WO2020013550A1 - 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
    • C23C28/023—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only
    • C23C28/025—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only with at least one zinc-based layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet having a high strength, high formability, excellent hardening hardening, and a method for manufacturing the same, and more particularly, a hot-rolled steel sheet which can be preferably applied to brackets, reinforcements, connecting materials, etc. of automobile chassis parts. It is about a method.
  • Patent Literature 2 includes a step of deforming the steel sheet before the second cooling after rolling-first cooling-air cooling, so that it is inevitable to introduce additional equipment such as a temper rolling mill in the ROT section when applied in the actual field. There is a problem that the productivity is lowered due to inferior plateability. In addition, it is not easy to secure a sufficient fraction of shear texture in the tissue due to the loosening of hard phase and dislocation during the overheating process in the range of 450 ⁇ 480 °C before hot dip galvanization after hot rolling.
  • Another product group is high-strength cold-rolled steel applied to automobile body, etc., and related technology is heating up to austenite transformation temperature after plating and controlling the cooling pattern to secure an appropriate fraction of low temperature transformation structure to further introduce dislocation density. It is to improve the baking hard through the (Patent Document 4).
  • Patent Documents 3 and 4 that is, the content control techniques in terms of ppm for solid atoms are significantly less important in the composite tissue-based hot rolled steel sheet, and further heat treatment after plating.
  • the hardening hardening improvement technique by has a disadvantage in that economic feasibility is lowered as an additional process is required to be suitable for application to steel sheets having a thickness in the range of 1 to 5 mm.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 10-1203018
  • Patent Document 2 Korean Patent Publication No. 10-1657797
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 10-1676137
  • Patent Document 4 Korean Patent Publication No. 10-0691515
  • One aspect of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having a high strength, high formability, excellent baking hardenability and a method of manufacturing the same.
  • One embodiment of the present invention is by weight, C: 0.05-0.14%, Si: 0.1-1.0%, Mn: 1.0-2.0%, P: 0.001-0.05%, S: 0.001-0.01%, Al: 0.01- 0.1%, Cr: 0.005 ⁇ 1.0%, Ti: 0.005 ⁇ 0.13%, Nb: 0.005 ⁇ 0.03%, N: 0.001 ⁇ 0.01%, balance Fe and other unavoidable impurities, with ferrite and bainite mixed structure as the main phase And at least one member selected from the group consisting of martensite, austenite, and phase martensite (MA) as a residual structure, and the fraction of ferrite and bainite is 95 to 99 area%, satisfying the following relational formula 1.
  • FCO ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> and FCO ⁇ 112 ⁇ ⁇ 111> refer to the area fraction of the tissue having the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> and ⁇ 112 ⁇ ⁇ 111> crystal orientations, respectively.
  • Another embodiment of the present invention is in weight%, C: 0.05-0.14%, Si: 0.1-1.0%, Mn: 1.0-2.0%, P: 0.001-0.05%, S: 0.001-0.01%, Al: 0.01- Reheating the steel slab comprising 0.1%, Cr: 0.005-1.0%, Ti: 0.005-0.13%, Nb: 0.005-0.03%, N: 0.001-0.01%, balance Fe and other unavoidable impurities; Hot-rolling the reheated steel slab at a temperature of Ar 3 or more to 1000 ° C.
  • T is the actual ultra-cold time
  • T R is the theoretical ultra-cold time
  • Temp is the ultra-cold medium temperature
  • [C], [Mn], [Cr], [Si] and [Al] are the respective alloying elements). Means content.
  • T H is the average temperature of the heating zone charging temperature and extraction temperature of the hot rolled steel sheet before charging the hot dip plating bath
  • El SPM means the difference in length of hot rolled steel sheet before and after temper rolling.
  • a hot-rolled steel sheet and a method of manufacturing the same having a tensile strength of at least 780 MPa and an elongation of at least 10% and having excellent bake hardenability.
  • FIG. 2 is a graph showing the values of yield ratio (YR) ⁇ baking hardenability (BH) and ductility (El) x extension flange properties (HER) of Inventive Examples 1 to 10 and Comparative Examples 1 to 20.
  • FIG. 2 is a graph showing the values of yield ratio (YR) ⁇ baking hardenability (BH) and ductility (El) x extension flange properties (HER) of Inventive Examples 1 to 10 and Comparative Examples 1 to 20.
  • FIG. 2 is a graph showing the values of yield ratio (YR) ⁇ baking hardenability (BH) and ductility (El) x extension flange properties (HER) of Inventive Examples 1 to 10 and Comparative Examples 1 to 20.
  • FIG. 2 is a graph showing the values of yield ratio (YR) ⁇ baking hardenability (BH) and ductility (El) x extension flange properties (HER) of Inventive Examples 1 to 10 and Comparative Examples 1 to 20.
  • FIG. 2 is a graph showing the values
  • alloy composition of the hot-rolled steel sheet of the present invention will be described first.
  • Units of the alloy composition described below means weight percent unless otherwise specified.
  • the carbon (C) is the most economical and effective element for strengthening the steel, and as its content increases, the fraction of low temperature metamorphic structures such as bainite and martensite increases in the composite tissue steel, thereby increasing tensile strength and dislocation density in the tissue. If the C content is less than 0.05%, the formation of low-temperature transformation tissue at the time of cooling after hot rolling is not easy, and if it exceeds 0.14%, there is a problem that excessive strength rise and weldability, formability and toughness are reduced. Therefore, the C content is preferably in the range of 0.05 to 0.14%. The lower limit of the C content is more preferably 0.06%, and even more preferably 0.065%. The upper limit of the C content is more preferably 0.13%, still more preferably 0.12%, and most preferably 0.11%.
  • the silicon (Si) deoxidizes molten steel, has a solid solution strengthening effect, and is an element effective in increasing the ferrite fraction constituting the matrix of the composite steel because it has an effect of promoting ferrite transformation during cooling after hot rolling as a ferrite stabilizing element. If the content of Si is less than 0.1%, the ferrite stabilization effect is small, making it difficult to make the matrix into a ferrite structure, and thus it is not easy to secure the elongation. If it exceeds 1.0%, the ferrite transformation is excessively promoted, and the drop of the low-temperature metamorphic tissue fraction in the tissue does not secure sufficient potential, and the red scale due to silicon is formed on the surface of the steel sheet, which not only degrades the surface quality of the steel sheet.
  • the content of Si preferably has a range of 0.1% to 1.0%.
  • the lower limit of the Si content is more preferably 0.15%, and even more preferably 0.25%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably 0.9%, still more preferably 0.8%, and most preferably 0.7%.
  • the manganese (Mn), like silicon, is an effective element for solidifying steel, and increases the hardenability of the steel to facilitate the formation of bainite or martensite upon cooling after hot rolling. If the Mn content is less than 1.0%, the effect is difficult to be obtained sufficiently. If the content of Mn exceeds 2.0%, the ferrite transformation is excessively delayed, making it difficult to secure an appropriate fraction of ferrite. There is a problem that the development is greatly reduced kidney flangeability. Therefore, the content of Mn is preferably in the range of 1.0 ⁇ 2.0%. The lower limit of the Mn content is more preferably 1.1%, still more preferably 1.2%, and most preferably 1.3%. The upper limit of the Mn content is more preferably 1.9%, still more preferably 1.8%, and most preferably 1.7%.
  • the phosphorus (P) is an impurity present in the steel and when its content exceeds 0.05%, the ductility is reduced by micro segregation, and the impact property of the steel is reduced. On the other hand, in order to control the P to 0.001% or less, the steelmaking operation takes a lot of time and productivity is greatly reduced. Therefore, the content of P is preferably in the range of 0.001 ⁇ 0.05%.
  • the P content is more preferably 0.001 to 0.04%, still more preferably 0.001 to 0.03%, and most preferably 0.001 to 0.02%.
  • the sulfur (S) is an impurity present in the steel.
  • the sulfur (S) is combined with manganese to form a non-metallic inclusion, thereby greatly reducing the toughness of the steel.
  • the content of S preferably has a range of 0.001 to 0.01%.
  • the content of S is more preferably 0.001% to 0.007%, still more preferably 0.001% to 0.005%, and most preferably 0.001% to 0.003%.
  • the aluminum (Al) is mainly included in 0.01% or more in order to expect a sufficient deoxidation effect as a component added for deoxidation.
  • the content of Al preferably has a range of 0.01 to 0.1%.
  • the lower limit of the Al content is more preferably 0.011%, still more preferably 0.013%, and most preferably 0.015%.
  • the upper limit of the Al content is more preferably 0.08%, still more preferably 0.06%, and most preferably 0.05%.
  • the chromium (Cr) solidifies the steel and delays ferrite phase transformation during cooling, like Mn, to help form low temperature transformation tissue.
  • Mn is contained in 0.005% or more.
  • the Cr content is preferably in the range of 0.005 ⁇ 1.0%.
