KR970001411B1 - 우수한 소부 경화능 및 시효 특성을 가지는 냉연 강판, 핫 딮 아연-도금 냉연 강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

우수한 소부 경화능 및 시효 특성을 가지는 냉연 강판, 핫 딮 아연-도금 냉연 강판 및 그의 제조방법 Download PDF

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Abstract

내용 없음.

Description

[발명의 명칭]
우수한 소부 경화능 및 시효 특성을 가지는 냉연 강판, 핫 딥 아연-도금 냉연 강판 및 그의 제조방법
[도면의 간단한 설명]
제 1 도는 제 2 상의 부피비와 BH 사이의 관계 및 인공 시효부 부피비와 YP-E1의 관계를 도시한 그래프이다.
[발명의 상세한 설명]
[발명의 분야]
본 발명은 우수한 페인트 소부 경화능(paint bake hardenability), 비시효(non-aging)특성 및 성형성(formability)을 가진 냉연 강판, 핫 딥(hot dip) 아연-도금 냉연 강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에 따른 냉연 강판은 프레스 성형 후에 자동차, 전기설비 및 건축재로 사용된다. 또한, 본 발명의 냉연 강판은 표면 처리를 행하지 않은 냉연 강판과 같은 엄밀한 의미의 냉연 강판 및 Zn 도금 및 합금 Zn 도금과 같은 표면 처리를 수행한 냉연 강판 모두를 포함한다. 본 발명의 강판은 강도와 성형성 양자 모두를 가지므로, 판 두께가 감소될 수 있어서 종래의 강판에 비해 사용시 강판의 경량화를 가져온다. 따라서, 상기 강판의 사용이 지구 환경의 보존에 기여한다고 생각된다.
[발명의 배경]
용강을 진공 탈기하는 최근의 방법이 극저탄소강의 잉고트(ingot)-제조를 용이하게 하므로, 양호한 성형성을 가지는 극저탄소 강판에 대한 요구가 더욱 증가하고 있다. 상기 강판중 Ti와 Nb가 복합적으로 첨가되는, 예를 들자면 일본 공개특허공보 59-31827 및 59-38337호에 개시되어 있는 극저탄소 강판은 매우 양호한 성형성, 베이크 경화(bake hardenning, BH) 특성 및 우수한 핫 딥 아연 도금 특성을 가지고 있다. 따라서, 상기 극저탄소 강판은 중요한 위치를 점하고 있다. 그러나, 상기 강판의 BH 크기는 종래의 BH 강판 수준에 지나지 않고, 이보다 큰 BH가 부여되도록 시도될 때 냉간 비시효 특성을 지켜질 수 없다는 단점이 있다.
또한, 성형성에서 우수하고 Ti 또는 Nb를 함유하지 않는 극저탄소 강판에 관해 개시된 것이 많이 있는 데, 그 예로서 일본 특허공고공보 53-22052 및 일본 특허공개공보 58-136721 및 58-141335호가 있다.
한편, 지금까지 상기 강의 성형성을 유지하면서 그 강도를 증가시키려는 많은 시도가 있었다. 특히, 인장강도가 30-50kgf/mm2인 본 발명에 관한 강의 경우에, 그 강도는 상기 강에 P, Si 등을 첨가하고 이들의 고용체 강화 기구를 이용함으로서 증가되었다. 예를들어, 일본 특허공개공보 59-31827 및 59-33837호에서는 Ti와 Nb가 첨가된 극저탄소 강판에 주로 Si와 P를 첨가함으로써 45kgf/mm2급까지의 인장강도를 가지는 고강도 냉연 강판의 제조방법을 개시하고 있다. 일본 특허공개공보 57-57945호에서는 Ti가 첨가된 극저탄소 강에 P를 첨가함으로써 고강도 냉연 강판을 제조하는 방법에 관한 전형적인 선행 기술을 기재하고 있다.
또한, Ti와 Nb를 함유하지 않은 극저탄소 강의 경우 일본 특허공고공보 58-57492호 및 일본 특허공개공보 58-48636호는 P를 첨가함으로써 강을 크게 강화하는 기술을 개시하고 있으며, 일본 특허공개공보 57-43932호에서는 Si를 이용하는 기술을 개시하고 있다. 상술한 바와 같이 지금까지는 우선적으로 P가 그리고 그 다음으로 Si가 후술하는 이유 때문에 강화 성분으로서 종종 사용되어 왔다. P 및 Si의 매우 큰 고용체 강화 능력 때문에 상기 원소의 소량 첨가로 강의 강도는 증가되고, 그 첨가로 강의 연성 및 딥 드로잉성(deep drawability)이 크게 떨어지지 않으며, 그 첨가 비용이 크게 증가되지 않는다고 생각되었다. 그러나, 실제 단지 상기 성분으로 상기 강의 강화가 시도되는 경우, 강의 강도뿐만 아니라 항복강도가 상당히 증가한다. 그 결과, 때로 표면 형태의 결함이 형성되며, 자동차 판넬용으로 강의 사용이 제한될 수 있다. 또한, 상기 강이 아연으로 핫 딥 도금될 때, 상기 강에서는 Si는 열악한 도금의 형성을 야기할 수도 있으며, P와 Si는 합금화율을 상당히 저하시킬 수 있다. 따라서, P와 Si의 첨가는 상기 강 제품의 생산성을 떨어뜨릴 수 있는 문제점이 있다.
한편, 고용체 강화 성분으로서 Mn과 Cr의 사용이 알려져 있다. 일본 특허공개공보 63-190141 및 64-62440호에서는 Ti-함유 극저탄소 강판에 Mn을 첨가하는 기술이 개시되어 있으며, 일본 특허공고공보 59-42742호 및 상술한 일본 특허공고공보 57-57945호에서는 Ti가 첨가된 극저탄소 강에 Mn과 Cr을 첨가하는 기술이 개시되어 있다.
또한, 일본 특허공개공보 2-111841호에서는 Ti를 첨가하여 제조된 극저탄소 강에 적어도 1.5%부터 3.5%미만까지의 양으로 Mn을 첨가하여 제조되고, 소부 경화능 및 양호한 성형성을 가지는 냉연 강판 및 핫 딥 아연-도금 강판을 개시하고 있다. 열간압연 조작 및 균일 금속 조직 형성 조작의 안정화를 이끄는 Ar3변태점을 낮추기 위해 Mn을 대량으로 첨가한다. 또한, 상기 공보는 연성을 더욱 증가시킬 목적으로 0.2부터 1.0% 이하까지의 양으로 Cr과 V의 첨가를 개시하고 있다. 그러나, 상기 발명은 Mn 및 Cr의 대량 첨가가 특히 강도 및 연성 사이의 균형과 같은 기계적 특성을 개선한다는 개념에 기초하고 있지 않다. 또한, BH의 양은 상기 발명에서 종래의 수준을 벗어나지 못하며, 상기 발명은 비시효 특성에 대응할 수 있는 종래의 수치보다 큰 소부 경화능을 보여주지 못한다.
또한, 일본 특허공개공보 62-40352호에서는 Ti 또는 Nb를 함유하지 않은 극저탄소 강에 Mn을 첨가하는 기술을 개재하고 있다. 그러나, 상기 공보의 발명은 다음과 같이 결론지워질 수 있다 : (i) Mn 및 Cr의 첨가는 주요 첨가 성분인 P와 Si의 보조 역할만을 수행하기 때문에 그로써 얻어진 냉연 강판은 그 강도에 비하여 높은 항복 강도를 가지고 있다 ; (ii) Mn 및 Cr은 (i)이외의 다른 목적으로 첨가되지 않는다. 즉, 예를들면 그들은 (a) 혼합 조직을 아닐링(annealing)한 다음 그 구조를 만들지 않게 하거나, (b) 가공 경화능을 개선하지 않게 하거나, (c) 강에 BH를 부여하지 않게 하거나, (d)이차 성형성을 개선하지 않게 하거나, (e) 핫 딥 아연 도금의 도금 특성을 개선하지 않게 할 목적으로 첨가된다.
또한, 일본 특허공개공보 제58-48636 및 57-203721호에서는 Ti 및 Nb가 첨가되지 않은 극저탄소 강에 많은 양의 B를 첨가하고, 730℃-A3점의 온도에서 아닐링함으로써 우수한 소부 경화능 및 딥 드로잉성을 가지는 냉연 강판의 제조방법을 개시하고 있다. 그러나, 상술한 냉연 강판은 본 발명과 아주 다른 발명의 필요조건으로서의 페라이트 단일상 조직으로 구성된다.
상술한 페라이트 단일상 조직을 가진 강판에 비하여, 복합(composite) 조직을 가진 강판이 알려져 있다. 이들 강판은 페라이트 상과 마르텐사이트 상이 혼합하여 존재하며 저탄소 알루미늄-킬드 강에 Si, Mn 및 Cr과 같은 합금 성분을 첨가하고, 연속 아닐링 온도와 후속 냉각 속도를 최적화함으로서 제조되는 소위 2상강(Dual Phase steel, DP 강)에 의해 구체화된다. 이러한 DP 강은 고강도를 가지고 있지만 매우 낮은 항복비(YR)를 가지고 있다고 알려져 있으며, 또한 비시효 특성 및 높은 BH를 가지고 있다고 알려져 있다. 그러나, DP 강은 약 1.0의 낮은 r-치와 열악한 딥 드로잉성을 가지고 있다는 단점이 있다 또한, 상기 냉연강판의 제조방법은 일본 특허공고공보 53-39368호 및 일본 특허공개공보 50-75113 및 51-39524호에 기재되어 있다.
