ％ 의 예비 변형 부여 후의 응력과 170 ℃ 에서 20 min 열처리를 실시한 후의 YP 의 차를 BH 로 했다. 또, 50 ℃ 에서 3 개월 유지한 후의 기계 특성을 동일하게 조사하고, YPEl 의 발생량으로 내시효성을 평가하였다.

또한 헴 가공부나 스포트 용접부 주변을 모의한 구조체로 각 강판의 내식성을 평가하였다. 즉, 얻어진 강판을 2 장 겹쳐 스포트 용접하여 강판끼리가 밀착한 상태로 하고, 추가로 실제 차에서의 도장 공정을 모의한 화성 처리, 전착 도장을 실시한 후에 SAE J2334 부식 사이클 조건으로 부식 시험을 실시하였다. 전착 도장 막두께는 20 ㎛ 로 했다. 90 사이클 경과 후의 부식 샘플에 대해 부식 생성물을 제거하고, 미리 측정해 둔 원래 판두께로부터의 판두께의 감소량을 구하여 부식 감량으로 했다.

결과를 표 3 및 표 4 에 나타낸다.

본 발명예의 강판은, 종래의 Cr 첨가 강과 비교하면 부식 감량이 현저하게 저감되고, 또한 Mn 을 다량으로 첨가한 강이나 Mo 를 첨가한 강과 비교하면 동일 TS 레벨의 강에서는 낮은 YP 와 높은 BH 를 갖고 있다. 즉, 종래의 Cr 을 다량으로 첨가한 강 AF, AG 는 부식 감량이 0.45 ∼ 0.75 ㎜ 로 크다. 이에 대하여, 본 발명 강의 부식 감량은 0.25 ∼ 0.37 ㎜ 이며 대폭 저감되어 있다. 또한, 표에는 기재하지 않지만, 종래의 340BH (0.002 ％C - 0.01 ％Si - 0.4 ％Mn - 0.05 ％P - 0.008 ％S - 0.04 ％Cr - 0.06 ％sol.Al - 0.0018 ％N - 0.0008 ％B 강) 에 대해서도 내식성의 평가를 함께 실시한 결과, 부식 감량은 0.32 ∼ 0.37 ㎜ 였다. 따라서, 본 발명 강은, 종래 강과 거의 동등한 내식성을 갖고 있는 것을 알 수 있다. 그 중에서도, Cr 량이 낮고 또한 P 를 다량으로 첨가한 강 E 나 강 I, 나아가서는 Cr 의 저감, P 의 다량 첨가에 추가하여 Cu, Ni 도 복합으로 첨가한 강 R, Ca 를 첨가한 강 V 등에서, 특히 내식성이 양호하다.

이와 같이 Cr 을 저감시켜 내식성을 향상시키면서도, Mn 당량을 제어하고, 나아가서는 Mn 의 다량 첨가를 억제하여 8 P ＋ 150 B^* 를 소정 범위로 제어한 강은, 펄라이트나 베이나이트의 생성이 억제됨과 함께, 입계 3 중점에 존재하는 제 2 상의 비율이 높고, 낮은 YP 를 유지하면서 높은 BH 가 얻어진다. 예를 들어, 강 A, B, C, D, E 는 전부 220 ㎫ 이하의 낮은 YP 를 유지하면서 55 ㎫ 이상의 높은 BH 를 얻고 있다. 특히, 강 A, B, C, D, E 는 이 순서로 Mn 의 첨가량을 억제하면서 8 P ＋ 150 B^* 를 증가시키고 있어 제 2 상 중의 입계 3 중점에 존재하는 것의 비율이 증가하고, 낮은 YP 를 유지하면서 BH 가 현저하게 증가하고 있다. 또, 강 F, H 로부터, 이와 같은 특성은 P 가 0.015 ％ 이상, B 가 0.0003 ％ 이상 첨가된 강에 있어서 얻어짐을 알 수 있다. 강 C, I, J 로부터, [Mneq] ≥ 2.2 에서 낮은 YP 를 얻을 수 있고, [Mneq] ≥ 2.3 으로 함으로써 보다 낮은 YP 를 얻을 수 있고, [Mneq] ≥ 2.4 에서 한층 더 낮은 YP 가 얻어짐을 알 수 있다.

또, 이들 강에서는, 열연 후의 냉각 속도를 20 ℃/sec 이상, 보다 바람직하게는 70 ℃/sec 이상으로 함으로써 제 2 상 중의 입계 3 중점에 존재하는 것의 비율이 증가하여, BH 가 한층 더 증가한다. 또, 본 발명 범위의 성분 강은, 소둔 온도, 1 차 냉각 속도, 2 차 냉각 속도가 소정 범위에 있으면, 소정의 조직 형태를 얻을 수 있어 양호한 재질을 얻을 수 있다.

또, C 량을 순차 증가시킨 강 K, L, M, N 도, Mn 이나 8 P ＋ 150 B^* 가 제어되어 있지 않은 종래 강과 비교하여 동일 강도 레벨에서는 낮은 YP 와 높은 BH 를 갖고 있다.

또한 제 2 상 분율을 소정 범위로 제어하여, 펄라이트나 베이나이트의 분율을 저감시킨 본 발명 강은, 50 ℃ 에서 3 개월 유지한 후의 YPEl 의 발생량은 0.3 ％ 이하이며, 전부 내시효성이 우수하다.

또, 제 2 상의 면적률, 제 2 상에 대한 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 합계 면적률의 비율, 제 2 상의 분산 형태가 제어된 본 발명 강은, 높은 El 도 겸비하고 있다.