  • the lower limit of the Cr content is more preferably 0.05%, still more preferably 0.1%, and most preferably 0.2%.
  • the upper limit of the Cr content is more preferably 0.9%, still more preferably 0.85%, and most preferably 0.8%.
  • Titanium (Ti) is a representative precipitation enhancing element together with Nb, and forms coarse TiN precipitates in steel with strong affinity with N. This TiN serves to suppress the growth of grains in the heating process for hot rolling. Meanwhile, the remaining Ti reacted with N forms solid TiC precipitates by solid solution in steel and combined with C, and the TiC serves to improve the strength of the steel. In order to sufficiently obtain the effect, the Ti is preferably contained 0.005% or more. However, since the TiN or TiC precipitates are excessively formed when the Ti content exceeds 0.13%, the fraction of solid atoms such as C and N in steel required to obtain high bake hardenability may be drastically lowered. In addition, the coplanarity of TiN precipitates may reduce elongation flangeability.
  • the content of Ti preferably has a range of 0.005 ⁇ 0.13%.
  • the lower limit of the Ti content is more preferably 0.01%, still more preferably 0.03%, and most preferably 0.05%.
  • the upper limit of the Ti content is more preferably 0.125%, even more preferably 0.12%, and most preferably 0.115%.
  • Niobium (Nb), together with Ti, is a representative precipitation enhancing element, which precipitates during hot rolling and refines grains through recrystallization delay, thereby improving strength and impact toughness of the steel.
  • the Nb is preferably contained 0.005% or more.
  • the content of Nb exceeds 0.03%, the amount of solid solution carbon in the steel is drastically reduced during hot rolling, and sufficient hardening hardening cannot be secured, and elongated crystal grains are formed due to excessive recrystallization delay, thus extending flangeability. There is a problem of inferiority. Therefore, the content of Nb preferably has a range of 0.005 to 0.03%.
  • the lower limit of the Nb content is more preferably 0.007%, still more preferably 0.009%, and most preferably 0.01%.
  • the upper limit of the Nb content is more preferably 0.025%, still more preferably 0.02%, and most preferably 0.018%.
  • the nitrogen (N) is a representative solid solution strengthening element with C and reacts with Ti, Al and the like to form coarse precipitates.
  • the solid-solution strengthening effect of N is better than C, there is a problem in that toughness is greatly reduced as the N content is increased in the steel, it is preferable to control the upper limit to 0.01%.
  • the content of N preferably has a range of 0.001 to 0.01%.
  • the content of N is more preferably 0.001% to 0.009%, still more preferably 0.001% to 0.008%, and most preferably 0.001% to 0.007%.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. This impurity is not specifically mentioned in the present specification because anyone skilled in the art can be known.
  • the hot-rolled steel sheet provided by this invention contains ferrite and bainite mixed structure as a main phase, and contains 1 or more types chosen from the group which consists of martensite, austenite, and island-like martensite (MA) as a remainder structure. .
  • the fraction of ferrite and bainite is preferably 95 to 99 area%. It is preferable that 1 or more types chosen from the group which consists of said martensite, austenite, and phase martensite (MA) are 1-5 area%.
  • the low temperature transformation structure means bainite and hard phases such as martensite, austenite, and island martensite (MA).
  • the fraction of the said bainite is 3-30 area%.
  • the fraction of bainite is less than 3 area%, the ferrite fraction is maximized or the martensite fraction is increased, so that it is not easy to secure sufficient dislocation density in the tissue.
  • the hard phase fraction in the tissue becomes high as a whole, causing a problem in that ductility and elongation flange are inferior.
  • the fraction of the said bainite it is more preferable that it is 5 to 10%, and it is still more preferable that it is 10 to 30%.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention preferably satisfies the following relational formula (1).
  • ⁇ -fiber having a ⁇ 110 ⁇ // RD relationship and ⁇ -fiber having a ⁇ 111 ⁇ // ND relationship are mainly observed in the rolled structure, but ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> and ⁇ 112 ⁇ ⁇ 111 Crystal orientation is formed when shear deformation occurs in the tissue, and the shear deformation facilitates the generation of dislocations compared to the conventional rolled tissue. It can be a measure of growth.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention satisfies the following relational formula 1, thereby introducing sufficient dislocations, thereby securing excellent strength, ductility, and bake hardenability.
  • RD and ND mentioned above mean Rolling Direction (RD) and Normal Direction (ND), respectively.
  • FCO ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> and FCO ⁇ 112 ⁇ ⁇ 111> refer to the area fraction of the tissue having the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> and ⁇ 112 ⁇ ⁇ 111> crystal orientations, respectively.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention which satisfies the above-described alloy composition, microstructure, and relational formula 1, is hard to harden (BH): 30 MPa or more, tensile strength (TS): 780 MPa or more, elongation (El): 10% or more, yield ratio ( YR): 0.8 or more, elongation flange: 40% or more, excellent mechanical properties can be secured.
  • BH hard to harden
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • YR yield ratio
  • elongation flange 40% or more
  • excellent mechanical properties can be secured.
  • the baking hardenability may be in accordance with the Low-BH measurement standards.
  • the hot-rolled steel sheet provided by the present invention may be formed with a plating layer containing one or more of zinc or aluminum on one side or both sides of the base steel sheet, the plating layer will include all if commonly used in the art. Can be.
  • Hot-rolled steel sheet of the present invention described above can be produced by a variety of methods, the production method is not particularly limited. However, as a preferred example, it may be prepared by the following method.
  • the steel slab having the alloy composition described above is reheated.
  • the reheating temperature of the steel slab is preferably 1180 ⁇ 1300 °C. If the reheating temperature of the steel slab is less than 1180 °C, it is difficult to secure the temperature during hot rolling due to the lack of aging of the slab, it is difficult to eliminate the segregation generated during continuous casting through diffusion, and also precipitated during continuous casting It may be difficult to obtain a precipitation strengthening effect in a process after hot rolling because it is not sufficiently reusable. On the other hand, when the reheating temperature of the steel slab exceeds 1300 ° C., strength decrease and tissue nonuniformity may be promoted by growth of austenite grains.
  • the reheating temperature of the steel slab preferably has a range of 1180 ⁇ 1300 °C.
  • the lower limit of the reheating temperature of the steel slab is more preferably 1185 ° C, even more preferably 1190 ° C, and most preferably 1200 ° C.
  • the upper limit of the reheating temperature of the steel slab is more preferably 1295 ° C, even more preferably 1290 ° C, and most preferably 1280 ° C.
  • the reheated steel slab is hot rolled at a temperature of Ar3 or more, which is a ferrite phase transformation start temperature, to obtain a hot rolled steel sheet.
  • Ar3 a ferrite phase transformation start temperature
  • the hot rolling temperature is less than Ar3, rolling is performed after the transformation of ferrite, and thus it is difficult to secure the structure and the properties targeted by the present invention.
  • the hot rolling temperature exceeds 1000 ° C, scalability defects increase on the surface, resulting in inferior moldability. There is a problem. Therefore, it is preferable that the hot rolling temperature has a range of Ar 3 or more to 1000 ° C.
  • the lower limit of the hot rolling temperature is more preferably 850 ° C, even more preferably 860 ° C, and most preferably 870 ° C.
  • the upper limit of the hot rolling temperature is more preferably 935 ° C, even more preferably 930 ° C, and most preferably 920 ° C.
  • the hot rolled steel sheet is first cooled to a temperature of 550 ⁇ 750 °C.
  • the primary cooling stop temperature is less than 550 ° C, the microstructure of the steel mainly includes the bainite phase, so that the ferrite phase cannot be obtained as the matrix structure, thereby making it difficult to secure sufficient elongation.
  • the primary cooling stop temperature exceeds 750 °C coarse ferrite and pearlite structure is formed is not able to secure the desired strength. Therefore, the primary cooling stop temperature preferably has a range of 550 ⁇ 750 °C.
  • the lower limit of the primary cooling stop temperature is more preferably 560 ° C, even more preferably 580 ° C, and most preferably 600 ° C.
  • the upper limit of the primary cooling stop temperature is more preferably 740 ° C, even more preferably 730 ° C, and most preferably 720 ° C.
  • the cooling rate is preferably 20 ° C / sec or more.
  • the primary cooling rate is less than 20 ° C / sec, the ferrite and pearlite phase transformation occurs during the cooling it is impossible to secure the desired level of the hard phase is unable to secure the desired strength and baking hardenability. Therefore, the primary cooling rate is preferably 20 ° C / sec or more.
  • the primary cooling rate is more preferably 30 ° C./sec or more, even more preferably 45 ° C./sec or more, and most preferably 60 ° C./sec or more.
  • Equation 2 is to obtain a microstructure proposed in the present invention, by titrating the solid solution carbon after ferrite transformation in a range that can secure strength, ductility and formability by optimizing the intermediate temperature (Temp) and the ultra-cold cooling time during ultra-cold cooling The presence of a fraction, through which, after cooling, an appropriate fraction of low temperature transformation tissue is formed in the steel to introduce sufficient potential at the interface of the low temperature transformation tissue and the interface between the ferrite and the low temperature transformation phase.