저탄소 알루미늄-킬드 강에서 제조되는 상기 복합 조직 강판과는 달리, 일본 특허공고공보 3-2224 및 3-21611호 및 일본 특허공개공보 3-277741호에서는 극저탄소 강에서 제조되는 복합 조직 강판을 기재하고 있다. 상기 강판의 제조에 있어서, 대량의 Nb 및 B에 더하여 Ti가 극저탄소 강에 복합적으로 첨가되며, 페라이트 상과 저온에서 변태된 상의 복합 조직이 아닐링 후에 형성되며, 이로서 고 r-치, 고-BH, 고연성 및 냉간 비시효 특성을 가진 냉연 강판이 얻어진다.
특히 일본 특허공개공보 3-277741호의 경우, 상기 공보는 극저탄소 강에 Nb, B와 Ti 및 이에 부가하여 Mn과 Cr을 첨가함으로써 제조된 강을 적어도 Ac1-50℃ 내지 Ac1변태점 미만의 온도에서 아닐링하여 부피비로 5% 이하인 침상(acicular)페라이트 및 페라이트로 구성되는 복합 조직으로 이루어지는 조직을 형성하는 소부 경화능, 비시효 특성 및 이에 부가하여 성형성을 가진 강판의 제조 기술을 개시하고 있다. 그러나, 본 발명자들에 의한 심도 깊은 연구에 따르면, 상기 기술이 다음의 문제점을 지니고 있다는 사실이 명백 해졌다. 즉, 부피비로 5% 이하로 제2상을 가지는 복합 조직 강판의 경우, 상기 강에 BH를 적어도 종래의 수준인 5kgf/mm2을 초과하는 양으로 부여하는 것이 어려우며, BH의 양이 5kgf/mm2을 초과할 때에는 YP-E1가 때로 0.2%를 초과하기 때문에 상기 강의 비시효 특성을 확보하기가 매우 곤란하다는 것이 발견되었다. 예를들면, C 0.004%, Si 0.01%, Mn 1.5%, Cr 1.0%, P 0.05%, Nb 0.025%, Al 0.04%, N 0.0025% 및 S 0.01%를 함유한 Nb-함유 강을 체류 온도가 840 -865℃의 범위로 변환되고 그에 비해 제2상의 부피비가 0-20%로 변화되는 동안 아닐링하였고, 상기 강을 인공적으로 시효한 후 BH의 양과 YP-E1 사이의 관계를 시험하였다. 이와 같이 얻어진 결과를 제1도에 제시한다. 제1도로부터 강이 제2상을 5부피% 이하의 양으로 함유할 때 강의 비시효 특성이 어렵게 된다는 것이 명백하다. 이와 같은 사실은 아마도 작은 부피비의 제2상 때문에 페라이트로 도입되는 이동 전위(migrational dislocation)의 밀도가 불충분해지기 때문에 야기되는 것 같다.
또한, 일본 특허공개공보 60-197846호에서는 Ti 또는 Nb를 함유하지 않은 극저탄소 강에 많은 양의 B를 첨가함으로서 상술한 특성을 가지는 강을 얻는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 상기 기술을 예의 시험한 결과, 본 발명자들은 이러한 대량의 B를 첨가함으로써 복합 조직을 형성하게 하면 다음과 같은 문제점을 포함하게 됨을 발견하였다.
1) 이러한 대량의 B를 함유한 강은 그의 Ac1변대점을 낮추지 않는다. 그 결과, 복합 조직을 얻기위하여, 초고온에서 강을 아닐링하는 것이 필수적이며, 연속 아닐링중에 강판의 파괴와 같은 문제를 초래한다.
2) 강의 α+γ의 온도 범위가 극히 좁기 때문에, 그 조직이 폭 방향으로 변화될 수 있거나, 강재가 현저하게 변화될 수 있거나, 또는 복합 조직은 아닐링 온도가 몇도 센티그레이드의 크기로 변화될 때 형성되거나 형성되지 않을 수 도 있다. 따라서 강의 제조가 매우 불안정해진다.
3) 대량의 B 첨가는 강 연성의 열화를 가져온다.
4) 대량의 B 첨가는 금속 도금의 결함 형성을 야기한다. 따라서 강은 핫 딥 아연-도금 강판에 부적합하다.
5) 또한, 적어도 5kgf/mm2의 양으로 BH를 부여하는 것이 어려울 뿐만 아니라 BH가 5kgf/mm2를 초과하는 양으로 부여되는 강은 인공시효 후에 0.2%를 초과하는 YP-E1을 나타낸다. 그 결과, 강의 비시효 특성이 보존되지 않는다.
상술한 바와 같이 극저탄소 강에 의한 복합 조직 강판에 대해 몇가지 제안이 있다. 그러나, BH의 양은 종래의 수준을 전혀 벗어나지 않으며, 비시효 특성은 종래의 수준을 단지 약간 초과하는 수준에서 유지되고 있다.
[발명의 개시]
자동차의 패널용으로 사용되는 강판은 양호한 표면 성형 특성, 예를들면 프레싱(pressing)후 스프링백(springback)과 표면 변형을 형성하지 않는 특성을 가질 것이 강력히 요구된다. 강판의 표면 성형 특성은 항복 강도가 낮아짐에 따라 바람직해진다고 알려져 있다. 그러나, 고강도 강판은 일반적으로 종래 기술에 기재된 바와 같이 항복 강도의 상당한 증가를 가져온다. 따라서, 강판의 강도를 증가시키는 경우 가능한 한 항복 강도의 증가를 억제할 필요가 있다.
또한, 강판은 프레스 성형 후에 덴트(dent) 형성에 대한 내성을 가질 필요가 있다. 여기서 덴트 형성에 대한 내성이란 조립된 자동차가 돌 등에 부딪칠 때 강판의 영구적인 함몰 변형에 대한 내성을 의미한다. 강판의 덴트 형성에 대한 내성은 판 두께가 일정하다면 프레스 성형 및 페인트 베이킹 후의 변형 응력이 커짐에 따라 커지게 된다. 따라서, 동일 항복 강도를 가지는 강판중에서 보다 높은 페인트 소부 경화능 및 보다높은 가공 경화능을 가지는 강판이 덴트 형성에 대해 보다 나은 내성을 보여준다.
상기의 예시로부터 자동차의 판널 등에 바람직한 강판은 항복 강도가 크지 않아서 상당히 가공 경화됨과 동시에 높은 페인트 소부 경화능을 가지는 것이라고 결론내릴 수 있다. 상기 강판은 당연히 평균 r-치(딥드로잉성), 연신율(부품((bulging) 특성)과 같은 성형성 및 상온에서의 실질적 비시효의 면에서 우수할 필요가 있다.
본 발명은 상기 요구를 만족하고, 본 발명의 목적은 특히 페인트 소부 경화능의 면에서 그 적용시 약 10kgf/mm2정도의 큰 크기로 BH가 부여될 수 있고 비시효 특성(YP-E1 : 인공시효 후에 0.2 이하)과 성형성을 모두 가지며 상기 공지 문헌에서 얻어진 바 없는 냉연 강판 및 핫 딥 아연-도금 냉연 강판을 제공하는 것이다.
본 발명자들은 예의 연구를 수행하여 상기에 기재된 목적을 성취하였고, 후술하는 새로운 사실을 밝혀내었다.
즉, Nb 또는 Ti가 함유되지 않은 극저탄소 강 및 Nb 및/또는 Ti를 함유한 극저탄소 강이 기지 강으로 사용되었고, 냉간 압연, 아닐링 및 조질압연 후 조직 및 인장 강도간의 관계에 대한 상기 기지 강에의 B, Mn 및 Cr 첨가 효과를 아닐링중 상기 강의 Ac1및 α→γ 변태 기구에 많은 주의를 기울이면서 상세히 연구하였다. 연구 결과, 페라이트와 저온에서 변태한 상으로 이루어진 복합 조직이 적어도 0.0040%의 양으로 B를 첨가함으로써 얻어졌지만, 다음의 결과가 확인된 바 있다 : 1) 복합 조직을 얻기 위해 종래의 강에 비해 꽤 높은 온도에서 강을 아닐링하는 것이 필수적이며 ; 2) 원하는 복합 조직을 가진 강을 제조하기 위한 온도 범위가 극히 좁기 때문에, 제조중 강재의 변량이 극히 크며 ; 3)상기 강에 적어도 5kgf/mm2크기의 BH를 부여하는 것이 어려우며, 이에 더하여 인공시효 후에 강의 항복점 신장율(YP-E1)은 강이 BH를 적어도 5kgf/mm2의 크기로 가질 때 0.2%를 초과하며, 냉간 비시효 특성의 보존이 불가능하게 되고 : 4) 상기 강은 아닐링 후 냉각 조건에 매우 과민하며, 그 과민성은 또한 BH의 크기와 평균 r-치와 같은 강의 물질 특성을 상당히 불안정하게 한다. 또한, Ti 및/또는 Nb가 첨가될 때, 유사한 경향이 다음의 경우에 각각 관찰되었다 : Nb와 B의 복합 첨가, Ti 및 B의 복합 첨가 및 Nb, Ti 및 B의 복합 첨가.
