KR20140134846A

KR20140134846A - 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20140134846A
Application number: KR20130054735A
Authority: KR
Inventors: 권세웅
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2013-05-15
Filing date: 2013-05-15
Publication date: 2014-11-25
Also published as: KR101568462B1

Abstract

본 발명은 자동차용 강판에 사용되며, 연신율이 우수하여 가공성이 높고, 항복강도가 높아 충돌특성이 우수한 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH HOT-DIP ZINC PLATED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT FORMABILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차사는 환경오염, 연비향상, 안전성 향상을 목적으로 경량 소재, 고강도 소재의 적용을 확대하고 있으며 이는 자동차 부품 외의 많은 구조부재에 적용되는 재료가 가져야 할 특성이기도 하다. 그러나 소재의 강도가 증가하면 연신율이 감소하는 특성을 가지며, 이를 극복하고자 성형성이 우수한 이상조직강과 변태유기소성강 등을 사용하고 있다.

그러나, 현재까지 개발된 자동차 구조부재 및 내판재로 적용되는 가공용 고강도강은 자동차부품이 요구하는 가공성을 만족하지 못하기 때문에 복잡한 형상을 갖고 있는 부품은 제조하기 어렵다. 이를 해소하기 위하여, 자동차사는 부품의 형상을 간소화 하거나, 여러 개의 부품으로 구분하여 성형하고 다시 용접하는 공정을 이용하고 있다. 용접을 하는 경우, 용접부의 강도가 모재 부분과 다르기 때문에 차체의 설계에 많은 제약을 받을 뿐만 아니라, 용접부의 열위에 의한 부품특성 저하는 물론 부품을 나누어 성형하면서 공정비용이 크게 증가한다. 따라서 자동차 사에서는 복잡한 형상의 부품에 적용하고 차체설계시 설계자유도를 높이기 위해서 고강도이면서도 가공성이 높은 재료를 지속적으로 요구하고 있다.

자동차용 강판분야에서는 최근들어 연비향상과 대기오염을 줄이기 위해서 자동차의 무게를 줄일 수 있는 성형성이 우수한 고강도강 강판이 요구되고 있는 실정이다. 종래의 자동차용 강판으로는 성형성을 고려하여 기지조직이 페라이트인 저탄소강 계열의 고강도강이 사용되고 있다. 그러나 자동차용 강판으로 저탄소강 계열의 고강도강을 사용하는 경우에는 인장강도가 800MPa급 이상에서는 연신율이 상업적으로 최고 30% 이상 확보하기가 어렵다. 따라서 800MPa급 이상 고강도 강을 복잡한 형상의 부품에 적용하는 것은 어렵기 때문에 부품의 형상을 간략하게 하는 등 자유 로운 부품설계가 어려운 실정이다. 상기와 같은 문제를 해결하기 위해서 연성과 강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강(특허문헌 1 및 2)이 제안된 바 있다. 그러나, 상기 일본특허는 고망간 첨가에 의해 연성은 확보되나, 변형부에 가공경화가 심하게 일어나서 가공 후 강판이 쉽게 파단되는 현상이 있다. 또한, 상기 국제특허 역시 연성은 확보되나, 다량의 실리콘 첨가에 의해서 전기도금성 및 용융도금성이 불리한 단점이 있다. 또한 상기의 강판들은 가공성은 우수하나 항복강도가 낮아 충돌특성이 열위한 단점이 있다.

자동차소재로 사용되는 소재는 충돌시 충돌에너지를 흡수하고, 변형을 방지하고자 항복강도가 높은 경우 유리하다. 그러나 고망간강의 경우 오스테나이트 조직을 가짐으로써 항복강도가 낮은 특성을 보이므로 이를 극복하는 것이 필요하다.

일본 공개특허공보 1992-259325 국제공개공보 WO02/101109

본 발명의 일측면인 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판은 소지강판 및 상기 소지강판에 형성된 도금층을 포함하고, 상기 소지강판은 중량%로, C: 0.5~0.8%, Si: 0.05~0.7%, Mn: 12~15%, Sol.Al: 1.3~2.5%, Ni: 0.1~0.5%, Cr: 0.1~0.5%, B: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 도금층은 Zn 단일 도금층 또는 Fe: 3~10%, Mn: 1~10% 및 잔부 Zn인 것을 특징으로 한다.