  • of the following relational formula 2 is 2 or less.
  • it is more preferable that it is 1.95 or less, It is still more preferable that it is 1.925 or less, It is most preferable that it is 1.9 or less.
  • T R theoretical ultra-cooling time
  • Temp medium ultra-cooling intermediate temperature
  • end Means the middle temperature of the temperature.
  • T is the actual ultra-cold time
  • T R is the theoretical ultra-cold time
  • Temp is the ultra-cold medium temperature
  • [C], [Mn], [Cr], [Si] and [Al] are the respective alloying elements). Means content.
  • the ultra-low cooling rate at the time of ultra-low cooling is preferably 2.0 ° C./sec or less. If the ultra-low cooling rate exceeds 2.0 °C / sec has a disadvantage that the phase transformation behavior of the longitudinal electric field of the rolled coil is not uniform, causing a material deviation. Therefore, it is preferable that the ultra-low cooling rate is 2.0 degrees C / sec or less.
  • the ultra-low cooling rate is more preferably 1.9 ° C / sec or less, still more preferably 1.75 ° C / sec or less, and most preferably 1.5 ° C / sec or less.
  • the ultra-low cold holding time during the ultra-cold cooling is preferably 10 seconds or less (excluding 0 seconds).
  • the ultra-low cold holding time is preferably 10 seconds or less.
  • the ultra-low cold holding time is more preferably 9.7 seconds or less, still more preferably 9.5 seconds or less, and most preferably 9 seconds or less.
  • the ultra-low temperature intermediate temperature (Temp) is preferably 545 ⁇ 745 °C.
  • the ultra-low temperature is below 545 ° C, the microstructure in the steel mainly includes the bainite phase, so that the ferrite phase cannot be obtained as the matrix structure, and thus it is difficult to secure sufficient elongation.
  • the ultra-low temperature intermediate temperature (Temp) is preferably 545 ⁇ 745 °C. It is more preferable that the minimum of the said ultra-low temperature intermediate temperature is 550 degreeC, It is still more preferable that it is 555 degreeC, It is most preferable that it is 560 degreeC.
  • the upper limit of the intermediate temperature at the time of ultra-cold cooling it is more preferable that it is 740 degreeC, It is still more preferable that it is 735 degreeC, It is most preferable that it is 730 degreeC.
  • the ultra-cooled hot rolled steel sheet is wound up after secondary cooling to a temperature of 300 to 500 ° C. If the secondary cooling stop temperature is less than 300 °C fraction of hard phases such as martensite, austenite and phase martensite (MA) is excessively increased, if the second cooling stop temperature exceeds 500 °C sufficient low temperature transformation tissue fraction including bainite It is difficult to secure sufficient baking hardness without excessive physical deformation far exceeding the effective El SPM value given in Equation 3 described below. Therefore, the secondary cooling stop temperature preferably has a range of 300 ⁇ 500 °C. The lower limit of the secondary cooling stop temperature is more preferably 310 ° C, still more preferably 320 ° C, and most preferably 330 ° C. The upper limit of the secondary cooling stop temperature is more preferably 495 ° C, even more preferably 490 ° C, and most preferably 485 ° C.
  • the cooling rate is preferably 20 ° C / sec or more.
  • the secondary cooling rate is less than 20 °C / sec, there is a disadvantage that it is difficult to secure the strength and baking hardening ability proposed by the present invention by increasing the ferrite fraction. Therefore, the secondary cooling rate is preferably 20 ° C / sec or more.
  • the secondary cooling rate is more preferably 30 ° C./sec or more, even more preferably 40 ° C./sec or more, and most preferably 50 ° C./sec or more.
  • the winding after the winding, it may further comprise the step of pickling the wound hot rolled steel sheet.
  • the pickling is for removing the scale of the steel sheet surface. It is preferable that the said pickling is performed at 200 degrees C or less. When the pickling temperature exceeds 200 °C, the pickling is excessively disadvantageously deteriorated roughness of the steel sheet surface.
  • the lower limit of the pickling temperature is not particularly limited.
  • the lower limit of the pickling temperature may be room temperature.
  • the steel sheet can be cooled using natural cooling such as air cooling until the pickling after the winding.
  • it before pickling, it may further comprise the step of correcting the shape of the wound hot-rolled steel sheet. After the winding process, a wave may occur at the edge portion of the steel sheet. Therefore, in the present invention, the shape and the shape correction of the wave can improve the quality and the real rate of the steel sheet.
  • the wound hot rolled steel sheet is charged to a heating table of 350 ⁇ 550 °C heated and extracted.
  • the heating temperature control is to improve the wettability with the plating liquid during the plating process. If the heating temperature is less than 350 °C may not be sufficient wettability secured plating problems may be inferior, if the heating temperature exceeds 550 °C a considerable amount of the potential formed in the steel sheet is lost and then temper rolling, etc. It may be difficult to secure sufficient bake hardenability even if the dislocation is added to the steel sheet by adding a dislocation. Therefore, it is preferable that the said heating temperature is 350-550 degreeC.
  • the minimum of the said heating temperature it is more preferable that it is 360 degreeC, It is still more preferable that it is 370 degreeC, It is most preferable that it is 380 degreeC.
  • the upper limit of the said heating temperature it is more preferable that it is 540 degreeC, It is still more preferable that it is 520 degreeC, It is most preferable that it is 500 degreeC.
  • the heated hot rolled steel sheet is introduced into a molten plating bath at 450 to 550 ° C. to form a plating layer on the surface of the hot rolled steel sheet.
  • the plating temperature is less than 450 ° C, sufficient wettability may not be secured, resulting in poor plating property, and elongation may also be reduced.
  • it exceeds 550 °C to lose a significant amount of the potential formed in the steel sheet it may be difficult to secure sufficient baking hardenability even if the potential is further introduced by physical deformation to the steel sheet through temper rolling and the like.
  • the hot dip bath may include at least one of zinc or aluminum.
  • the hot-rolled bath pulling rate of the hot-rolled steel sheet is preferably 10 ⁇ 60mpm (m / min). If the hot-rolled steel sheet has a drawback rate of less than 10mpm, there is a disadvantage such as inferior surface quality due to over-acid tax, and if it exceeds 60mpm, there is a disadvantage such as unplating due to residual scale of the surface due to unsans- sion. Can be. Therefore, it is preferable that the hot dip galvanizing rate of the hot rolled steel sheet is 10 to 60 mpm (m / min). It is more preferable that the lower limit of the hot-rolled hot-rolling bath pulling rate is 15 mpm, even more preferably 17 mpm, and most preferably 20 mpm. The upper limit of the induction rate of the hot dip galvanizing bath of the hot-rolled steel sheet is more preferably 58mpm, even more preferably 57mpm, most preferably 55mpm.
  • the hot rolled steel sheet on which the plating layer is formed is temper rolled (SPM).
  • SPM temper rolled
  • the heating step and the temper rolling step it is preferable that the following relational expression 3 is satisfied.
  • (1000-T H ) ⁇ El SPM of the following Equation 3 is less than 15, it is not possible to secure sufficient potential in the tissue due to high heat treatment temperature or low SPM elongation, and thus it is not possible to satisfy the small hardening capacity level suggested by the present invention. And, if it exceeds 250, there are disadvantages such as over-strength and under-ductility due to inferior plating quality or excessive SPM operation. Therefore, it is preferable that the (1000-T H ) ⁇ El SPM has a range of 15 to 250. Wherein - the lower limit (T 1000 H) ⁇ El SPM is further more preferably in the preferred, and 18, more preferably of 16, most preferably 20. The (1 - T H) the upper limit of the SPM ⁇ El is further more preferably in the preferred, and more preferably of 245 to 240, most preferably 230.
  • T H is the average temperature of the heating zone charging temperature and extraction temperature of the hot rolled steel sheet before charging the hot dip plating bath
  • El SPM means the difference in length of hot rolled steel sheet before and after temper rolling.
  • said El SPM is 0.03 to 0.5%.
  • an additional dislocation is not sufficient, and when the El SPM is more than 0.5%, it may cause moldability inferiority due to ductility decrease and excessive increase in yield strength. Therefore, it is preferable that said El SPM is 0.03 to 0.5%.
  • the lower limit of the El SPM is more preferably 0.04%, still more preferably 0.05%, and most preferably 0.07%.
  • the upper limit of the said El SPM it is more preferable that it is 0.4%, It is still more preferable that it is 0.35%, It is most preferable that it is 0.3%.
  • the measurement of the microstructure was taken by the SEM of 3000 times magnification of the steel sheet and the area fraction of each phase was calculated using an image analyzer.
  • the area fraction of the MA phase in the steel was etched by LePera etching method was measured using an optical microscope and SEM at the same time.