상술한 강과는 달리 상기 극저탄소 강에 Mn 및/또는 Cr을 첨가하여 제조되고 전체 부피에 대하여 부피비로 저온에서 변태된 상이 5%를 초과하도록 제조되는 강에서 후술하는 결과가 얻어진다.
1) 상기 성분이 γ-상 형성 성분이므로, 상기 강은 낮은 α→γ 변태점을 가지며, 비록 상기 강이 극저탄소 강이지만 아닐링 온도가 그렇게 높을 필요가 없다.
2) 또한, 상기 강이 매우 넓은 α+γ 2상 영역을 가지므로, 제조중 재료의 변량이 매우 적다.
3) 또한, BH가 적어도 5kgf/mm2의 양으로 용이하게 강에 부여될 수 있다. 약 10kgf/mm2의 크기로 BH가 강에 부여되는 경우에도, 인공시효 후 YP-E1은 0.2%를 초과하지 않는다. 따라서, 매우 우수한 비시효 특성 및 소부 경화능이 서로 조화를 이룰 수 있음이 발견되었다. 본 발명자들의 결론에 따르면, 이러한 조화는 아마도 B의 복합 첨가로 형성되는 복합 조직을 가지는 강에서보다 Mn 및 Cr을 첨가로 혼합 조직이 형성되는 강에서 더 높은 이동 전위 밀도가 저온 변태 생성물 및 페라이트에서 그 주위에 도입되기 때문인 것 같다.
4) 또한, Mn과 Cr이 첨가된 혼합 조직 강판이 아닐링 후 냉각 조건에 관계없이 r-치와 BH와 같은 기계적 특성이 양호하고, 그 때문에 상기 강판이 용이하게 제조될 수 있다는 것이 상기 강의 중요한 특성중 한가지이다. r-치의 증가는 Ti와 Nb가 첨가되지 않을 때 현저하게 된다. 또한, 심지어 Mn과 Cr이 첨가된 강은 과도하게 많은 양의 B(적어도 0.0030중량%)가 첨가될 경우 상기 특성을 나타낼 수 없다.
고강도강용 강화 성분으로 사용되어지는 Mn, Cr, P 및 Si이 강의 기계적 특성에 주는 영향이 각 성분에 관해 연구되어서 후술하는 새로운 사실이 밝혀졌다.
즉, 고용체 강화 성분으로 지금까지 종종 사용되어 왔던 Si와 P는 a) 상기 강에 미량으로 첨가되는 경우 우선적으로 그 강의 항복 강도를 현저하게 증가시키며, b) 그결과 저 변형을 영역에서 상기 강의 가공 경화능을 현저하게 저하시킨다는 것을 알아내었다.
한편, 지금까지 좀처럼 사용되오지 않았던 Mn과 Cr의 첨가가 a) 강의 항복 강도를 거의 증가시키지 않으며 인장 강도를 증가시키고, b) 그 결과 오히려 저 변형율 영역에서 상기 강의 가공 경화능을 향상시킨다는 극히 중요한 사실을 알아내었다.
이것이 아마도 Mn 및 Cr의 첨가로 생기는 혼합 조직의 형성에 부가하여, 본 발명의 강이 낮은 항복 강도를 나타내는 이유인 것 같다. 또한, 강에서의 P와 Si의 감소는 그 감소가 α→γ 변태점을 낮춘다는 점에서 역시 중요하다.
또한, 본 발명자들은 본 발명의 강이 핫 딥 아연-도금 냉연 강판으로서 장점을 가지고 있다는 것을 발견하였다. 즉, Si와 P가 대량 첨가되었던 강은 아연으로 핫 딥 도금하는 경우 도금 특성이 악화시키고 이에 부가하여 합금 반응을 지연시키는 것으로 알려져 있다. 그러나, Mn과 Cr이 첨가되었던 강이 동시에 대량의 Si와 P를 함유하는 경우에는 그 핫 딥 아연 도금 특성이 불충분하지 않게 됨이 밝혀졌다. 본 발명자들은 B의 영향에 대한 심도 깊은 연구를 통하여 강 중 대량의 B가 아연으로 핫 딥 도금할 때의 도금 특성 및 강의 합금 반응 특성에 역효과를 보임이 밝혀내었다.
본 발명은 이러한 개념과 이러한 새로운 발견을 기초로 성취되었고, 본 발명의 주제는 다음에 기재된 바와 같다.
즉, 본 발명은 중량%로, C 0.0005-0.0070%, Si 0.001-0.8%, Mn 0.3-4.0%, P 0.003-0.15%, S 0.0005-0.015%, Al 0.005-0.20%, N 0.0003-0.0060%, 임의로 B 0.0030% 이하(B는 조건 B/N≤1.5를 만족함) 및 Cr 0.01-3.0% 및 잔량 Fe와 불가피한 불순물로 구성되어 있는, 저온 변태 제품과 페라이트로 이루어진 혼합 조직을 가진 냉연 강판 및 핫 딥 아연-도금 냉연 강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 상기 성분을 가지며, 전체 부피에 대하여 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어진 혼합조직을 가지는 슬라브를 적어도 (Ar3-100℃)의 온도에서 마무리 열간 압연하고, 800℃-상온의 온도에서 압연 제품을 코일링하며, 그 제품을 적어도 60%의 압하율(draft)에서 냉간압연하며, 얻어진 강판을 적어도 α→γ 변태점 내지 Ac3이하의 온도에서 연속 아닐링하거나, 또는 상기와 같이 얻어진 강판을 예를들면 아닐링 온도가 적어도 α→γ 변태점 내지 Ac3변태점 이하의 온도로 정해지는 인-라인(in-line) 아닐링형 방법에 의해 아연으로 핫 딥 도금하는 것으로 이루어지는, 냉연 강판 또는 핫 딥 아연-도금 냉연 강판의 제조방법에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 중량%로 C 0.0005-0.0070%, Si 0.001-0.8%, Mn 0.8-4.0%, P 0.005-0.15%, S 0.0010-0.015%, Al 0.005-0.1%, N 0.0003-0.0060%, B 0.0005%이하, Ti 0.003-0.1%의 양 및 Nb 0.003-0.1%의 양중에서 선택된 한가지 또는 두가지 성분, 선택적으로 Cr 0.01-3.0% 및 잔량의 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는, 전체부피에 대하여 5부피%를 초과하는 부피비의 저온 변태 생성물 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 냉연 강판 또는 핫 딥 아연-도금 냉연 강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 상기 성분을 가지며, 전체 부피에 대하여 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 슬라브를 열간 압연하는 경우 적어도 (Ar3-100℃)의 온도에서 마무리 열간 압연하고, 800℃-상온이 온도에서 압연 제품을 코일링하며, 그 제품을 적어도 60%의 압하율로 냉연하며, 얻어진 강판을 적어도 α→γ 변태점 내지 Ac3이하의 온도에서 연속 아닐링하거나, 또는 상기와 같이 얻어진 강판을 예를들면 아닐링 온도가 적어도 α→γ 변태점 내지 Ac3변태점 이하의 온도에 정해지는 인-라인 아닐링형 방법에 의해 아연으로 핫 딥 도금하는 것으로 이루어지는, 냉연 강판 또는 핫 딥 아연-도금 냉연 강판의 제조방법에 관한 것이다.
[본 발명의 실시를 위한 최선의 형태]
이하에서 상기와 같이 강 조성과 제조 조건을 한정하는 이유를 설명한다.
C :
C는 제품의 물질 특성을 해치는 매우 중요한 성분이다. 진공 탈기된 극저탄소 강이 본 발명의 필요 조건이다. C 0.0005% 미만을 함유하는 강은 그 입계 강도를 저하시키고 열화된 이차 성형성을 나타내므로, C의 하한선은 0.0005%로 한정된다. 다른 한편, C 0.0070% 이상을 함유한 강이 열화된 성형성을 나타내고 그의 냉간 비시효 특성을 보존할 수 없으므로, C의 상한선은 0.0070%로 한정된다.
Si :
Si는 저렴한 비용으로 강의 강도를 증가시키는 성분으로서 알려져 있으며, Si의 첨가량은 강의 원하는 강도 수준에 따라 변한다. 그러나, Si 0.8% 이상을 함유한 강은 과도하게 높은 항복 강도를 나타내며, 프레스 형성의 시기에 표면 변형을 나타낸다. 더구나, α→γ 변태점이 상승되고, 혼합 조직을 얻기 위해 강의 아닐링 온도가 상당히 높게 된다. 또한, 강은 화학적 전환에 대한 과민성 저하, 핫 딥 아연 도금의 접착성 저하, 합금 반응의 지연에 의해 야기된 생산성 저하 등과 같은 문제점이 있다. Si의 하한선은 강 제조 기술과 비용의 관점에서 0.001%로 한정된다.