본 발명의 다른 일측면인 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.5~0.8%, Si: 0.05~0.7%, Mn: 12~15%, Sol.Al: 1.3~2.5%, Ni: 0.1~0.5%, Cr: 0.1~0.5%, B: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 925~955℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계, 상기 제조된 열연강판을 430~470℃에서 권취하는 단계, 상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계, 상기 제조된 냉연강판을 765~795℃에서 소둔하는 단계 및 상기 소둔된 냉연강판에 용융아연도금을 행하여 용융아연도금강판을 제조하는 단계를 포함하고, 상기 냉연강판은 쌍정이 형성되는 것을 특징으로 한다.

덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.

본 발명에 따르면, 900MPa 이상의 인장강도 및 50% 이상의 연신율을 확보함으로써, 차체의 구조부재뿐만 아니라, 형성이 복잡한 내판재로 사용이 가능한 효과가 있다.

본 발명의 발명자들은 고망간강을 이용하여 연신율 및 항복비가 우수하여 가공특성 및 충돌특성이 우수한 용융아연도금강판을 제공하기 위하여 연구를 행한 결과, 강의 성분범위 및 미세조직의 제어를 통하여 쌍정을 형성시키고, 이로 인해 가공경화되는 경우 연신율이 우수하여 자동차 부품에 필요한 성형성을 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 냉간가공을 통해 항복강도를 향상시킬 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.

본 발명에서는 가공이 부여될 때, 쌍정에 의해 가공성을 향상하고자 망간, 탄소, 알루미늄, 실리콘의 첨가 양을 최적화하고자 한다. 또한, 오스테나이트 및 페라이트 미세조직을 제어하여 항복강도를 증가하기 위하여, 니켈, 크롬 및 보론 등의 합금원소의 함량을 최적화하는 것이 바람직하다.

또한, 쌍정에 의해 가공경화되는 경우 연신율이 아주 우수하므로 냉간가공에 의해 연신율이 다소 감소하더라도 자동차 부품에 필요한 성형성을 확보할 수 있다는 실험결과에 의해 냉간가공을 통해 항복강도를 증가하도록 하는 것이다.

본 발명은 상온에서 오스테나이트 및 페라이트상을 확보하기 위해서 오스테나이트 안정화 원소인 망간과 탄소의 양을 최적화하고, 이들 성분에 의해 변형시 쌍정을 형성하도록 한다. 또한 알루미늄의 양을 조절하여 쌍정이 형성되는 속도를 제어하여 인장성질을 개선하는 것이다. 제조 원가를 줄이기 위해 첨가되는 망간(Mn)의 첨가량을 최소화 하는 것이 중요하며, 망간양을 줄이기 위해서는 탄소를 일부 첨가하는 것이 중요하다. 강의 가공시 쌍정(TWIN)변형을 조장하기 위해서 역시 탄소, 알루미늄의 첨가량을 적절히 조절한다. 한편 항복강도를 증가시키기 위해서는 결정입도를 줄이는 것이 바람직하며, 이를 위해 니켈, 크롬 및 보론을 첨가하는 것이다.

이하, 본 발명의 일측면인 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에서 제안하는 소지강판은 중량%로, C: 0.5~0.8%, Si: 0.05~0.7%, Mn: 12~15%, Sol.Al: 1.3~2.5%, Ni: 0.1~0.5%, Cr: 0.1~0.5%, B: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것이 바람직하다.

탄소(C): 0.5~0.8중량%

상기 탄소는 오스테나이트상의 안정화에 기여하는 원소이다. 상기 탄소의 함량이 0.5중량% 미만인 경우에는 변형시 마르텐사이트상이 생성되기 때문에 가공시 크랙이 발생하고, 연성이 저하되는 문제가 있다. 반면에, 0.8중량%를 초과하는 경우에는 오스테나이트상의 안정도가 크게 증가하여 페라이트 생성이 어렵다.