  • an area of 80 ⁇ m to 180 ⁇ m in the thickness direction of the steel sheet and 50 ⁇ m in the rolling direction namely, based on the interface between the plated layer and the base steel sheet.
  • EBSD analysis was performed on the 100 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m area to determine the fraction of tissues with ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> and ⁇ 112 ⁇ ⁇ 111> orientations.
  • BH is a low-yield value measured after heat treatment at 170 ° C for 20 minutes in an oil bath at 20 ° C and after air cooling at room temperature. The value was calculated. Elongation flange was evaluated based on the JFST 1001-1996 standard.
  • baking hardening property (BH) 30 MPa or more
  • elongation flange property 40% or more
  • Comparative Examples 1 to 8 are cases in which the alloy composition proposed by the present invention is not satisfied, and the microstructure fraction proposed by the present invention as the content of C, Si, Mn and Cr, which greatly contributes to the formation of ferrite and low temperature transformation structure, is released. Or did not satisfy the relation 1, and thus, it can be seen that the present invention does not secure the mechanical properties to obtain.
  • Comparative Examples 9 and 10 the alloy composition proposed by the present invention is satisfied, but the finish rolling temperature does not satisfy the conditions of the present invention.
  • the moldability is inferior due to excessive red scale generation and the comparative example 10 is controlled to less than Ar3.
  • stretched flanges are not easily secured due to the formation of stretched tissue by rolling during ferrite transformation.
  • Comparative Examples 11 and 12 satisfy the alloy composition proposed by the present invention, but the primary cooling stop temperature does not satisfy the conditions of the present invention, and it is difficult to secure the microstructure fraction proposed by the present invention. It can be seen that the mechanical properties to be obtained are not secured. Particularly, in the case of Comparative Example 11, it can be seen that the primary stop temperature exceeds 750 ° C., so that 5% of the pearlite structure is formed, thereby failing to secure the mechanical properties desired by the present invention.
  • Comparative Examples 15 and 16 satisfy the alloy composition proposed by the present invention, but the secondary cooling stop temperature does not satisfy the conditions of the present invention, and it is difficult to secure the microstructure fraction proposed by the present invention. It can be seen that the mechanical properties to be obtained are not secured.
  • Comparative Example 17 the alloy composition proposed by the present invention is satisfied, but the plating bath temperature does not satisfy the conditions of the present invention, and it can be confirmed that the elongation is low.
  • FIG. 2 is a graph showing the values of yield ratio (YR) ⁇ baking hardenability (BH) and ductility (El) x extension flange properties (HER) of Inventive Examples 1 to 10 and Comparative Examples 1 to 20.
  • FIG. As can be seen through Figure 2, in the case of the present invention it can be seen that the yield ratio (YR), baking hard (BH), ductility (El) and stretch flange (HER) are all excellent compared to the comparative examples. .

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Abstract

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.14%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.0%, Ti: 0.005~0.13%, Nb: 0.005~0.03%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 및 베이나이트 혼합조직을 주상으로 포함하고, 잔부 조직으로서 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 상기 페라이트 및 베이나이트의 분율은 95~99면적%이고, 하기 관계식 1을 만족하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법을 제공한다. [관계식 1] FCO {110}<112> + FCO {112}<111> ≥ 10 (단, FCO {110}<112> 와 FCO {112}<111>는 각각 {110}<112> 및 {112}<111> 결정방위를 갖는 조직의 면적 분율을 의미함.)

Description

고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법
본 발명은 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차 샤시 부품의 브라켓류, 보강재, 연결재 등에 바람직하게 적용될 수 있는 열연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 연비절감을 위한 경량화의 일환으로 샤시 부품도 고강도/박물화가 진행되고 있다. 이러한 박물화로 인하여 유럽 및 미주 지역에서는 통상적으로 차량의 내부에 위치하는 샤시 부품에도 방청성이 향상된 열연도금강판을 적용하는 추세가 증가하고 있는 실정이다. 일반적으로 자동차 샤시 부품용 열연강판으로는 신장 플랜지성을 향상시키기 위하여 페라이트 기지조직에 미세한 석출물을 형성시킨 강이 최근 개발되었으나(특허문헌 1), 고강도를 얻기 위해서 다량의 석출물을 활용함으로써, 강 중 고용 C, N의 함량이 감소하여 높은 소부경화성(BH, Bake Hardenability)을 얻기 어렵다.
이에, 석출강화효과 뿐만 아니라 동시에 냉각조건을 최적화하여 저온 변태조직상을 형성시켜 소부경화능 값을 확보할 수 있는 강판에 대한 기술이 개발되었다(특허문헌 2). 그러나, 특허문헌 2는 압연-1차 냉각-공냉 후 2차 냉각 전에 강판에 변형을 주는 단계가 포함되어 실제 현장에서 적용시 ROT 구간에 조질압연기 등의 추가설비 도입이 불가피하고 상기 변형 작업으로 인하여 통판성이 열위하게 되어 생산성이 저하되는 문제점이 있다. 또한 열간압연 후 용융아연도금 전 450~480℃ 범위에서 과열과정에서 경질상 및 전위의 풀림현상이 동반되어 조직내 충분한 분율의 Shear Texture를 확보하는 것이 용이하지 않게 된다.
한편, 현재까지 도금강판 제품에서 높은 소부경화성 확보에 관한 이슈는 주로 냉연 제품에 국한되어 있었으며, 대체적으로 2개의 세부 제품 군으로 구분할 수 있다. 우선 인장강도가 590MPa급 이하로서 자동차의 외판재에 주로 적용되는 강의 제조시에는 소부경화성 향상을 위하여 도금 후 조질 압연이 부가기술로 적용되고 있다(특허문헌 3). 하지만 소재의 강도가 근본적으로 매우 낮고, 조직 내 페라이트 분율이 압도적으로 높아 소재의 물리적 변형에 의한 전위밀도 증가효과가 크지 않기 때문에 조질 압연 시 정밀 제어가 소부경화성 향상에 지대한 영향을 미치지 않는다. 또 다른 제품 군은 자동차의 차체 등에 적용되는 고강도 냉연 강재이며, 이와 관련한 기술은 도금 후 오스테나이트 변태 온도까지 가열한 뒤 냉각 패턴을 제어하여 적정 분율의 저온 변태조직을 확보함으로써 전위밀도의 추가적인 도입을 통해 소부경화성을 향상시키고자 하는 것이다(특허문헌 4).
그러나, 특허문헌 3, 4와 같이 앞서 언급한 종래의 기술들, 즉, 고용원자에 대한 ppm 단위의 함량 제어 기술들은 복합조직 기반의 열연도금강판에서 그 중요도가 현저히 낮고, 또한, 도금 후 추가 열처리에 의한 소부경화성 향상 기술은 두께가 1~5mm 범위인 강판에 적용하기 적합하도록 추가적인 프로세스의 설립이 필요함에 따라 경제성이 저하되는 단점이 있다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 한국 등록특허공보 제10-1203018호
(특허문헌 2) 한국 등록특허공보 제10-1657797호
(특허문헌 3) 한국 등록특허공보 제10-1676137호
(특허문헌 4) 한국 등록특허공보 제10-0691515호
본 발명의 일측면은 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.14%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.0%, Ti: 0.005~0.13%, Nb: 0.005~0.03%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 및 베이나이트 혼합조직을 주상으로 포함하고, 잔부 조직으로서 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 상기 페라이트 및 베이나이트의 분율은 95~99면적%이고, 하기 관계식 1을 만족하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판을 제공한다.
[관계식 1] FCO {110}<112> + FCO {112}<111> ≥ 10
(단, FCO {110}<112> 와 FCO {112}<111>는 각각 {110}<112> 및 {112}<111> 결정방위를 갖는 조직의 면적 분율을 의미함.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.14%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.0%, Ti: 0.005~0.13%, Nb: 0.005~0.03%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상~1000℃의 온도에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 550~750℃의 온도까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 열연강판을 하기 관계식 2를 만족하도록 극서냉하는 단계; 상기 극서냉된 열연강판을 300~500℃의 온도까지 2차 냉각 후 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 350~550℃의 가열대에 장입하여 가열한 뒤 추출하는 단계; 상기 가열된 열연강판을 450~550℃의 용융도금욕에 인입하여 상기 열연강판의 표면에 도금층을 형성시키는 단계; 및 상기 도금층이 형성된 열연강판을 조질압연하는 단계를 포함하고, 상기 가열하는 단계 및 조질압연하는 단계시 하기 관계식 3을 만족하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 2] │T - T R│ ≤ 2
(T R = 241 + 109[C] + 16.9[Mn] + 22.7[Cr] - 11.1[Si] - 5.4[Al] - 0.87Temp + 0.00068Temp 2)
(T는 실제 극서냉시간, T R은 이론 극서냉시간, Temp는 극서냉시 중간온도를 의미하고, 상기 [C], [Mn], [Cr], [Si], [Al]는 각 합금원소는 함량을 의미함.)