Mn, Cr :
Mn과 Cr은 본 발명에서 가장 중요한 성분이다. 즉, Mn과 Cr이 강의 α→γ 변태점을 낮추기 때문에, 강은 혼합 조직을 형성하기 위해 매우 높은 온도를 필요로 하지 않는다. 이에 더하여, Mn과 Cr이 α+γ 이중상 영역을 넓히므로, 혼합 조직의 부피비가 쉽게 조절될 수 있다. 그 결과, 제조중에 강 물질의 변형이 저으며, 그 첨가는 생산성을 증가시킨다. 또한, 통상적으로 얻어질 수 없는 적어도 5kgf/mm2의 양으로 BH가 Mn과 Cr을 사용하여 얻어진 혼합 조직 강판에 쉽게 부여될 수 있다. 이와 같이 심지어 적어도 5kgf/mm2의 양을 가진 강판은 매우 우수한 비시효 특성을 나타낸다. 그 특성은 Mn과 Cr을 사용하여 얻어진 혼합 조직 강판에 독특하며, 많은 양의 B를 첨가함으로서 얻어진 페라이트 단일상 구조 강판 및 복합 조직 강판으로부터 얻어질 수 없다. 또한, 통상의 강이 α+γ 영역에서 아닐링될 때 상당히 낮은 r-치를 나타낸다고 알려져 있지만, Mn과 Cr이 양성적으로 첨가된 강이 α+γ 이중상 영역에서 아닐링될 때조차 거의 열화되지 않은 r-치를 나타낸다는 중요한 점이 있다.
또한, Mn과 Cr은 강의 항복 강도를 크게 증가시키지 않고 강의 강도를 증가시킴며, 화학 전환 특성을 증가시키며, 핫딥 아연 도금 특성을 증가시키는 작용을 가지고 있는 효과적인 고용체 강화 성분이다. 본 발명에서, Mn은 필수 성분이며, Cr은 임의로 첨가된다. 즉, Mn은 α→γ변태점을 낮추고 α+γ 이중상 영역을 넓히는데 있어서 Cr 보다 효과적이며, 따라서 Mn이 사용된다. Cr은 BH를 증가시키고, 가공 경화능 등을 증가시키는데 우수한 효과를 가지고 있으므로, 강에 대한 이들 특성을 추가로 증가시키기를 원할 때 강에 첨가된다.
Mn이 0.3% 이하의 양으로 첨가된 강은 Ti와 Nb가 첨가되지 않을 때 상기에 기재된 효과를 나타내지 않는다. 따라서, Mn의 하한선은 0.3%로 한정된다. 다른 한편, Mn이 4.0% 이상의 양으로 첨가된 강은 양호한 혼합 조직을 형성하지 않으므로, 상한선은 4%로 한정된다. 더구나, Ti와 Nb가 강에 첨가될 때, 얻어진 강은 Mn의 양이 0.8% 이하이라면 상기에 기재된 효과를 나타내지 않는다. Mn의 첨가량이 4%를 초과할 때 강은 양호한 혼합 조직을 형성하지 않는다. 따라서, Mn의 첨가량은 0.8-4.5%의 범위로 한정된다.
또한, Cr이 0.01% 이하의 양으로 첨가된 강은 첨가 효과를 나타내지 않으므로, 하한선은 0.01%로 한정된다. Cr이 3.0% 이상의 양으로 첨가된 강은 양호한 혼합 조직을 형성하지 않으므로, 상한선은 3.0%로 한정된다.
P :
P는 Si와 유사하게, 저렴한 비용으로 강의 강도를 증가시킨다고 알려져 있다. P의 첨가량은 원하는 강도에 따라 변하다. P가 0.15% 이상의 양으로 첨가된 강은 혼합 조직을 형성하기 위해 아닐링시 상당히 높은 온도를 필요로 하며 프레싱중 결함있는 표면 형태를 야기시키는 과도하게 증가된 항복 강도를 나타낸다. 더구나, 강은 연속 핫 딥 아연 도금중에 매우 지연된 합금 반응을 나타내며, 생선성을 저하시킨다. 강은 또한 열화된 이차 성형성을 나타낸다. 따라서, 상한선은 0.15%로 한정된다. 또한, 하한선은 강 제조기술과 비용의 관점에서 0.003%로 한정된다. 이에 더하여, P의 하한선은 바람직하게도 Ti와 Nb가 첨가될 때 상기에 기재된 이러한 관점에서 0.005%로 한정된다.
S :
강에서 S가 소량인 것이 바람직하지만, S의 양이 0.0005% 이하일 때 강의 제조비가 높게 된다. 따라서, S의 양의 하한선은 0.0005%로 한정된다. 다른 한편, 강내 Mn의 양이 0.015%를 초과할 때, MnS가 많은 양으로 침전되며, 이로서 S 양의 상한선은 0.015%로 한정된다. 이에 더하여, Ti와 Nb를 첨가한 경우에, 강내 S 양의 하한선은 상기에 기재된 동일한 이유로 0.001%로 한정되는 것이 바람직하다.
Al :
Al은 강의 탈산화반응과 N을 고착하는데 사용되지만, 강에서 0.005% 이하의 양으로 Al은 그 효과를 성취하는데 충분하지 못하다. 다른 한편, 0.20% 이상의 양으로 Al의 사용은 강을 비싸게 만든다. 따라서, Al의 양의 상한선은 0.20%로 한정된다. 이에 더하여, Ti와 Nb를 첨가한 경우에, Al의 양의 상한선은 바람직하게도 상기에 기재된 동일한 이유로 0.1%로 한정된다.
N :
강에서 N이 소량인 것이 바람직하다. 그러나, N의 양이 0.0003% 이하일 때, 강은 매우 비싸게 되다. 다른 한편, N의 양이 과도하게 클 때, 많은 양으로 Al의 사용이 필요하게 되며, 강의 성형성은 열화된다. 따라서, N 양의 상한선은 0.0060%로 한정된다.
Ti, Nb :
Ti와 Nb는 N, C 및 S의 모두 또는 일부를 고착함으로서 극저탄소 강의 성형성과 비시효 특성을 보존하는 역할을 수행한다. 더구나, Ti와 Nb는 열간 압연 강판의 결정 입자를 미세화하며, 제품 판의 성형성을 양호하게 한다. 따라서, 이러한 특성이 추가로 요구될 때 Ti와 Nb가 강에 첨가된다. Ti와 Nb의 양이 0.003%이하일 때, 첨가 효과가 성취될 수 없다. 따라서, Ti와 Nb의 양의 하한선은 0.003%로 한정된다. 다른 한편, 0.1% 이상의 양으로 Ti와 Nb의 사용이 합금 경비에서 상당한 증가를 가져오므로, Ti와 Nb의 양의 상한선은 0.1%로 한정된다.
B :
B는 이차 가공 취성(embrittlement)을 방지하는데 효과적이므로, 첨가될 수 있다. 그러나, BH의 양이 5kgf/mm2을 초과하고 반면에 그의 성형성이 고려되는 경우에 강의 냉각 비시효 특성을 보존하기 위하여, B의 첨가량은 Ti와 Nb가 첨가되지 않을 때 0.0030% 이하로, 또는 Ti및/또는 Nb가 첨가될 때 0.0005%로 한정된다.
이에 더하여, 전자의 경우에, 조건 B/N≤1.5가 만족되는 한 강의 성형성 관점에서 B가 첨가되는 것이 바람직하다.
이어서, 제조 조건을 한정하는 이유가 다음에 예시될 것이다.
상기에 기재된 조성을 가진 강은 처음에 제조하고, 종래의 연속 주조 설비를 이용하여 주조하고 슬라브를 제공한다. 연속 주조에서, 열간 압연판의 두께에 비교할만한 두께를 가진 슬라브를 슬라브와 모울드의 내벽사이에 상대속도 차이가 없는 소위 동기식 연속주조법에 의해, 예를들어 단일 롤형, 쌍롤형, 또는 벨트형의 방법에 의해 주조할 수 있다.
그후 슬라브를 1000-1300℃의 온도에서 가열하고, 열간 압연한다. 제품판의 성형성을 보존한다는 관점에서, 슬라브를 적어도 (Ar3-100℃)의 온도에서 마무리 열간 압연하고, 코일링한다. 코일링을 800℃, 바람직하게는 750℃ 내지 상온의 온도에서 수행한다. 즉, 본 발명은 열간 압연 후에 코일링 온도에 둔감한 그의 제품 재료를 특징으로 한다. Mn, Cr 등이 꽤 많은 양으로 첨가되므로, 열간 압연판은 상당히 미세하고 균일한 구조를 가진다. 제품의 둔감성(insensitivity)은 부분적으로 그 구조에 기인하는 것으로 생각된다. 코일의 양쪽 가장자리에서 재료의 열화에 의해 야기된 수율이 저하되는 것을 방지할 목적으로, 코일링 온도의 상한선은 800℃로 한정된다. 이와 같이 얻어진 열간 압연 강 스트립을 냉연에 사용한다. 종래의 조건은 냉연에 만족스럽다. 아닐링 후에 강 스트립의 딥 드로잉성을 보존하기 위해 압하율은 적어도 60%로 한정된다.
이와 같이 얻어진 냉연 스트립을 아닐링한다. 즉, 냉연 강 스트립을 연속 아닐링으로 이동시키고, 임의로 과도시효한 다음, 일정 조건하에 아닐링한다. 강 스트립을 아연으로 도금할 때, 연속 아닐링노를 사용하여 아닐링하고, 오프-라인(off-line) 도금조에 이동시키고, 도금처리한다. 이 경우에, 인-라인 아닐링형의 연속 및 핫 딥 아연도금 설비로 스트립을 이동시킨 후 또한 냉연 강 스트립을 도금 처리할 수 있다.