실리콘(Si): 0.05~0.7중량%

상기 실리콘은 고용강화되는 원소로 고용효과에 의해 결정립도를 감소시킴으로써, 항복강도를 증가시키는 원소이다. 일반적으로, 상기 실리콘의 함량이 과다하게 첨가되는 경우 표면에 실리콘 산화층을 형성하여 용융도금성을 저하시키는 문제 있다. 그러나, 망간이 다량으로 첨가된 강에서는 적절한 양의 실리콘이첨가되는 경우표면에 얇은 실리콘 산화층이 형성되어 망간의 산화를 방지하는 역할을 하기 때문에, 냉연간판에서 압연 후 형성되는 두거운 망간 산화층이 형성되는 것을 방지할 수 있다. 또한, 소둔 후 냉연강판에서 진행되는 부식을 방지하여 표면품질을 향상시키고, 전기도금재의 소지강판으로서 우수한 표면품질을 유지할 수 있다. 상기와 같은 효과를 확보하기 위해서는 실리콘 함량의 하한은 0.05중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

반면, 실리콘의 함량이 과도한 경우에는 열간압연 시, 강판의 표면에 실리콘 산화물이 형성되어 산세성을 나쁘게 하여 열연강판의 표면품질을 저하시키는 문제가 있다. 또한, 실리콘은 연속소둔공정과 연속 용융도금공정에서 고온 소둔시 강판표면에 농화되어 용융 도금할 때, 강판표면에 용융아연의 젖음성을 감소시키기 때문에 도금성 및 용접성을 저하시킨다. 이에, 상기 실리콘 함량의 상한은 0.7중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 12~15중량%

상기 망간은 탄소와 같이 오스테나이트상을 안정화시키는데 필수적인 원소이다. 상기 망간의 함량이 12중량% 미만인 경우에는 마르텐사이트상이 형성되어, 성형성 및 연성이 감소하는 문제가 있다. 반면에, 상기 망간의 함량이 증가할수록 열간압연 크랙 발생이 잘 일어날 뿐만 아니라, 쌍정발생이 억제되어 강도는 증가하지만 연성이 감소하는 문제가 있으므로, 그 상한을 15중량%로 제어하는 것이 바람직하다

알루미늄(Sol.Al): 1.3~2.5중량%

상기 알루미늄은 연성 향상을 위하여 첨가하는 원소이다. 상기 알루미늄은 페라이트상의 안정화를 도모함과 동시에 강의 슬립면에 적층결함에너지(stacking fault energy)를 증가시켜 마르텐사이트상의 생성을 억제함으로서 연성을 향상시킨다. 또한, 알루미늄은 마르텐사이트 상의 생성을 억제하기 때문에, 망간의 첨가량을 최소화하고 가공성을 향상시키는 역할을 한다. 상기와 같은 효과를 발현하기 위해서는 상기 알루미늄은 1.3중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면에, 2.5중량%를 초과하는 경우에는 쌍정발생을 억제하여 연성을 감소시키고, 연속주조시 주조성을 저하시킬 뿐만 아니라, 열간압연시 표면 산화가 심하여제품의 표면 품질을 저하시키게 된다.

니켈(Ni): 0.1~0.5중량%

상기 니켈은 오스테나이트 안정화에 기여하여 연신율 향상에 유리할 뿐만 아니라, 고온연성에 효과적으로 기여하는 원소이다. 상기와 같은 효과를 발현하기 위하여 상기 니켈의 함량은 0.1중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 상기 니켈의 함량이 증가할수록 내지연파괴 및 슬라브크랙 방지에도 큰 효과를 발현시키지만, 재조원가가 높아 생산비를 증가시키므로, 그 상한을 0.5중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0.1~0.5중량%