이에 대하여, 8 P ＋ 150 B^* 가 적정화되어 있지 않은 강 X, Y 는 YP 가 높고 BH 가 낮다. P 가 과잉으로 첨가된 강 AC 는 BH 는 높지만 YP 가 높다. Mo 가 다량으로 첨가된 강 AH 는 YP 가 높다. Ti, C, N, [Mneq] 가 적정화되어 있지 않은 강 AI, AJ, AK, AL 은 전부 YP 가 높다. 또, 강 AJ, AK, AL 은 내시효성도 불충분하다.

산업상 이용가능성

본 발명에 의하면, 내식성이 우수하고, YP 가 낮고, BH 가 높으며, 나아가서는 내시효성도 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 저비용으로 제조할 수 있게 된다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 우수한 내식성, 우수한 내면변형성, 우수한 내덴트성, 우수한 내시효성을 겸비하고 있기 때문에, 자동차 부품의 고강도화, 박육화를 가능하게 한다.

Claims

강의 성분 조성으로서, 질량％ 로, C : 0.015 ％ 초과 0.100 ％ 미만, Si : 0.3 ％ 이하, Mn : 1.90 ％ 미만, P : 0.015 ％ 이상 0.05 ％ 이하, S : 0.03 ％ 이하, sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Cr : 0.30 ％ 미만, B : 0.0003 ％ 이상 0.005 ％ 이하, Ti : 0.014 ％ 미만을 함유하고, 추가로 2.2 ≤ [Mneq] ≤ 3.1 및 0.42 ≤ 8 [％P] ＋ 150 B^* ≤ 0.73 을 만족하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강의 조직으로서, 페라이트와 제 2 상을 갖고, 제 2 상의 면적률이 3 ∼ 15 ％, 제 2 상 면적률에 대한 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 면적률의 비율이 70 ％ 초과, 제 2 상 면적률 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 면적률의 비율이 50 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
여기서, [Mneq] ＝ [％Mn] ＋ 1.3 [％Cr] ＋ 8 [％P] ＋ 150 B^*, B^* ＝ [％B] ＋ [％Ti]/48 × 10.8 × 0.9 ＋ [％Al]/27 × 10.8 × 0.025 로 나타내고, [％Mn], [％Cr], [％P], [％B], [％Ti], [％Al] 은 Mn, Cr, P, B, Ti, sol.Al 의 각각의 함유량을 나타냄. B^*≥0.0022 일 때에는 B^* ＝ 0.0022 로 함.
강의 성분 조성으로서, 질량％ 로, C : 0.015 ％ 초과 0.100 ％ 미만, Si : 0.3 ％ 이하, Mn : 1.90 ％ 미만, P : 0.015 ％ 이상 0.05 ％ 이하, S : 0.03 ％ 이하, sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Cr : 0.30 ％ 미만, B : 0.0003 ％ 이상 0.005 ％ 이하, Mo : 0.1 ％ 이하, Ti : 0.014 ％ 미만을 함유하고, 추가로 2.2 ≤ [Mneq] ≤ 3.1 및 0.42 ≤ 8 [％P] ＋ 150 B^* ≤ 0.73 을 만족하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강의 조직으로서, 페라이트와 제 2 상을 갖고, 제 2 상의 면적률이 3 ∼ 15 ％, 제 2 상 면적률에 대한 마르텐사이트 및 잔류 γ 의 면적률의 비율이 70 ％ 초과, 제 2 상 면적률 중 입계 3 중점에 존재하는 것의 면적률의 비율이 50 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
여기서, [Mneq] ＝ [％Mn] ＋ 1.3 [％Cr] ＋ 8 [％P] ＋ 150 B^*, B^* ＝ [％B] ＋ [％Ti]/48 × 10.8 × 0.9 ＋ [％Al]/27 × 10.8 × 0.025 로 나타내고, [％Mn], [％Cr], [％P], [％B], [％Ti], [％Al] 은 Mn, Cr, P, B, Ti, sol.Al 의 각각의 함유량을 나타냄. B^* ≥ 0.0022 일 때에는 B^* ＝ 0.0022 로 함.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
0.48 ≤ 8 [％P] ＋ 150 B^* ≤ 0.73 을 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, V : 0.4 ％ 이하, Nb : 0.015 ％ 이하, W : 0.15 ％ 이하, Zr : 0.1 ％ 이하, Cu : 0.5 ％ 이하, Ni : 0.5 ％ 이하, Sn : 0.2 ％ 이하, Sb : 0.2 ％ 이하, Ca : 0.01 ％ 이하, Ce : 0.01 ％ 이하, La : 0.01 ％ 이하 중 적어도 1 종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 연속 용융 아연 도금 라인 (CGL) 에 있어서, 740 ℃ 초과 840 ℃ 미만의 소둔 온도에서 소둔하고, 상기 소둔 온도로부터 아연 도금욕에 침지할 때까지의 평균 냉각 속도를 2 ∼ 30 ℃/sec 로 냉각한 후, 아연 도금욕에 침지하여 아연 도금하고, 아연 도금 후 5 ∼ 100 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하까지 냉각하거나, 또는 아연 도금 후 추가로 도금의 합금화 처리를 실시하고, 합금화 처리 후 5 ∼ 100 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
열간 압연할 때에 있어서, 열간 압연 후, 20 ℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 640 ℃ 이하까지 냉각하고, 그 후 400 ∼ 620 ℃ 에서 권취하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.