[관계식 3] 15 ≤ (1000 - TH) × El SPM ≤ 250
(T H는 용융도금욕 장입 전 열연강판의 가열대 장입 온도와 추출 온도의 평균온도를 의미하며, El SPM은 조질압연 전과 조질압연 직후의 열연도금강판의 길이 차이를 의미함.)
본 발명의 일측면에 따르면, 780MPa 이상의 인장강도와 10% 이상의 연신율을 확보함과 동시에 우수한 소부경화성을 가지는 열연도금강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 발명예 4와 비교예 19의 EBSD 분석 결과로서, (a)는 발명예 4, (b)는 비교예 19의 EBSD 분석 결과이다.
도 2는 발명예 1 내지 10 및 비교예 1 내지 20의 항복비(YR)×소부경화성(BH)와 연성(El)×신장플랜지성(HER)의 값을 나타낸 그래프이다.
이하, 본 발명 일 실시형태에 따른 열연도금강판에 대하여 설명한다.
먼저, 본 발명 열연도금강판의 합금조성에 대하여 먼저 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.05~0.14%
상기 탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고 그 함량이 증가하면 복합조직강에서 베이나이트와 마르텐사이트 같은 저온 변태조직상 분율이 증가하여 인장강도 및 조직 내 전위 밀도를 증가시킨다. 상기 C 함량이 0.05% 미만이면 열연 후 냉각시 저온 변태조직의 형성이 용이하지 않고, 0.14%를 초과하면 과도한 강도 상승과 용접성, 성형성 및 인성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.05~0.14%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.06%인 것이 보다 바람직하고, 0.065%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.13%인 것이 보다 바람직하고, 0.12%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.11%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.1~1.0%
상기 실리콘(Si)은 용강을 탈산시키며, 고용강화 효과가 있고, 페라이트 안정화 원소로서 열연 후 냉각시 페라이트 변태를 촉진하는 효과가 있어 복합조직강의 기지를 구성하는 페라이트 분율 증대에 효과적인 원소이다. 상기 Si의 함량이 0.1% 미만이면 페라이트 안정화 효과가 적어 기지조직을 페라이트 조직으로 만들기 어려워 연신율 확보가 용이하지 않다. 1.0%를 초과하면 페라이트 변태가 과도하게 촉진되어 조직 내 저온 변태조직 분율의 하락으로 충분한 전위를 확보하지 못하게 되고, 강판의 표면에 실리콘에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 용접성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.1~1.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.15%인 것이 보다 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.9%인 것이 보다 바람직하고, 0.8%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.7%인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 1.0~2.0%
상기 망간(Mn)은 실리콘과 마찬가지로 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 열연 후 냉각시 베이나이트 또는 마르텐사이트의 형성을 용이하게 한다. 상기 Mn의 함량이 1.0% 미만이면 상기 효과를 충분히 얻기 곤란하고, 2.0%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연시켜 적정 분율의 페라이트 확보를 어렵게 하고, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되어 신장플랜지성을 저하시키는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.0~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 1.1%인 것이 보다 바람직하고, 1.2%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.3%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.9%인 것이 보다 바람직하고, 1.8%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.7%인 것이 가장 바람직하다.
P: 0.001~0.05%
상기 인(P)은 강 중에 존재하는 불순물로서 그 함량이 0.05%를 초과하면 마이크로 편석에 의해 연성을 저하시키고, 강의 충격특성을 저하시킨다. 한편, 상기 P를 0.001% 이하로 제어하기 위해서는 제강 조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 크게 떨어지게 된다. 따라서 상기 P의 함량은 0.001~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 P 함량은 0.001~0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.001~0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.001~0.02%인 것이 가장 바람직하다.
S: 0.001~0.01%
상기 황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.01%를 초과하면 망간 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 인성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 한편, 상기 S를 0.001% 이하로 제어하기 위해서는 제강 조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.001∼0.01%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 S의 함량은 0.001∼0.007%인 것이 보다 바람직하고, 0.001∼0.005%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.001∼0.003%인 것이 가장 바람직하다.
Al: 0.01~0.1%
상기 알루미늄(Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분으로서 충분한 탈산 효과를 기대하기 위해서는 0.01% 이상으로 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Al의 함량이 0.1%를 초과하는 경우, 질소와 결합하여 AlN이 형성됨에 따라 연속주조시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다는 단점이 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.1%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.011%인 것이 보다 바람직하고, 0.013%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.08%인 것이 보다 바람직하고, 0.06%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다.
Cr: 0.005~1.0%
상기 크롬(Cr)은 강을 고용강화시키며 Mn과 마찬가지로 냉각시 페라이트 상변태를 지연시켜 저온 변태조직의 형성을 돕는 역할을 한다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Mn이 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Mn의 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는 페라이트 변태를 과도하게 지연시켜 베이나이트와 마르텐사이트와 같은 저온 변태조직 분율을 필요 이상으로 증가시킴에 따라 연신율이 급격히 감소하는 문제점이 발생한다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.005~1.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.05%인 것이 보다 바람직하고, 0.1%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.2%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.9%인 것이 보다 바람직하고, 0.85%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.8%인 것이 가장 바람직하다.
Ti: 0.005~0.13%
타이타늄(Ti)은 Nb와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, N과의 강한 친화력으로 강 중 조대한 TiN 석출물을 형성한다. 이러한 TiN은 열간압연을 위한 가열 과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 역할을 한다. 한편, N과 반응하고 남은 Ti는 강 중 고용되어 C와 결합함으로써 TiC 석출물을 형성하며, 이러한 TiC는 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Ti가 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Ti의 0.13%를 초과하는 경우에는 TiN 혹은 TiC 석출물이 과다하게 형성하기 때문에, 높은 소부경화성을 얻기 위해 필요한 강 중 C, N 등의 고용원자의 분율이 급격히 낮아질 수 있다. 또한 TiN 석출물의 조대화로 인해 신장플랜지성이 하락할 수 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.13%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.125%인 것이 보다 바람직하고, 0.12%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.115%인 것이 가장 바람직하다.
Nb: 0.005~0.03%
나이오븀(Nb)은 Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소로써, 열간압연 중 석출하여 재결정 지연을 통해 결정립을 미세화하여 강의 강도 및 충격인성을 개선하는 역할을 한다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Nb가 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Nb의 함량이 0.03%를 초과할 경우에는 열간압연시 강 중 고용 탄소량을 급격히 감소시켜 충분한 소부경화성을 확보할 수 없게 되고, 지나친 재결정 지연으로 인해 연신된 결정립이 형성되어 신장플랜지성을 열위하게 하는 문제가 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.005~0.03%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.007%인 것이 보다 바람직하고, 0.009%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.025%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.018%인 것이 가장 바람직하다.
N: 0.001~0.01%
상기 질소(N)는 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 Ti, Al 등과 반응하여 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, N의 고용강화 효과는 C 보다 우수하지만, 강 중에 N 함량이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있어 그 상한을 0.01%로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 N의 함량을 0.001% 이하로 제어하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.001∼0.01%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 N의 함량은 0.001~0.009%인 것이 보다 바람직하고, 0.001~0.008%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.001~0.007%인 것이 가장 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. 이를 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명이 제공하는 열연도금강판은 페라이트 및 베이나이트 혼합조직을 주상으로 포함하고, 잔부 조직으로서 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다. 상기 페라이트 및 베이나이트의 분율은 95~99면적%인 것이 바람직하다. 상기 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상은 1~5면적%인 것이 바람직하다. 상기와 같이 미세조직의 분율을 제어함으로써 본 발명이 목표로 하는 강도, 연성, 항복비, 신장플랜지성 및 소부경화성을 확보할 수 있다. 만일, 상기 페라이트 및 베이나이트의 분율이 95면적% 미만이거나 잔부 조직의 분율이 5면적%를 초과할 경우에는 경질상의 분율이 과도하게 증가하게 되어 도금 전 가열시 상기 경질상들의 풀림현상의 증가로 미세조직 내 충분한 전위밀도 확보가 용이하지 않아 소부경화성이 감소하고, 또한 연성 및 신장플랜지성 등의 성형성을 하락시킬 뿐만 아니라 용접성이 열위해지는 문제점이 있다. 반면, 상기 페라이트 및 베이나이트의 분율이 99면적%를 초과하거나 상기 잔부 조직의 분율이 1면적% 미만인 경우 미세조직 내 충분한 저온변태조직 분율을 확보하지 못함에 따라 낮은 전위밀도로 인해 아래에서 설명되는 관계식 3에서 제시하는 유효 El SPM 값을 훨씬 상회하는 과도한 물리적 변형 없이는 충분한 소부경화성을 확보하기 곤란하다. 여기서, 저온 변태조직이란 베이나이트와, 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)와 같은 경질상을 의미한다.