상기 크롬은 열연 혹은 소둔시 외부 산소와 반응하여 강판 표면에 20~50㎛정도 두께의 Cr계 산화막을 형성하여 강중에 포함된 Mn, Si 등이 표층으로 용출되는 것을 방지하여 도금표면특성을 향상시키는 원소이다. 그러나, 본 발명에서는 Mn의 함량이 매우 높아 강판 표면으로 Mn 성분의 용출이 매우 용이하여 도금시 미도금 등 표면결함 발생 경향이 높아 생상성을 저하시키는 요인으로 작용한다. 이에, 상기와 같은 부작용을 발생시키지 않으면서도 도금표면 특성을 향상시키기 위하여 크롬의 하한은 0.1중량%로 포함하는 것이 바람직하다. 또한, 크롬의 함량이 증가함에 따라, 적층결함에너지를 저하시키고, 크롬 탄화물을 형성하여 가공성과 내지연파괴 특성을 저하시킴으로, 그 상한을 0.5중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

보론(B): 0.0005~0.003중량%

상기 보론은 P 입계편석에 의한 취화 및 입계부식을 억제하기 위하여 첨가하는 원소이다. P는 입계에 우선적으로 편석하여 입계취화를 일으키는데 B을 첨가함에 따라 자리경쟁(site competition)효과에 의하여 주조조직에 P의 입계편석을 억제하여 고온인성을 향상시킨다. 상기와 같은 효과를 발현하기 위해서, 상기 보론의 하한은 0.0005중량%인 것이 바람직하다. 반면에, 상기 보론의 함량이 과도한 경우에는 연성이 급격히 감소하므로, 그 상한을 0.003중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 아들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상기와 같은 소지강판에 용융아연도금을 행하여 용융아연도금층을 갖는 용융아연도금강판을 제공하는 것이 바람직하다.

상기 용융아연도금층은 Zn 단일 도금층 또는 Fe: 3~10중량%, Mn: 1~10중량% 및 잔부 Zn인 도금층인 것이 바람직하다. 상기와 같이 도금층으로써, Zn 단일 도금층 또는 Fe: 3~10%, Mn: 1~10% 및 잔부 Zn인 도금층을 확보함으로써, 내식성이 우수한 도금층을 확보할 수 있다.

상기 용융아연도금강판의 미세조직은 오스테나이트 및 페라이트로 이루어진 것이 바람직하다. 상기와 같이 오스테나이트와 페라이트로 이루어짐에 따라, 항복강도를 확보할 수 있는 효과가 있다.

더욱이, 오스테나이트의 면적분율%가 90% 이상 잔부 페라이트로 이루어짐에 따라 오스테나이트 단상 조직강에서 항복강도가 낮아 충돌안정성이 열위한 것을 해결하는 효과가 있다.

또한, 상기 오스테나이트의 결정립 입도는 ASTM No.7~10인 것이 바람직하다.

또한, 상기 용융아연도금강판의 인장강도는 900MPa 이상이고, 연신율은 50% 이상인 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 다른 일측면인 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

재가열단계

상기 준비된 조성을 만족하는 슬라브를 1050~1300℃의 온도에서 재가열하는 것이 바람직하다. 상기 슬라브의 재가열온도가 1050℃미만인 경우에는 마무리 압연 시 온도 확보하기 어려워 온도감소에 의해 압연하중이 증가하여 소정의 두께까지 충분히 압연할 수 없다. 반면, 1300℃를 초과하는 경우에는 연주슬라브의 주상정입계에 액상막이 생기므로 열간압연시 균열이 발생한다.

열간압연단계

상기 재가열된 슬라브를 925~955℃의 온도범위에서 열간마무리압연을 행하여 열연강판을 제조하는 것이 바람직하다. 상기 열간마무리압연 온도는 925℃에서 행하여 935℃정도이므로 마무리 압연온도를 낮추게 되면 압연하중이 높아져서 압연기에 무리가 갈 뿐만 아니라 강판내부의 품질에도 나쁜 영향을 미치게 된다. 그리고 압연 마무리 온도를 과도하게 높게 하는 경우 압연시 표면 산화가 발생 하므로 압연마무리 온도는 955℃로 제한한다.