본 발명에서, 아닐링에 대한 이러한 조건은 페라이트 및 침상 페라이트, 마르텐사이트, 오오스테나이트 또는 베이나이트와 같은 저온에서 변태된 상(이차 상)의 혼합 조직을 얻는데 중요하다. 특히 Ti 및/또는 Nb가 첨가될 때, 저온에서 변태된 상이 전체 부피를 기초로 적어도 5%의 양으로 형성될 필요가 있으므로 이러한 조건은 중요하다.
즉, Ti와 Nb가 첨가되지 않을 때, 강내 C는 용해된 상태로 존재한다. 그 결과, 강은 양호한 소부 경화능을 나타낸다. 그러나, 강의 비시효 특성을 증가시키기 위하여, 강을 오오스테나이트 영역으로 가열하여 제이의 상을 침전시키고 강을 가열함으로서 혼합 조직을 형성한다. 이 경우에,제이의 상의 침전량이 5% 이하일 때조차, 0.2% 이하의 상기에 도금된 YP-E1를 가진 강이 얻어질 수 있다. 그러나, 안정하게 비시효 특성을 가진 강을 얻기 위하여, 침전량이 5% 이하인 것이 바람직하다.
다른 한편, 강에 Ti와 Nb를 첨가한 경우에, Ti와 Nb는 카바이드를 형성하며, 따라서 C는 침전 상태로 존재한다. 따라서 강의 소부 경화능을 증가시킬 목적으로, 카바이드를 가에 용해시켜 용해된 C를 형성한다. 따라서 강을 오오스테나이트 영역으로 가열하고 카바이드를 용해시키는 것이 중요하다. 이 온도 영역에서 강을 가열하면 비시효 특성을 상당히 증가시킨다. 제1도는 제이의 상의 부피비%와 BH 양 사이의 관계 및 인공시효 후에 제이의 상의 부피비%와 YP-E1 사이의 관계를 도시한다. YP-E1은 제이의 상의 부피비가 5%를 초과할 때 0.2% 이하이도록 상당히 감소되며, 부피비가 거의 8%일 때 대략 0이 된다. 즉, 강은 실제로 상온에서 비시효 상태로 될 수 있다. BH의 양은 제이의 상의 부피비가 5%를 초과할 때 적어도 5kgf/mm2이 되도록 상당히 증가되며, 부피비가 20%일 때 약 10kgf/mm2가 된다.
따라서, 이러한 강의 경우에, 제이의 상의 부피비가 5%를 초과해야 한다는 것이 중요하게 된다.
(냉연 강 스트립의 아닐링을 위한 조건)
냉연 강 스트립을 적어도 α→γ변태점 내지 Ac3변태점 이하의 온도 범위에서 아닐링노에 소킹한다(soaking).
소킹 온도가 α→γ 변태점 이하일 때, 본 발명에 대해 특징인 제이의 상, 즉, 저온 변태 제품이 얻어질 수 없다. 더구나, Ac3변태점을 초과한 온도에서 아닐링된 강의 상당히 열화된 성형성을 나타내므로, 아닐링 온도의 상한선은 Ac3변태점이도록 한정된다.
강을 소킹 온도로 가열하는 속도가 특정되지 않지만, 그 속도는 바람직하게도 5-20℃/sec이다. 이에 더하여, 강을 또한 약 1000℃/sec의 속도에서 신속히 가열할 수 있다.
소킹 시간은 0-수분의 범위이다.
소킹 온도로부터 강의 평균 냉각 속도가 특정되지 않지만, 제품이 특히 낮은 항복 강도와 고연성을 가질 필요가 있을 때 650-750℃의 온도 범위에서 바람직하게는 30℃/sec 이하 및 제품이 특히 우수한 소부 경화능과 비시효 특성을 가질 필요가 있을 때 바람직하게는 적어도 30℃/sec의 속도에서 강을 냉각한다.
이에 더하여, Ti 및/또는 Nb를 첨가한 경우에, 제이의 상의 부피비는 강의 화학 성분에 따라 상기에 언급된 범위내에서 소킹 온도를 조절함으로서 5% 이상으로 될 수 있다.
(핫 딥 아연-도금 냉연 강 스트립의 아닐링을 위한 조건)
소킹 온도로 도금된 냉연 강 스트립을 가열하는 속도가 특정되지 않지만, 스트립을 바람직하게도 3-30℃/sec의 속도에서 가열한다. 이에 더하여, 스트립을 또한 약 1000℃/sec의 고속에서 가열할 수 있다.
소킹 온도와 체류 시간은 냉연 스트립과 유사한다.
강 스트립을 소킹 온도로부터 1-600℃/sec의 속도에서 냉각하고 냉각조(온도 : 420-520℃, 조내 Al 농도 : 0.05-0.3%)에서 스트립을 침지함으로서 아연으로 도금한다.
냉연 강판의 경우에서처럼 제품에 대해 원하는 조건에 따라 냉각속도를 다르게 할 수 있다.
아연으로 강 스트립을 도금한 후, 스트립을 1-1000℃/sec의 속도에서 가열하고, 480-600℃의 온도에서 1-60sec동안 방치한 다음, 1-200℃/sec의 속도에서 상온으로 냉각하며, 이로서 아연 도금의 합금 처리를 성취한다.
냉연 강 스트립과 핫 딥 아연-도금 강 스트립을 상기에 기재된 바와 같이 제조한다음, 그들을 임의로 0.1-2% 압하율로 조질 압연한다(temper rolled).
본 발명에 따라, 이와 같이 낮은 항복 강도, 상당한 가공 경화능 및 높은 페인트 소부 경화능을 가지며, 평균 r-치(딥 드로잉성) 및 신장율(부품 특성)에서 우수한 강판을 얻을 수 있다. 특히 페인트 소부 경화능에 관해, 약 10kgf/mm2의 많은 양의 BH가 임의로 강판에 부여될 수 있으며, 본 발명은 이에 더하여 비시효 특성을 가진 냉연 강판 또는 핫 딥 아연-도금냉연 강판을 제공할 수 있다.
이하에서 본 발명을 실시예를 통해 더욱 상세하게 설명한다.
실시예 1
표 1에 제시된 조성을 가진 강 슬라브를 제조하고 다음의 조건하에 열간 압연하여 각각 두께 4.0mm인 강 스트립을 제공하였다 : 슬라브 가열 온도 1200℃, 최종 온도 902℃ 및 코일링 온도 700℃, 강 스트립을 산세척하고, 압하율 80%에서 냉연하여 두께 0.8mm인 각 냉연 강판을 제공하였다. 강판을 다음 조건하에 연속 아닐링하였다 : 가열 속도 10℃/sec, 소킹 온도 810-950℃ 및 소킹 시간 50초, 650℃로 평균 냉각 속도5℃/sec, 650℃-상온의 평균 냉각 속도 80℃/sec 얻이진 강판을 압하율 1.0%에서 추가로 조질 압연하였다. 강판에서 인장 시편 JIS No.5를 취하고 인장 시험하였다. 인장시험 결과를 표 2에 요약한다.
여기서 WH의 양은 인장 변형 2%가 시편에 압연 방향으로 부여될 때 가공 경화량을 지칭하며, 2% 변형응력에서 항복 응력 (YP)을 공제함으로서 얻어진다. 더구나, BH의 양은 예비변형된 시편이 170℃에서 20분간 열처리하고 (열처리는 베이크 마무리에 상응함) 다시 인장 시험할 때 응력 증가량(인장 재 시험의 시기에 보다 낮은 항복 응력에서 2% 변형 응력을 공제함으로서 얻어진 수치)이다. 더구나, 이차 가공 취성 전이 온도는 조질 암연 강판을 펀칭하여 직경 50mm인 블랭크를 제공하고, 직경 33mm인 펀치로 컵을 형성하며, 컵을 낙하 중량 인열 시험에 수행함으로서 얻어진 연성-취성 전이 온도이다.
표 2로부터 본 발명의 강이 동일한 수준의 인장 강도를 가진 종래의 강의 강판에서 결코 얻어진 바 없는 높은 페인트 소부 경화능 이에 더하여 매우 우수한 비시효 특성을 가지고 있다는 것이 명백하다. 본 발명의 강으로부터 바람직한 결과를 얻는데 주요 이유는 다음과 같다고 생각된다 : Mn과 Cr을 첨가함으로서 혼합조직을 가지도록 제조된 강판이 B를 첨가함으로서 복합 조직을 가지도록 제조된 강판에 비하여 바람직한 전위 밀도를 가지고 있다. 더구나, 본 발명의 강은 낮은 항복 강도, 우수한 표면 형성, 많은 양의 WH 및 높은 r-치를 가진다. 따라서, 강은 예를들어 자동차의 내외부 판널용으로 적합한 재료이다.