상기 베이나이트의 분율은 3~30면적%인 것이 바람직하다. 상기 베이나이트의 분율이 3면적% 미만인 경우에는 페라이트 분율이 극대화 되거나 혹은 마르텐사이트 분율이 높아져 조직내 충분한 전위밀도 확보가 용이하지 않다. 반면, 30면적%를 초과하는 경우에는 조직내 경질상의 분율이 전체적으로 높아지게 되어 연성, 신장플랜지성이 열위해지게 되는 문제점이 발생한다. 상기 베이나이트의 분율은 5~10%인 것이 보다 바람직하고, 10~30%인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명의 열연도금강판은 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 통상적으로 압연 조직에서는 {110}//RD 관계를 가지는 α-fiber과 {111}//ND 관계를 가지는 γ-fiber가 압연 조직에서 주로 관찰되나, {110}<112> 및 {112}<111> 결정방위는 조직 내 전단(Shear) 변형이 일어날 경우에 형성되는 것으로서, 상기 전단(Shear) 변형은 통상의 압연 조직 대비 전위(dislocation)의 생성을 용이하게 하는 것이 특징이며, 조직 내 전위밀도의 증가를 가늠할 수 있는 척도가 될 수 있다. 본 발명의 열연도금강판은 하기 관계식 1을 만족함으로써 충분한 전위를 도입시켜 우수한 강도, 연성 및 소부경화성을 확보할 수 있다. 만일, 하기 관계식 1의 값을 만족하지 않는 경우에는 조직 내 충분한 전위밀도가 도입될 정도의 전단변형이 가해지지 않아 높은 소부경화성 확보가 용이하지 않은 문제가 발생할 수 있다. 한편, 상기 언급한 RD와 ND는 각각 Rolling Direction (RD)과 Normal Direction (ND)을 의미한다.
[관계식 1] FCO {110}<112> + FCO {112}<111> ≥ 10
(단, FCO {110}<112> 와 FCO {112}<111>는 각각 {110}<112> 및 {112}<111> 결정방위를 갖는 조직의 면적 분율을 의미함.)
전술한 합금조성, 미세조직 및 관계식 1을 만족하는 본 발명의 열연도금강판은 소부경화성(BH): 30MPa 이상, 인장강도(TS): 780MPa 이상, 연신율(El): 10% 이상, 항복비(YR): 0.8 이상, 신장플랜지성: 40% 이상으로서 우수한 기계적 물성을 확보할 수 있다. 한편, 상기 소부경화성은 Low-BH 측정법 기준에 따른 것일 수 있다.
한편, 본 발명이 제공하는 열연도금강판은 소지강판의 편면 또는 양면에 아연 또는 알루미늄 중 1종 이상이 포함된 도금층이 형성된 것일 수 있으며, 상기 도금층은 당해 기술분야에서 통상적으로 이용되는 것이라면 모두 포함할 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 열연도금강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
이하, 본 발명 일 실시형태에 따른 열연도금강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
(강 슬라브 재가열)
전술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 재가열한다. 상기 강 슬라브의 재가열 온도는 1180~1300℃인 것이 바람직하다. 상기 강 슬라브의 재가열온도가 1180℃ 미만이면 슬라브의 숙열이 부족하여 열간압연시 온도 확보가 어려워지고, 연속주조시 발생된 편석을 확산을 통해 해소하기 어려워지며, 또한, 연속주조시 석출된 석출물이 충분히 재고용 되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출강화 효과를 얻기 곤란할 수 있다. 반면, 강 슬라브의 재가열온도가 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 성장에 의하여 강도 저하 및 조직 불균일이 조장될 수 있다. 따라서, 상기 강 슬라브의 재가열온도는 1180~1300℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 강 슬라브의 재가열온도의 하한은 1185℃인 것이 보다 바람직하고, 1190℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1200℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 강 슬라브의 재가열온도의 상한은 1295℃인 것이 보다 바람직하고, 1290℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1280℃인 것이 가장 바람직하다.
(열간압연)
상기 재가열된 강 슬라브를 페라이트 상변태 개시온도인 Ar3 이상의 온도에서 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 열간압연온도가 Ar3 미만이면 페라이트 변태 후 압연이 이루어져 본 발명이 목표로 하는 조직과 물성을 확보하기 어려우며, 열간압연온도가 1000℃를 초과할 경우 표면에 스케일성 결함이 증가하여 성형성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 상기 열간압연온도는 Ar3 이상~1000℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 열간압연온도의 하한은 850℃인 것이 보다 바람직하고, 860℃인 것이 보다 더 바람직하며, 870℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 열간압연온도의 상한은 935℃인 것이 보다 바람직하고, 930℃인 것이 보다 더 바람직하며, 920℃인 것이 가장 바람직하다.
(1차 냉각)
상기 열연강판을 550~750℃의 온도까지 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각정지온도가 550℃ 미만이면 강 중 미세조직이 베이나이트 상을 주로 포함하게 되어 페라이트 상을 기지조직으로 얻을 수 없게 되어 충분한 연신율 확보가 힘들다. 반면, 1차 냉각정지온도가 750℃를 초과하게 되면 조대한 페라이트와 펄라이트 조직이 형성되어 원하는 강도를 확보할 수 없게 된다. 따라서, 상기 1차 냉각정지온도는 550~750℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도의 하한은 560℃인 것이 보다 바람직하고, 580℃인 것이 보다 더 바람직하며, 600℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도의 상한은 740℃인 것이 보다 바람직하고, 730℃인 것이 보다 더 바람직하며, 720℃인 것이 가장 바람직하다.
상기 1차 냉각시, 냉각속도는 20℃/sec 이상인 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각속도가 20℃/sec 미만일 경우, 냉각 중에 페라이트와 펄라이트 상 변태가 발생하여 원하는 수준의 경질상을 확보할 수 없게 되어 원하는 강도 및 소부경화성을 확보할 수 없다. 따라서, 상기 1차 냉각속도는 20℃/sec 이상인 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각속도는 30℃/sec 이상인 것이 보다 바람직하고, 45℃/sec 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 60℃/sec 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 1차 냉각속도가 빠를수록 바람직하므로, 상기 1차 냉각속도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 냉각설비를 고려하여 적절히 선택할 수 있다.
*(극서냉)
상기 1차 냉각된 열연강판을 하기 관계식 2를 만족하도록 극서냉한다. 상기 관계식 2는 본 발명에서 제안하는 미세조직을 얻기 위한 것으로서, 극서냉시 중간온도(Temp)와 극서냉시간을 최적화함으로써 강도, 연성 및 성형성을 확보할 수 있는 범위에서 페라이트 변태 이후 고용 탄소를 적정 분율 존재시키고, 이를 통해, 냉각 후 강 중에 적정 분율의 저온 변태조직을 형성시켜 저온 변태조직의 입내와, 페라이트 및 상기 저온 변태상의 계면에 충분한 전위를 도입하고자 하는 것이다. 하기 관계식 2를 만족하지 못할 경우, 열연강판의 조직 내 적정 분율의 저온 변태조직을 확보하지 못하여 아래에서 설명되는 관계식 3에서 제시하는 유효 El SPM 값을 훨씬 상회하는 과도한 물리적 변형 없이는 충분한 소부경화성을 확보하기 곤란하다. 따라서, 하기 관계식 2의 │T - T R│는 2 이하인 것이 바람직하다. 상기 │T - T R│는 1.95 이하인 것이 보다 바람직하고, 1.925 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 1.9 이하인 것이 가장 바람직하다. 한편, 하기 관계식 2에서 T R(이론 극서냉시간)은 본 발명에서 목표로 하는 최적의 미세조직 분율을 얻기 위한 극서냉시간을 의미하며, Temp(극서냉시 중간온도)는 극서냉 개시온도와 종료온도의 중간 온도를 의미한다.
[관계식 2] │T - T R│ ≤ 2
(T R = 241 + 109[C] + 16.9[Mn] + 22.7[Cr] - 11.1[Si] - 5.4[Al] - 0.87Temp + 0.00068Temp 2)
(T는 실제 극서냉시간, T R은 이론 극서냉시간, Temp는 극서냉시 중간온도를 의미하고, 상기 [C], [Mn], [Cr], [Si], [Al]는 각 합금원소는 함량을 의미함.)
상기 극서냉시 극서냉속도는 2.0℃/sec 이하인 것이 바람직하다. 상기 극서냉속도가 2.0℃/sec를 초과하는 경우에는 압연된 코일의 길이방향 전장의 상변태 거동이 균일하지 않아 재질 편차를 야기하는 단점이 있다. 따라서, 상기 극서냉속도는 2.0℃/sec 이하인 것이 바람직하다. 상기 극서냉속도는 1.9℃/sec 이하인 것이 보다 바람직하고, 1.75℃/sec 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 1.5℃/sec 이하인 것이 가장 바람직하다.