권취단계

상기 열연강판은 권취하는 것이 바람직하다. 상기 권취는 430~470℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 권취 온도가 430℃미만인 경우에는 열연강판의 결정립이 권취 후의 냉각과정에서 충분히 성장하지 않기 때문에 강의 가공성을 저하시키는 문제가 있다. 반면에, 470℃를 초과하는 경우에는 열연강판의 표면에 두꺼운 산화막과 내부산화가 일어나 산세과정에서 산화층이 쉽게 제거되지 않는다.

냉간압연단계

상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 것이 바람직하다. 상기 압하율이 30% 미만인 경우에는 소둔재경정 핵생성양이 적기 때문에 소둔시 결정립이 너무 크게 성장하여 소둔 재결정립의 조대화로 강도 및 가공성이 저하된다. 반면에, 80%를 초과하는 경우에는 가공성을 향상되지만 핵생성 양이 너무 많아 소둔 재결정립은 오히려 너무 미세하여 연선을 저하한다.

소둔단계

상기 냉간압연으로 제조된 냉연강판을 권취하는 것이 바람직하다. 상기 권취는 765~795℃온도에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도가 765℃미만인 경우에는 충분한 가공성을 확보하기 어렵고, 저온에서 오스테나이트상을 유지할 수 있을 만큼 오스테나이트로의 변태가 충분히 일어나지 않는다. 반면에, 795℃를 초과하는 경우에는 재결정립의 조대화로 강도가 저하된다. 상기 소둔은 연속소둔방법으로 행하는 것이 바람직하다.

상기 소둔 후 냉연강판을 용융아연도금처리하여 용융아연도금강판을 제조한다. 상기 용융아연도금처리 방법은 통상의 용융아연도금방법에 의하며, 아연도금욕에 상기 냉연강판을 침지함으로서 행하는 것이 바람직하다.

이때, 상기 용융아연도금은 450~500℃의 온도의 도금욕에서 도금하는 것이 바람직하다.

상기 용융아연도금강판을 합금화 열처리 및 냉각하는 단계를 추가로 포함함으로써, 합금화 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.

상기 합금화 열처리는 450~550℃에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 합금화 온도가 450℃미만인 경우에는 합금화 온도가 너무 낮아, 적절한 합금화도 및 도금층의 안정적인 성장이 확보하기 어렵다. 반면에, 550℃를 초과하는 경우에는 강판의 재질 저하 문제가 발생할 우려가 있다.

또한, 상기와 같이 합금화 열처리를 행한 후에 3~20℃/초의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다.

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, 1200℃로 1시간 동안 재가열한 후 하기 표 2에 개시된 온도에서 열간마무리 압연 및 권취를 하였다. 그 후, 산세하고 50%의 압하율로 냉간압연을 행하고 하기 표 2에 개시된 온도에서 소둔하여 냉연강판을 제조하였다. 상기 제조된 냉연강판을 480℃의 온도를 갖는 도금욕에 침지하여 도금을 행하여 용융아연도금강판을 제조하였다.

상기 방법으로 제조된 강판에 대하여, 인장강도(tensile strength), 연신율을 측정하고, 미세 조직을 관찰하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 하기 표 2에서 인장강도는 900MPa, 연신율 (%)은 50%이상 그리고 TS×El은 45,000 Mpa%이상을 기준으로 하여, 세가지를 모두 만족하는 경우에는 ○, 셋 중 두 가지 만족하는 경우에는 △, 두가지 이상 만족하지 못하는 경우에는 ×로 표기 하였다.