주 : SI=본 발명의 강
CS=비교강
* 100℃에서 1시간동안 강을 인공시효후 얻어진 YP-E1
** σd=YP+BH+WH
실시예 2
연속 아닐링에서 소킹 온도의 영향을 표 1에서 강 3-2 및 3-4를 사용하여 조사하였다. 열간 압연 및 냉간 압연 조건은 실시예1과 동일하였다. 그후 냉간 압연 강판을 860-930℃의 소킹 온도에서 10℃/sec의 속도로 가열하였고, 그 소킹 온도에서 50sec 동안 방치하고, 평균 속도 5℃/sec에서 650℃로 냉각한다음, 80℃/sec의 평균 속도에서 650℃로부터 상온으로 냉각하여 연속 아닐링을 수행하였다. 아닐링된 판을 추가로 압하율 1.0%에서 조질 압연하였다. 인장 시편 JIS No.5를 판에서 취하고, 인장 시험하였다. 인장 시험결과를 표 3에 요약한다.
주 : * 100℃에서 1시간동안 인공시효후 얻어진 YP-E1
** σd=YP+BH+WH
표 3에서 소킹 온도가 변화될 때조차 우수한 물질 특성을 가진 본 발명의 강(강 3-2)이 안정하게 얻어질 수 있다는 것이 명백하다. 강에 비교하여, 비교강 3-4는 소킹 온도가 단지 약간 변화될 때 상당히 변화된 강도를 나타낸다. 더구나, BH의 양과 r-치가 또한 크게 변한다.
실시예 3
표 1에서 강 3-1~3-5 및 강 4-1~4-4를 다음 조건하에서 열간 압연하여 두께 3.8mm인 강판을 제공하였다 : 슬라브 가열온도 1200℃, 최종 온도 930℃ 및 코일링 온도 720℃, 강판을 산세척하였고, 냉간 압연하여 두께 0.75mm인 냉간 압연 강판을 제공하였다. 강판을 실시예 1과 동일한 아닐링 온도로 속도 15℃/sec에서 가열하고, 약 70℃/sec의 속도에서 냉각하고, 460℃에서 아연으로 종래의 열침지 도금하고(조에서 Al 농도 : 0.11%), 추가로 520℃에서 20sec가 가열하여 합금 처리를 수행하고, 속도 약 20℃/sec에서 상온으로 냉각하였다. 도금의 외관, 파우더링(powdering) 특성 및 도금에서 Fe 농도에 대해 이와 같이 얻어진 합금 아연 -도금 강판에서 측정하였다. 이와 같이 얻어진 결과를 표 4에 요약한다.
주 : *:측정 불가능
코팅의 외관을 다음 기준하에 평가하였다.
○ : 100%의 면적비에서 강판에 접착한 코팅
○ : 적어도 90%의 면적비에서 강판에 부착한 코팅
△ : 60-90%의 면적비에서 강판에 부착한 코팅
× : 30-60%의 면적비에서 강판에 부착한 코팅 및
×× : 단지 3% 이하의 면적비에서 강판에 부착한 코팅.
강판을 180℃의 각도에서 밀착 굽히고, 굽혀진 부분에 접착 테이프를 접착시키고, 그 테이프를 벗기고, 테이프에 접착한 벗겨진 도금의 양으로부터 아연 도금의 벗겨진 상태를 판단함으로서 도금 접착성(powdering)을 측정하였다. 벗겨진 상태를 다음의 5가지 서열에 의해 평가하였다 : 1 : 많은 양의 벗김, 2 : 중간량의 벗김, 3 : 소량의 벗김, 4 : 미량의 벗김 및 5 : 벗겨지지 않음.
또한, 도금 층에서 Fe 농도를 X-선 회절에 의해 얻었다.
표 4에서 본 발명의 강이 양호한 도금 외관 및 양호한 파우더링 특성을 나타내며, 바람직한 상이라고 여겨지는 δ상의 농도에 상응하는 합금 층의 Fe 농도를 가지고 있다는 것이 명백하다. 상기에 기재된 결과는 아마도 도금 접착성을 열화시키고 합금 반응 속도를 지연하는 P, B 및 Si가 감소되고 Mn과 Cr이 본 발명에서 첨가되기 때문에 얻어진다. 더구나, Mn과 Cr이 첨가될 때, 강에 어느정도 함유된 P와 Si가 강의 도금 특성에 부족하지 않다고 발견된다.
실시예 4
표 5에 제시된 조성을 가진 강 슬라브를 다음의 조건하에 열간 압연하여 두께 4.0mm인 강 스트립을 제공하였다 : 슬라브 가열 온도 1180℃, 최종 온도 910℃ 및 코일링 온도 600℃, 스트립을 산세척하고, 압하율 80%에서 냉간 압연하여 두께 0.8mm인 각 냉각 압연 강판을 제공하였다. 강판을 다음 조건하에 연속 알닐링하였다 : 가열 속도 10℃/sec, 소킹 온도 810-920℃ 및 소킹 시간 50sec 및 평균 냉각 속도 60℃/sec, 얻어진 강판을 압하율(reduction) 0.5%에서 추가로 조질 압연하였다. 강판에서 인장 시편 JIS No.5를 취하고 인장 시험하였다. 인장 시험 결과를 표 6에 요약한다.
여기서 WH의 양은 인장 변형 2%가 시편에 압연 방향으로 부여될 때 가공 경화량을 지칭하며, 2% 변형 응력에서 항복 응력(YP)을 공제함으로서 얻어진다. 더구나, BH의 양은 2%의 양으로 예비스 트레인이 부여된 시편이 170℃에서 20분간 열처리하고(열처리는 페인트 베이크에 상응함) 다시 인장 시험할 때 나타난 응력 증가량(인장 재시험의 시기에 보다 낮은 항복 응력에서 2% 변형 응력을 공제함으로서 얻어진 수치)이다. 더구나, 이차 가공 취성 전이 온도는 조질 압연 강판을 펀칭하여 직경 50mm인 블랭크를 제공하고, 직경 33mm인 펀치로 컵을 형성하며, 컵을 다양한 온도에서 낙하 중량 인열 시험에 수행함으로서 얻어진 연성-취성 전이 온도이다.
주 : SI=본 발명의 강
CS=비교 강
* 100℃에서 1시간동안 강을 인공시효후 얻어진 YP-E1
** σd=YP+BH+WH
표 6으로부터 본 발명의 강이 동일한 수준의 인장 강도를 가진 종래의 강의 강판에서 결코 얻어진 바 없는 높은 페인트 소부 경화능 및 이에 더하여 매우 우수한 비시효 특성을 가지고 있다는 것이 명백하다. 본 발명에서 강의 바람직한 결과에 대한 주요 이유는 아마도 다음과 같다 : Mn과 Cr을 첨가함으로서 혼합 조직을 가지도록 제조된 강판이 B와 Nb를 첨가함으로서 복합 조직을 가지도록 제조된 강판에 비하여 바람직한 전위 밀도를 가지고 있다. 더구나, 본 발명의 강은 낮은 항복 강도, 우수한 표면 형성 특성, 많은 양의 WH 및 높은 r-치를 가진다. 따라서, 강은 예를들어 자동차의 내외부 판넬용으로 적합한 재료이다.
실시예 5
연속 아닐링에서 소킹 온도의 영향을 표 5에서 강 3-2 및 3-4를 사용하여 조사하였다. 열간 압연 및 냉간 압연 조건은 실시예 4와 동일하였다. 얻어진 냉간 압연 강판을 10℃/sec에서 가열하고, 860-930℃의 소킹 온도에서 50sec동안 방치하고, 60℃/sec의 평균 속도에서 냉각함으로서 연속 아닐링하였다. 아닐링된 판을 추가로 압하율 0.5%에서 조절 압연하였다. 인장 시편 JIS No.5를 판에서 취하고, 인장 시험하였다. 인장 시험 결과를 표 7에 요약한다.
주 : * 100℃에서 1시간동안 인공시효후 얻어진 YP-E1
** σd=YP+BH+WH
표 7에서 소킹 온도가 변화될 때조차 우수한 물질 특성을 가진 본 발명의 강이 안정하게 얻어질 수 있다는 것이 명백하다. 본 발명의 강에 비교하여, 비교강 3-4는 소킹 온도가 단지 약간 변화될 때 상당히 변화된 강도를 나타낸다. 더구나, BH의 양과 r-치가 또한 크게 변한다.
실시예 6
연속 아닐링에서 소킹 및 방치후에 냉각 조건의 영향을 표 5에서 강 3-2 및 3-4를 사용하여 조사하였다. 열간 압연 및 냉간 압연에 대한 조건은 실시예 4와 동일하였다. 냉간 압연 후에, 강판을 10℃/sec에서 가열하고, 880℃ 또는 900℃에서 50sec간 방치하고, 750-60℃/sec의 평균 속도에서 상온으로 냉각하였다. 강판을 압하율 0.5%에서 추가로 조질 압연 하였다. 인장 시편 JIS No.5를 강판에서 취하고, 인장 시험하였다. 인장 시험 결과를 표 8에 요약한다.
주 : * 100℃에서 1시간동안 인공시효후 얻어진 YP-E1
** σd=YP+BH+WH
표 8에서 본 발명의 강 3-2은 소킹후에 냉각 속도가 변화될 때조차 매우 안정하게 우수한 물질 특성을 나타낼 수 있다는 것이 명백하다. 본 발명의 강에 비교하여, 비교강 3-4는 냉각 속도가 단지 약간 변화될 때 상당히 변화된 강도를 나타낸다. 더구나, BH의 양과 r-치도 또한 크게 변화된다.