상기 극서냉시 극서냉유지시간은 10초 이하(0초 제외)인 것이 바람직하다. 상기 극서냉유지시간이 10초를 초과하는 경우에는 페라이트 분율로 과도하게 높아져 원하는 강도 및 소부경화능을 확보하기 곤란하다 따라서, 상기 극서냉유지시간은 10초 이하인 것이 바람직하다. 상기 극서냉유지시간은 9.7초 이하인 것이 보다 바람직하고, 9.5초 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 9초 이하인 것이 가장 바람직하다.
상기 극서냉시 중간온도(Temp)는 545~745℃인 것이 바람직하다. 극서냉시 중간온도가 545℃ 미만이면 강 중 미세조직이 베이나이트 상을 주로 포함하게 되어 페라이트 상을 기지조직으로 얻을 수 없게 되어 충분한 연신율 확보가 힘들다. 반면, 745℃를 초과하게 되면 조대한 페라이트와 펄라이트 조직이 형성되어 원하는 강도를 확보할 수 없게 된다. 즉, 상기 극서냉시 중간온도(Temp)는 545~745℃인 것이 바람직하다. 상기 극서냉시 중간온도의 하한은 550℃인 것이 보다 바람직하고, 555℃인 것이 보다 더 바람직하며, 560℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 극서냉시 중간온도의 상한은 740℃인 것이 보다 바람직하고, 735℃인 것이 보다 더 바람직하며, 730℃인 것이 가장 바람직하다.
(2차 냉각)
상기 극서냉된 열연강판을 300~500℃의 온도까지 2차 냉각 후 권취한다. 상기 2차 냉각정지온도가 300℃ 미만이면 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)와 같은 경질상의 분율이 과도하게 증가되게 되고, 500℃를 초과하게 되면 베이나이트를 비롯한 충분한 저온 변태조직 분율을 확보하지 못하여 아래에서 설명되는 관계식 3에서 제시하는 유효 El SPM 값을 훨씬 상회하는 과도한 물리적 변형 없이는 충분한 소부경화성을 확보하기 곤란하다. 따라서, 상기 2차 냉각정지온도는 300~500℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 2차 냉각정지온도의 하한은 310℃인 것이 보다 바람직하고, 320℃인 것이 보다 더 바람직하며, 330℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 2차 냉각정지온도의 상한은 495℃인 것이 보다 바람직하고, 490℃인 것이 보다 더 바람직하며, 485℃인 것이 가장 바람직하다.
상기 2차 냉각시, 냉각속도는 20℃/sec 이상인 것이 바람직하다. 상기 2차 냉각속도가 20℃/sec 미만일 경우, 페라이트 분율이 증가하여 본 발명에서 제시하는 강도와 소부경화능을 확보하기 곤란하다는 단점이 있다. 따라서, 상기 2차 냉각속도는 20℃/sec 이상인 것이 바람직하다. 상기 2차 냉각속도는 30℃/sec 이상인 것이 보다 바람직하고, 40℃/sec 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 50℃/sec 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 2차 냉각속도가 빠를수록 바람직하므로, 상기 2차 냉각속도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 냉각설비를 고려하여 적절히 선택할 수 있다.
(정정, 산세)
본 발명에서는 상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 산세는 강판 표면의 스케일을 제거하기 위한 것이다. 상기 산세는 200℃ 이하에서 행하여지는 것이 바람직하다. 상기 산세온도가 200℃를 초과하게 되면 산세가 과도하게 이루어져 강판 표면의 조도가 나빠지는 단점이 있다. 본 발명에서는 상기 산세온도의 하한에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 상기 산세온도의 하한은 상온일 수 있다. 한편, 상기 권취 후 산세 공정까지는 공냉 등의 자연 냉각을 이용하여 강판을 냉각시킬 수 있다.
본 발명에서는 상기 산세 전, 상기 권취된 열연강판을 형상 교정하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 권취 공정 후, 강판의 에지부에 웨이브가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 웨이브를 형상 교정함으로써 강판의 품질 및 실수율을 향상시킬 수 있다.
(가열)
상기 권취된 열연강판을 350~550℃의 가열대에 장입하여 가열한 뒤 추출한다. 상기 가열온도 제어는 이후 도금 공정시 도금액과의 젖음성을 향상시키기 위한 것이다. 상기 가열온도가 350℃ 미만일 경우에는 충분한 젖음성 확보가 되지 않아 도금성이 열위하게 되는 문제가 발생할 수 있으며, 550℃를 초과할 경우에는 강판 내 형성되어 있는 전위의 상당량을 소실하게 되어 이후 조질 압연 등을 통해 강판에 물리적 변형을 주어 전위를 추가 도입하더라도 충분한 소부경화성을 확보하기 곤란할 수 있다. 따라서, 상기 가열온도는 350~550℃인 것이 바람직하다. 상기 가열온도의 하한은 360℃인 것이 보다 바람직하고, 370℃인 것이 보다 더 바람직하며, 380℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 가열온도의 상한은 540℃인 것이 보다 바람직하고, 520℃인 것이 보다 더 바람직하며, 500℃인 것이 가장 바람직하다.
(도금, 조질압연)
상기 가열된 열연강판을 450~550℃의 용융도금욕에 인입하여 상기 열연강판의 표면에 도금층을 형성시킨다. 상기 도금온도가 450℃ 미만일 경우에는 충분한 젖음성 확보가 되지 않아 도금성이 열위하게 되는 문제가 발생할 수 있으며, 연신율 또한 저하될 수 있다. 반면, 550℃를 초과할 경우에는 강판 내 형성되어 있는 전위의 상당량을 소실하게 되어 이후 조질 압연 등을 통해 강판에 물리적 변형을 주어 전위를 추가 도입하더라도 충분한 소부경화성을 확보하기 곤란할 수 있다. 상기 용융도금욕은 아연 또는 알루미늄 중 1종 이상을 포함할 수 있다.
상기 도금시, 상기 열연강판의 용융도금욕 인입속도는 10~60mpm(m/min)인 것이 바람직하다. 상기 열연강판의 용융도금욕 인입속도가 10mpm 미만인 경우에는 과산세로 인한 표면품질 열위와 같은 단점이 있으며, 60mpm을 초과하는 경우에는 미산세로 인하여 표면의 적스케일이 잔존하여 미도금과 같은 단점이 있을 수 있다. 따라서, 상기 열연강판의 용융도금욕 인입속도는 10~60mpm(m/min)인 것이 바람직하다. 상기 열연강판의 용융도금욕 인입속도의 하한은 15mpm인 것이 보다 바람직하고, 17mpm인 것이 보다 더 바람직하며, 20mpm인 것이 가장 바람직하다. 상기 열연강판의 용융도금욕 인입속도의 상한은 58mpm인 것이 보다 바람직하고, 57mpm인 것이 보다 더 바람직하며, 55mpm인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 도금층이 형성된 열연강판을 조질압연(SPM)한다. 상기 조질압연은 열연도금강판에 추가 전위 도입을 위한 것이며, 이를 통해, 소부경화성을 향상시킬 수 있다.
한편, 본 발명에서는 전술한 상기 가열하는 단계 및 조질압연하는 단계시, 하기 관계식 3을 만족하는 것이 바람직하다.
하기 관계식 3의 (1000 - T H) Х El SPM가 15 미만일 경우에는 높은 열처리온도 혹은 낮은 SPM 연신율에 의해 조직내 충분한 전위확보가 되지 않아 본 발명에서 제시하는 소부경화능 수준을 만족할 수 없는 단점이 있고, 250을 초과하는 경우에는 도금품질이 열위하거나 과도한 SPM 작업에 의해 강도초과 및 연성 미달과 같은 단점이 있다. 따라서, 상기 (1000 - T H) Х El SPM는 15~250의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 (1000 - T H) Х El SPM의 하한은 16인 것이 보다 바람직하고, 18인 것이 보다 더 바람직하며, 20인 것이 가장 바람직하다. 상기 (1 - T H) Х El SPM의 상한은 245인 것이 보다 바람직하고, 240인 것이 보다 더 바람직하며, 230인 것이 가장 바람직하다.
[관계식 3] 15 ≤ (1000 - TH) × El SPM ≤ 250
(T H는 용융도금욕 장입 전 열연강판의 가열대 장입 온도와 추출 온도의 평균온도를 의미하며, El SPM은 조질압연 전과 조질압연 직후의 열연도금강판의 길이 차이를 의미함.)