구분	C	Mn	P	S	Si	Sol.Al	Ni	Cr	B
발명강1	0.58	15.0	0.060	0.009	0.21	1.30	0.13	0.12	0.0005
발명강2	0.54	14.5	0.055	0.007	0.23	1.30	0.15	0.15	0.0012
발명강3	0.76	12.8	0.012	0.005	0.65	2.20	0.48	0.48	0.0029
발명강4	0.78	12.4	0.027	0.006	0.59	2.30	0.50	0.49	0.0021
발명강5	0.66	13.9	0.018	0.005	0.38	2.10	0.25	0.34	0.0023
발명강6	0.63	14.2	0.009	0.008	0.34	1.80	0.38	0.30	0.0024
발명강7	0.60	14.8	0.045	0.005	0.27	1.60	0.22	0.17	0.0026
발명강8	0.62	14.5	0.021	0.005	0.42	1.70	0.17	0.25	0.0028
발명강9	0.51	14.8	0.027	0.006	0.70	1.30	0.11	0.11	0.0006
발명강10	0.72	13.5	0.059	0.008	0.66	2.00	0.43	0.38	0.0017
발명강11	0.59	14.6	0.043	0.007	0.32	1.50	0.30	0.38	0.0015
발명강12	0.61	14.1	0.035	0.007	0.45	1.40	0.19	0.21	0.0013
발명강13	0.73	13.2	0.027	0.004	0.53	2.40	0.34	0.47	0.0018
발명강14	0.65	13.7	0.043	0.008	0.55	1.90	0.47	0.43	0.0025
발명강15	0.80	12.1	0.053	0.006	0.68	2.50	0.49	0.50	0.0030
비교예1	0.48	16.5	0.011	0.011	0.23	0.15	-	0.11	-
비교예2	0.67	13.9	0.071	0.004	0.42	0.22	-	0.05	-
비교예3	0.30	18.2	0.004	0.005	0.68	0.36	-	0.63	-
비교예4	0.91	9.3	0.087	0.008	0.82	0.42	-	0.03	-
비교예5	0.83	11.5	0.027	0.004	0.92	0.52	-	0.52	-
비교예6	0.94	10.2	0.045	0.009	0.89	0.72	-	-	0.0005
비교예7	0.41	20.1	0.032	0.007	0.55	0.11	-	-	0.0008
비교예8	0.38	19.5	0.005	0.012	0.45	0.12	-	-	0.0017
비교예9	0.57	16.0	0.034	0.008	0.45	1.50	0.38	-	-
비교예10	0.22	21.2	0.027	0.005	0.66	0.09	0.60	-	-
비교예11	0.77	12.8	0.045	0.004	0.12	1.90	0.52	-	-
비교예12	0.43	17.5	0.045	0.007	0.38	0.30	0.17	-	-
비교예13	0.38	19.2	0.022	0.013	0.38	0.10	0.80	-	-
비교예14	0.88	11.9	0.007	0.001	0.97	3.10	0.34	-	-
비교예15	0.87	11.3	0.006	0.007	0.88	3.50	0.77	-	-

구분	조직	오스테나이트 분율(%)	오스테나이트결정립 (ASTM No.)	TS (MPa)	El (%)	TS×El (MPa%)	물성 판정	FDT (℃)	CT (℃)	SS (℃)
발명강1	A+F	97.0	7.0	1103	51	56253	○	925	430	765
발명강2	A+F	90.2	8.0	1002	53	53106	○	925	430	765
발명강3	A+F	92.5	9.0	920	58	53360	○	955	470	765
발명강4	A+F	94.3	7.0	902	59	53218	○	955	470	780
발명강5	A+F	91.0	8.5	930	58	53998	○	930	460	780
발명강6	A+F	92.3	8.0	945	57	53865	○	930	460	780
발명강7	A+F	94.5	8.5	962	55	52910	○	935	450	795
발명강8	A+F	96.7	8.0	978	54	52812	○	940	450	795
발명강9	A+F	95.2	7.5	1089	50	54450	○	925	430	795
발명강10	A+F	94.6	10.0	991	52	51532	○	950	440	790
발명강11	A+F	98.1	9.0	973	53	51569	○	940	450	790
발명강12	A+F	97.2	7.5	952	56	53312	○	935	460	790
발명강13	A+F	92.0	7.0	980	54	52920	○	945	440	770
발명강14	A+F	93.5	10.0	982	54	53028	○	945	440	770
발명강15	A+F	93.2	9.0	921	58	53418	○	955	450	780
비교예1	A	100.0	9.0	912	53	48336	△	920	430	750
비교예2	A+F	89.2	6.5	830	59	48970	△	920	430	750
비교예3	A	100.0	8.0	885	62	54870	△	955	480	760
비교예4	A+F	81.9	6.0	658	63	41454	△	915	480	760
비교예5	A+F	83.4	6.5	825	62	51150	△	960	480	770
비교예6	A+F	82.3	7.5	689	66	45474	△	915	490	770
비교예7	A	100.0	8.0	1100	48	52800	△	960	490	780
비교예8	A	100.0	9.0	989	50	49450	△	915	490	780
비교예9	A+F	93.4	7.5	1201	47	56447	△	910	440	790
비교예10	A	100.0	7.0	857	55	47135	×	920	440	790
비교예11	A+F	93.2	9.5	758	66	50028	△	930	450	800
비교예12	A	100.0	10.0	1088	46	50048	△	930	450	810
비교예13	A	100.0	6.0	1108	47	52076	△	970	460	810
비교예14	A+F	87.2	5.0	790	60	47400	×	955	460	810
비교예15	A+F	88.2	8.0	1004	47	47188	×	910	470	810