실시예 4
표 5에서 강 3-1~3-5 및 강 4-1~4-4를 다음 조건하에 열간 압연하여 두께 3.8mm인 강판을 제공한였다 : 슬라브 가열온도 1220℃, 최종 온도 900℃ 및 코일링 온도 500℃, 강판을 산세척하였고, 냉간 압연하여 두께 7.5mm인 냉간 압연 강판을 제공하였다. 강판을 속도 15℃/sec에서 최대 가열 온도 890℃로 가열하고, 약 70℃/sec의 속도에서 냉각하고, 460℃에서 아연으로 종래의 열침지 도금하고(조에서 Al 농도 : 0.11%), 추가로 520℃에서 20sec간 가열하여 합금 처리를 수행하고, 속도 약 20℃/sec에서 상온으로 냉각하였다. 도금의 외관, 파우더링 특성 및 도금에서 Fe 농도에 대해 이와 같이 얻어진 합금 아연-도금 강판에서 측정하였다. 이와 같이 얻어진 결과를 표 9에 요약한다.
도금의 외관을 다음 기준하에 평가하였다;
(+) : 100%의 면적비에서 강판에 접착한 도금,
○ : 적어도 90%의 면적비에서 강판에 부착한 도금,
△ : 60-90%의 면적비에서 강판에 부착한 도금,
× : 30-60%의 면적비에서 강판에 부착한 도금 및
×× : 단지 30% 이하의 면적비에서 강판에 부착한 도금.
강판을 180℃의 각도에서 밀착 굽히고, 굽혀진 부분에 접착 테이프를 접착시키고, 그 테이프를 벗기고, 테이프에 접착한 벗겨진 도금의 양으로부터 아연 도금의 벗겨진 상태를 판단함으로서 도금 접착성(파우더링, powdering)을 측정하였다. 벗겨진 상태를 다음의 5가지 서열에 의해 평가하였다 : 1 : 많은 양의 벗김, 2 : 중간량의 벗김, 3 : 소량의 벗김, 4 : 미량의 벗김 및 5 : 벗겨지지 않음.
또한, 도금중에서 Fe 농도를 X-선 회절에 의해 얻었다.
주 : *: 측정불가능
표 9에서 본 발명의 강이 종래의 강에 비교하여 양호한 도금 외관 및 양호한 파우더링 특성을 나타내며, 바람직한 상이라고 여겨지는 δ상의 농도에 사응하는 합금층의 Fe 농도를 가지고 있다는 것이 명백하다. 상기에 기재된 결과는 아마도 도금 접착성을 열화시키고 합금 반응 속도를 지연하는 P, B 및 Si가 감소되고 Mn과 Cr이 본 발명에서 첨가되기 때문에 얻어진다. 더구나, Mn과 Cr이 첨가될 때, 강에 어느 정도 함유된 P와 Si가 강의 도금 특성에 부족하지 않다고 발견된다.
상기에 기재된 설명으로부터 본 발명이 이전에 결코 실현된 바 없는 페인트 소부 경화능 및 비시효 특성을 가진 냉간 압연 강판을 제공할 수 있다는 것이 명백하다. 더구나, 본 발명의 강은 매우 양호한 프레스 성형성을 가지고 있으며, 강이 열침지 아연 도금 특성에 있어서 우수하기 때문에 방청 기능을 나타낼 수 있다. 그 결과, 본 발명의 강이 자동차의 차체 또는 프레임으로 사용될 때, 판 두께가 감소될 수 있으며, 즉 자체의 경량화가 가능하게 된다. 따라서 본 발명은 최근에 많은 주의가 기울여진 지구 환경의 보존에 크게 기여될 수 있다.
상기에 기재된 바와 같이, 본 발명의 산업상 의의는 극히 지대하다.

Claims (20)

  1. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.3-4.0%, P : 0.003-0.15%, S : 0.0005-0.015%, Al : 0.005-0.20%, N : 0.0003-0.0060% 및 그 나머지인 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 냉연 강판.
  2. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.3-4.0%, P : 0.003-0.15%, S : 0.0005-0.015%, Al : 0.005-0.20%, N : 0.0003-0.0060%, B/N≤1.5인 조건을 만족하는 B : 000030중량% 미만 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 냉연 강판.
  3. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.3-4.0%, P : 0.003-0.15%, S : 0.0005-0.015%, Al : 0.005-0.20%, N : 0.0003-0.0060%, Cr : 0.01-3.0중량%, B/N≤1.5인 조건을 만족하는 B : 0.0030중량% 미만 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 냉연 강판.
  4. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.8-4.0%, P : 0.005-0.15%, S : 0.0010-0.015%, Al : 0.005-0.1%, N : 0.0003-0.0060%, B : 0.0005% 미만, Ti : 0.003-0.1%의 양 및 Nb : 0.003-0.1%의 양 중에서 선택되는 한가지 또는 두가지 성분 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 냉연 강판.
  5. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.3-4.0%, P : 0.005-0.15%, S : 0.0010-0.015%, Al : 0.005-0.1%, N : 0.0003-0.0060%, B : 0.0005% 미만, Cr : 0.003-0.1%의 양 및 Nb : 0.003-0.1%의 양 중에서 선택되는 한가지 또는 두가지 성분 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 흔합 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 냉연 강판.
  6. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.3-4.0%, P : 0.003-0.15%, S : 0.0005-0.015%, Al : 0.005-0.20%, N : 0.0003-0.0060%, 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 핫 딥 아연도 냉연 강판.
  7. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.3-4.0%, P : 0.003-0.15%, S : 0.0005-0.015%, Al : 0.005-0.20%, N : 0.0003-0.0060%, B/N≤1.5인 조건을 만족하는 B : 0.0030중량% 미만 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 핫 딥 아연도 냉연 강판.
  8. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.3-4.0%, P : 0.003-0.15%, S : 0.0005-0.015%, Al : 0.005-0.20%, Cr : 0.01-3.0중량%, N :0.0003-0.0060%, B/N≤1.5인 조건을 만족하는 B : 0.0030중량% 미만 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 핫 딥 아연도 냉연 강판.
  9. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.8-4.0%, P : 0.005-0.15%, S : 0.0010-0.015%, Al : 0.005-0.1%, N : 0.0003-0.0060%, B : 0.0005% 미만, Ti : 0.003-0.1%의 양 및 Nb : 0.003-0.1%의 양 중에서 선택되는 한가지 또는 두가지 성분 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 핫 딥 아연도 냉연 강판.
  10. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.8-4.0%, P : 0.005-0.15%, S : 0.0010-0.015%, Al : 0.005-0.1%, Cr : 0.01-3.0중량%, N 0.0003-0.0060%, B : 0.0005% 미만, Ti : 0.003-0.1%의 양 및 Nb : 0.003-0.1%의 양 중에서 선택되는 한가지 또는 두가지 성분 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 핫 딥 아연도 냉연 강판.
  11. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.3-4.0%, P : 0.003-0.15%, S : 0.0005-0.015%, Al : 0.005-0.20%, N 0.0003-0.0060% 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 슬라브를 가열하는 단계 ; 상기 슬라브를 열간 압연하고 적어도 (Ar3-100)℃의 온도에서 마무리 열간 압연을 행하여 열연 강 스트립을 제공하는 단계; 상기 열연 강 스트립을 800℃-상온의 온도에서 코일링하는 단계; 코일링 후 상기 열연 강 스트립을 적어도 60%의 압하율로 냉간 압연을 행하여 냉연 강 스트립을 제공하는 단계; 상기 강 스트립을 소킹 온도가 적어도 α→γ변태온도 내지 Ac3변태온도 이하까지의 온도로 조정된 아닐링 노에 강 스트립을 삽입하여 상기 냉연 강 스트립을 아닐링하는 단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 냉연 강판의 제조방법.
  12. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.3-4.0%, P : 0.003-0.15%, S : 0.0005-0.015%, Al : 0.005-0.20%, N : 0.0003-0.0060%, B/N≤1.5의 조건을 만족하는 B : 0.0030중량% 미만 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대하여 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 슬라브를 가열하는 단계 ; 상기 슬라브를 열간 압연하고 적어도 (Ar3-100)℃의 온도에서 마무리 열간 압연을 행하여 열연 강 스트립을 제공하는 단계 ; 상기 열연 강 스트립을 800℃-상온의 온도에서 코일링하는 단계 ; 코일링 후 상기 열연 강 스트립을 적어도 60%의 압하율로 냉간 압연을 행하여 냉연 강 스트립을 제공하는 단계 ; 상기 냉연 강 스트립을 소킹 온도가 적어도 α→γ변태온도 내지 Ac3변태온도 이하까지의 온도로 조정된 아닐링 노에 강 스트립을 삽입하여 아닐링 하는 단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 냉연 강판의 제조방법.