한편, 상기 El SPM은 0.03~0.5%인 것이 바람직하다. 상기 El SPM이 0.03% 미만일 경우에는 추가 전위 도입이 충분하지 않고, 0.5%를 초과하는 경우에는 연성 저하 및 과도한 항복강도 증가에 따른 성형성 열위를 야기할 수 있다. 따라서, 상기 El SPM은 0.03~0.5%인 것이 바람직하다. 상기 El SPM의 하한은 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.07%인 것이 가장 바람직하다. 상기 El SPM의 상한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 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 1에 기재된 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 뒤, 1250℃로 재가열하고, 하기 표 2의 조건으로 열간압연하여 3.5mm 두께의 열연강판을 얻은 뒤, 1차 냉각, 극서냉, 2차 냉각을 실시하였다. 이 때, 1차 냉각속도는 80℃/sec였으며, 2차 냉각속도는 70℃/sec였다. 이후, 상기 열연강판을 정정 및 산세한 뒤, 하기 표 3의 조건으로 도금 및 조질압연하였다. 이와 같이 제조된 열연도금강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3 및 4에 나타내었다. 이 때, 미세조직의 측정은 강판을 3000배율의 SEM으로 촬영한 후 각 상의 면적분율을 이미지 분석기(image analyzer)를 이용하여 산출하였다. 특히 강 중 MA 상의 면적분율은 LePera 에칭법으로 에칭한 후 광학현미경 및 SEM을 동시에 이용하여 측정하였다. 또한, 미세조직내 결정방위를 분석하기 위하여 도금층과 소지강판의 경계면을 기준으로 강판의 두께방향(Thickness Direction)으로 80㎛부터 180㎛까지, 그리고 압연방향(Rolling Direction)으로 50㎛까지의 면적 즉, 100㎛×50㎛ 면적에 대하여 EBSD 분석을 수행하여 {110}<112> 및 {112}<111> 방위를 가지는 조직의 분율을 측정하였다. 아울러, 기계적 물성은 상기 각 열연도금강판에 대해서 DIN규격 C 방향 시편을 준비한 뒤, 10mm/min의 변형속도로 상온에서 인장시험을 실시하여 측정하였다. 소부경화성(BH)은 DIN 규격 L 방향 시편으로 2% 변형 후 강도와 2% 변형된 시편을 170℃ 온도의 기름욕에서 20분간 열처리 및 상온에서 공랭 후 Low-Yield 값을 측정한 뒤, 그 차이값으로 산출하였다. 신장플랜지성은 JFST 1001-1996 규격을 기준으로 실시하여 평가하였다.
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상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 미세조직, 제조조건 및 관계식 1 내지 3을 만족하는 발명예 1 내지 10의 경우에는 소부경화성(BH): 30MPa 이상, 인장강도(TS): 780MPa 이상, 연신율(El): 10% 이상, 항복비(YR): 0.8 이상, 신장플랜지성: 40% 이상으로서, 우수한 기계적 물성을 확보하고 있음을 알 수 있다.
비교예 1 내지 8은 본 발명이 제안하는 합금조성을 만족하지 않는 경우로서, 페라이트 및 저온 변태조직 형성에 크게 기여하는 C, Si, Mn, Cr의 함량이 벗어남에 따라 본 발명이 제안하는 미세조직 분율이나 관계식 1을 만족하지 못하였으며, 이로 인해, 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 확보하고 있지 못하고 있음을 알 수 있다.
비교예 9 및 10은 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 마무리압연온도가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 비교예 9의 경우 과도한 적스케일 발생에 의해 성형성이 열위해지고 비교예 10은 Ar3 미만으로 제어된 경우로 페라이트 변태중 압연에 의한 연신된 조직의 형성으로 신장플랜지성 확보가 용이하지 않다.
비교예 11 및 12는 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 1차 냉각정지온도가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 본 발명이 제안하는 미세조직 분율을 확보하기 곤란하여 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 확보하고 있지 못하고 있음을 알 수 있다. 특히, 비교예 11의 경우에는 1차 정지온도가 750℃를 초과하여 5%의 펄라이트 조직이 형성됨에 따라 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 확보하고 있지 못하고 있음을 알 수 있다.
비교예 13 및 14는 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 극서냉 유지시간이 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 관계식 2를 충족하지 못함에 따라 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 확보하고 있지 못하고 있음을 알 수 있다.
비교예 15 및 16은 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 2차 냉각정지온도가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 본 발명이 제안하는 미세조직 분율을 확보하기 곤란하여 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 확보하고 있지 못하고 있음을 알 수 있다.
비교예 17은 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 도금욕온도가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 연신율이 낮은 수준임을 확인할 수 있다.
비교예 18은 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 가열온도 및 도금욕온도가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 소부경화성이 낮은 수준임을 확인할 수 있다.
비교예 19 및 20은 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, El SPM이 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우로서, 소부경화성 또는 연신율이 낮은 수준임을 확인할 수 있다.
도 1은 발명예 4와 비교예 19의 EBSD 분석 결과로서, (a)는 발명예 4, (b)는 비교예 19의 EBSD 분석 결과이다. 발명예 4의 경우에는 본 발명이 제안하는 {110}<112> 및 {112}<111> 결정방위를 갖는 조직이 다량 형성되어 있는 반면, 비교예 19의 경우에는 상기 {110}<112> 및 {112}<111> 결정방위를 갖는 조직의 형성이 충분하지 않음을 알 수 있다.
도 2는 발명예 1 내지 10 및 비교예 1 내지 20의 항복비(YR)×소부경화성(BH)와 연성(El)×신장플랜지성(HER)의 값을 나타낸 그래프이다. 도 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명예들의 경우에는 비교예들에 비하여 항복비(YR), 소부경화성(BH), 연성(El) 및 신장플랜지성(HER)이 모두 우수한 수준임을 확인할 수 있다.

Claims (16)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.14%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.0%, Ti: 0.005~0.13%, Nb: 0.005~0.03%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    페라이트 및 베이나이트 혼합조직을 주상으로 포함하고, 잔부 조직으로서 마르텐사이트, 오스테나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며,
    상기 페라이트 및 베이나이트의 분율은 95~99면적%이고,
    하기 관계식 1을 만족하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판.
    [관계식 1] FCO {110}<112> + FCO {112}<111> ≥ 10
    (단, FCO {110}<112> 와 FCO {112}<111>는 각각 {110}<112> 및 {112}<111> 결정방위를 갖는 조직의 면적 분율을 의미함.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 베이나이트의 분율은 3~30면적%인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연도금강판은 소부경화성(BH): 30MPa 이상, 인장강도(TS): 780MPa 이상, 연신율(El): 10% 이상, 항복비(YR): 0.8 이상, 신장플랜지성: 40% 이상인 강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연도금강판은 소지강판의 편면 또는 양면에 아연 또는 알루미늄 중 1종 이상이 포함된 도금층이 형성된 강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판.
  5. 중량%로, C: 0.05~0.14%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.0%, Ti: 0.005~0.13%, Nb: 0.005~0.03%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상~1000℃의 온도에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 550~750℃의 온도까지 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 열연강판을 하기 관계식 2를 만족하도록 극서냉하는 단계;
    상기 극서냉된 열연강판을 300~500℃의 온도까지 2차 냉각 후 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 350~550℃의 가열대에 장입하여 가열한 뒤 추출하는 단계;
    상기 가열된 열연강판을 450~550℃의 용융도금욕에 인입하여 상기 열연강판의 표면에 도금층을 형성시키는 단계; 및
    상기 도금층이 형성된 열연강판을 조질압연하는 단계를 포함하고,
    상기 가열하는 단계 및 조질압연하는 단계시 하기 관계식 3을 만족하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
    [관계식 2] │T - T R│ ≤ 2
    (T R = 241 + 109[C] + 16.9[Mn] + 22.7[Cr] - 11.1[Si] - 5.4[Al] - 0.87Temp + 0.00068Temp 2)
    (T는 실제 극서냉시간, T R은 이론 극서냉시간, Temp는 극서냉시 중간온도를 의미하고, 상기 [C], [Mn], [Cr], [Si], [Al]는 각 합금원소는 함량을 의미함.)
    [관계식 3] 15 ≤ (1000 - TH) × El SPM ≤ 250
    (T H는 용융도금욕 장입 전 열연강판의 가열대 장입 온도와 추출 온도의 평균온도를 의미하며, El SPM은 조질압연 전과 조질압연 직후의 열연도금강판의 길이 차이를 의미함.)
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 강 슬라브의 재가열 온도는 1180~1300℃인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 1차 냉각시, 냉각속도는 20℃/sec 이상인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
  8. 청구항 5에 있어서,
    상기 극서냉시 극서냉속도는 2.0℃/sec 이하인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
  9. 청구항 5에 있어서,
    상기 극서냉시 극서냉유지시간은 10초 이하(0초 제외)인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
  10. 청구항 5에 있어서,
    상기 Temp는 545~745℃인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
  11. 청구항 5에 있어서,
    상기 2차 냉각시, 냉각속도는 20℃/sec 이상인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
  12. 청구항 5에 있어서,
    상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 포함하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
  13. 청구항 12에 있어서,
    상기 산세는 200℃이하에서 행하여지는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
  14. 청구항 12에 있어서,
    상기 산세 전, 상기 권취된 열연강판을 형상 교정하는 단계를 추가로 포함하는 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
  15. 청구항 5에 있어서,
    상기 열연강판의 표면에 도금층 형성시, 상기 열연강판의 용융도금욕 인입속도는 10~60mpm(m/min)인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
  16. 청구항 5에 있어서,
    상기 El SPM은 0.03~0.5%인 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판의 제조방법.
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