(FDT는 열간마무리 압연온도를 의미하고, CT는 권취온도를 의미하며, SS는 소둔온도를 의미함)

상기 표 1 및 2에 나타난 바와 같이, 본 발명이 제안한 범위를 만족하는 경우인 발명예 1 내지 15는 900MPa 이상의 인장강도, 50%이상의 연신율 및 TSxEl값이 45000MPa 이상의 재질을 확보할 수 있어, 우수한 항복강도 및 연선을 갖는 것을 확인할 수 있다.

반면에, 비교예 1 내지 15는 본 발명이 제안한 범위를 성분 범위 및 제조범위를 벗어난 경우로서, 인장강도, 연신율 및 TSxEl의 비의 물성을 모두 만족시키지 못하는 것을 확인할 수 있다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

소지강판; 및
상기 소지강판에 형성된 도금층을 포함하고, 상기 소지강판은 중량%로, C: 0.5~0.8%, Si: 0.05~0.7%, Mn: 12~15%, Sol.Al: 1.3~2.5%, Ni: 0.1~0.5%, Cr: 0.1~0.5%, B: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 도금층은 Zn 단일 도금층 또는 Fe: 3~10%, Mn: 1~10% 및 잔부 Zn인 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판.
제 1항에 있어서,
상기 용융아연도금강판의 미세조직은 오스테나이트 및 페라이트로 이루어진 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판.
제 2항에 있어서,
상기 미세조직은 면적분율%로, 90% 이상 오스테나이트 및 10% 이하 페라이트인 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판.
제 3항에 있어서,
상기 오스테나이트의 결정입도는 ASTM No.7~10인 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판.
제 1항에 있어서,
상기 용융아연도금강판의 인장강도는 900MPa 이상이고, 연신율은 50% 이상인 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판.
중량%로, C: 0.5~0.8%, Si: 0.05~0.7%, Mn: 12~15%, Sol.Al: 1.3~2.5%, Ni: 0.1~0.5%, Cr: 0.1~0.5%, B: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 925~955℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 제조된 열연강판을 430~470℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 제조된 냉연강판을 765~795℃에서 소둔하는 단계; 및
상기 소둔된 냉연강판에 용융아연도금을 행하여 용융아연도금강판을 제조하는 단계를 포함하고, 상기 냉연강판은 쌍정이 형성된 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 용융아연도금강판을 가열하여 합금화용융아연도금강판을 제조하는 단계; 및 상기 합금화용융아연도금강판을 냉각하는 단계를 추가로 포함하여 합금화용융아연도금강판을 제조하는 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 용융아연도금은 450~500℃의 온도에서 도금하는 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
제 7항에 있어서,
상기 합금화 열처리는 450~550℃의 온도에서 열처리하는 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
제 7항에 있어서,
상기 합금화 열처리 된 용융아연도금강판은 3~20℃/초의 냉각속도로 냉각하는 가공성 및 강도가 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.