  13. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.3-4.0%, P : 0.003-0.15%, S : 0.0005-0.015%, Al : 0.005-0.20%, N : 0.0003-0.0060%, Cr :0.01-3.0중량%, B/N≤1.5의 조건을 만족하는 B : 0.0030중량% 미만 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 저체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 슬라브를 가열하는 단계 ; 상기 슬라브를 열간 압연하고 적어도 (Ar3-100)℃의 온도에서 마무리 열간 압연을 행하여 열연 강 스트립을 제공하는 단계 ; 상기 열연 강 스트립을 800℃-상온의 온도에서 코일링하는 단계 ; 코일링 후 상기 냉연 강 스트립을 적어도 60%의 압하율로 냉간 압연을 행하여 냉연 강 스트립을 제공하는 단계 ; 상기 냉연 강 스트립을 소킹 온도가 적어도 α→γ변태온도 내지 Ac3변태온도 이하까지의 온도로 조정된 아닐링 노에 강 스트립을 삽입하여 아닐링하는 단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 냉연 강판의 제조방법.
  14. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.8-4.0%, P : 0.005-0.15%, S : 0.0010-0.015%, Al : 0.005-0.1%, N : 0.0003-0.0060%, B : 0.0005% 미만, Ti : 0.003-0.1%의 양 및 Nb : 0.003-0.1%의 양 중에서 선택된 한가지 또는 두가지 성분 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 슬라브를 가열하는 단계 ; 상기 슬라브를 열간 압연하고 적어도 (Ar3-100)℃의 온도에서 마무리 열간 압연을 행하여 열연 강 스트립을 제공하는 단계 ; 상기 열연 강 스트립을 800℃-상온의 온도에서 코일링하는 단계 ; 코일링 후 상기 열연 강 스트립을 적어도 60%의 압하율로 냉간 압연을 행하여 냉연 강 스트립을 제공하는 단계 ; 상기 냉연 강 스트립을 소킹 온도가 적어도 α→γ변태온도 내지 Ac3변태온도 이하까지의 온도로 조정된 아닐링 노에 강 스트립을 삽입하여 아닐링하는 단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 냉연 강판의 제조방법.
  15. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.8-4.0%, P : 0.005-0.15%, S : 0.0010-0.015%, Al : 0.005-0.1%, N : 0.0003-0.0060%, B : 0.0005% 미만, Cr : 0.01-3.0중량 %, Ti : 0.003-0.1%의 양 및 Nb : 0.003-0.1%의 양 중에서 선택된 한가지 또는 두가지 성분 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 슬라브를 가열하는 단계 ; 상기 슬라브를 열간 압연하고 적어도 (Ar3-100)℃의 온도에서 마무리 열간 압연을 행하여 열연 강 스트립을 제공하는 단계; 상기 열연 강 스트립을 800℃-상온의 온도에서 코일링하는 단계 ; 코일링 후 상기 열연 강 스트립을 적어도 60%의 압하율로 냉간 압연을 행하여 냉연 강 스트립을 제공하는 단계; 상기 냉연 강 스트립을 소킹 온도가 적어도α→γ변태온도 내지 Ac3변태온도 이하까지의 온도로 조정된 아닐링 노에 강 스트립을 삽입하여 아닐링하는 단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 냉연 강판의 제조방법.
  16. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.3-4.0%, P : 0.003-0.15%, S : 0.0005-0.015%, Al : 0.005-0.20%, N : 0.0003-0.0060%, 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어며, 전체 부피에 대하여 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 슬라브를 가열하는 단계 ; 상기 슬라브를 열간 압연하고 적어도 (Ar3-100)℃의 온도에서 마무리 열간 압연을 행하여 열연 강 스트립을 제공하는 단계 ; 상기 열연 강 스트립을 800℃-상온의 온도에서 코일링하는 단계; 코일링 후 상기 열연 강 스트립을 적어도 60%의 압하율로 냉간 압연을 행하여 냉연 강 스트립을 제공하는 단계; 상기 냉연 강 스트립을 소킹 온도가 적어도 α→γ변태온도 내지 Ac3변태온도 이하까지의 온도로 조정된 아닐링 노에 강 스트립을 삽입하여 아닐링하는 단계; 상기 스트립을 핫 딥 아연 도금조에서 침지함으로써 상기 아닐링된 스트립을 아연으로 도금하는 단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 핫 딥 아연도 냉연 강판의 제조방법.
  17. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.3-4.0%, P : 0.003-0.15%, S : 0.0005-0.015%, Al : 0.005-0.20%, N : 0.0003-0.0060%, B/N≤1.5인 조건을 만족하는 B : 0.0030중량% 미만 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어며, 저온에서 변태된 제품과 페라이트로 이루어지며, 전체 부피에 대하여 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 슬라브를 가열하는 단계; 상기 슬라브를 열간 압연하고 적어도 (Ar3-100)℃의 온도에서 마무리 열간 압연을 행하여 열연 강 스트립을 제공하는 단계; 상기 열연 강 스트립을 800℃-상온의 온도에서 코일링하는 단계; 코일링 후 상기 열연 강 스트립을 적어도 60%의 압하율로 냉간 압연을 행하여 냉연 강 스트립을 제공하는 단계; 상기 냉연 강 스트립을 소킹 온도가 적어도 α→γ변태온도 내지 Ac3변태온도 이하까지의 온도로 조정된 아닐링 노에 강 스트립을 삽입하여 아닐링하는 단계; 상기 스트립을 핫 딥 아연 도금조에서 침지함으로써 상기 아닐링 된 스트립을 아연으로 도금하는 단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 핫 딥 아연도 냉연 강판의 제조방법.
  18. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.3-4.0%, P : 0.003-0.15%, S : 0.0005-0.015%, Al : 0.005-0.20%, Cr : 0.01-3.0중량%, N : 0.0003-0.0060%, B/N≤1.5의 조건을 만족하는 B : 0.0030중량% 미만 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 슬라브를 가열하는 단계 ; 상기 슬라브를 열간 압연하고 적어도 (Ar3-100)℃의 온도에서 마무리 열간 압연을 행하여 열연 강 스트립을 제공하는 단계; 상기 열연 강 스트립을 800℃-상온의 온도에서 코일링하는 단계; 코일링 후 상기 열연 강 스트립을 적어도 60%의 압하율로 냉간 압연을 행하여 냉연 강 스트립을 제공하는 단계; 상기 냉연 강 스트립을 소킹 온도가 적어도 α→γ변태온도 내지 Ac3변태온도 이하까지의 온도로 조정된 아닐링 노에 강 스트립을 삽입하여 아닐링하는 단계; 상기 스트립을 핫 딥 아연 도금조에서 침지함으로써 상기 아닐링된 스트립을 아연으로 도금하는 단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 핫 딥 아연도 냉연 강판의 제조방법.
  19. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.8-4.0%, P : 0.005-0.15%, S : 0.0010-0.015%, Al : 0.005-0.1%, N : 0.0003-0.0060%, B : 0.0005% 미만, Ti : 0.003-0.1%의 양 및 Nb : 0.003-0.1%의 양 중에서 선택된 한가지 또는 두가지 성분 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대해 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 슬라브를 가열하는 단계; 상기 슬라브를 열간 압연하고 적어도 (Ar3-100)℃의 온도에서 마무리 열간 압연을 행하여 열연 강 스트립을 제공하는 단계; 상기 열연 강 스트립을 800℃-상온의 온도에서 코일링하는 단계; 코일링 후 상기 열연 강 스트립을 적어도 60%의 압하율로 냉간 압연을 행하여 냉연 강 스트립을 제공하는 단계; 상기 냉연 강 스트립을 소킹 온도가 적어도 α→γ변태온도 내지 Ac3변태온도 이하까지의 온도로 조정된 아닐링 노에 강 스트립을 삽입하여 아닐링하는 단계; 상기 스트립을 핫 딥 아연 도금조에서 침지함으로써 상기 아닐링된 스트립을 아연으로 도금하는 단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 핫 딥 아연도 강판의 제조방법.
  20. 중량%로, C : 0.0005-0.0070%, Si : 0.001-0.8%, Mn : 0.8-4.0%, P : 0.005-0.15%, S : 0.0010-0.015%, Al : 0.005-0.1%, Cr : 0.01-3.0중량%, N 0.0003-0.0060%, B : 0.0005% 미만, Ti : 0.003-0.1%의 양 및 Nb : 0.003-0.1%의 양중에서 선택된 한가지 또는 두가지 성분 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지며, 전체 부피에 대하여 5부피%를 초과하는 부피비의 저온에서 변태된 상 및 페라이트로 이루어지는 혼합 조직을 가지는 슬라브를 가열하는 단계; 상기 슬라브를 열간 압연하고 적어도 (Ar3-100)℃의 온도에서 마무리 열간 압연을 행하여 열연 강 스트립을 제공하는 단계; 상기 열연 강 스트립을 800℃-상온의 온도에서 코일링하는 단계; 코일링 후 상기 열연 강 스트립을 적어도 60%의 압하율로 냉간 압연을 행하여 냉연 강 스트립을 제공하는 단계; 상기 냉연 강 스트립을 소킹 온도가 적어도 α→γ변태온도 내지 Ac3변태온도 이하까지의 온도로 조정된 아닐링 노에 강 스트립을 삽입하여 아닐링하는 단계; 상기 스트립을 핫 딥 아연 도금조에서 침지함으로써 상기 아닐링된 스트립을 아연으로 도금하는 단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 페인트 소부 경화능, 비시효 특성 및 성형성이 우수한 핫 딥 아연도 냉연 강판의 제조방법.
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