WO2022108219A1 - 강도, 성형성 및 표면 품질이 우수한 도금강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

강도, 성형성 및 표면 품질이 우수한 도금강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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WO2022108219A1
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하유미
염준성
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    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • 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
    • C23C22/00—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C22/82—After-treatment
    • C23C22/84—Dyeing
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a plated steel sheet having excellent strength, formability and surface quality capable of realizing weight reduction in automobiles and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a zinc-based zinc-based sheet having high strength and high formability that can be suitably applied as an automobile exterior plate material It relates to a plated steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • a cold-rolled steel sheet processed by press working or the like is used as an automobile exterior plate, and generally high formability is required.
  • Weight reduction of the vehicle body is an effective means for improving fuel efficiency of automobiles, and in view of such weight reduction, slimming of the steel sheet for automobile bodies has been required.
  • an increasing number of automobile companies are attempting to reduce costs by realizing weight reduction and process shortening through omission of reinforcing parts using high strength despite thick thickness.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2004-169160
  • An aspect of the present invention is to provide a plated steel sheet having high strength and high formability, and a method for manufacturing the same, while ensuring a high real rate and excellent surface appearance.
  • the base iron is in wt%, C: 0.003 to 0.009%, Si: 0.05% or less, Mn: 0.4 to 1.0%, P: 0.04 to 0.09%, S: 0.01% or less, N: 0.005% or less, S.Al : 0.1% or less, Mo: 0.03 to 0.08%, Ti: 0.005 to 0.03%, Nb: 0.02 to 0.045%, Cu: 0.06 to 0.15%, B: 0.003% or less, the remainder including Fe and other unavoidable impurities,
  • Mt represents an average weight % content of Mo at a point 0.1 ⁇ m away from the surface of the base iron in the thickness direction of the base iron.
  • the Ms is 1/ in the thickness direction of the base iron from the surface of the base iron. It represents the average weight % content of Mo at the point of 4t, where t represents the overall average thickness of the base iron, and ranges from 0.8 to 1 mm.
  • C 0.003 to 0.009%, Si: 0.05% or less, Mn: 0.4 to 1.0%, P: 0.04 to 0.09%, S: 0.01% or less, N: 0.005% or less, S.Al: 0.1% or less , Mo: 0.03 to 0.08%, Ti: 0.005 to 0.03%, Nb: 0.02 to 0.045%, Cu: 0.06 to 0.15%, B: 0.003% or less, the remainder of the steel containing Fe and other unavoidable impurities. ;
  • the continuous casting provides a method of manufacturing a plated steel sheet that satisfies the following relational expression (3).
  • the Vc represents the average casting speed during continuous casting, and the unit is m/min.
  • the [P] represents the average weight % content of P in the slab, and the [Mo] in the slab It represents the average weight % content of Mo.
  • Example 1 shows a photograph of observing the surface of the plated steel sheet prepared in Inventive Example 1 of the present invention with a scanning electron microscope (SEM).
  • the present inventors have conducted intensive studies to solve the problems of the prior art. As a result, by adding an appropriate amount of titanium (Ti) and/or niobium (Nb), which are strong carbonitride forming elements, in steel, carbon (C), nitrogen It was confirmed that moldability could be secured by minimizing solid solution elements such as (N) and sulfur (S).
  • the present inventors simultaneously added phosphorus (P) and molybdenum (Mo) in appropriate amounts to the steel, thereby producing a high-strength and high formability plated steel sheet for a vehicle exterior panel with a tensile strength of 390 MPa or more and excellent surface quality. It was confirmed that there is, and came to complete the present invention.
  • a plated steel sheet having high strength and high formability with excellent surface quality which can be preferably applied as a material for an automobile exterior plate material of the present invention, and a method for manufacturing the same will be described.
  • press formability such as deep drawability as well as high tensile strength.
  • the descaled rolled steel sheet serving as the base material (base iron) of the plated steel sheet according to this embodiment uses ultra-low carbon steel as a basic component to improve workability, and a high-tensile steel sheet to which Mn, P, etc., which are reinforcing elements, are added in appropriate amounts. .
  • the plated steel sheet according to an aspect of the present invention Soji-cheol; and a plating layer formed on the base iron.
  • the base iron in weight%, C: 0.003 to 0.009%, Si: 0.05% or less, Mn: 0.4 to 1.0%, P: 0.04 to 0.09%, S: 0.01% or less, N: 0.005% or less, S.Al: 0.1% or less, Mo: 0.03 to 0.07%, Ti: 0.005 to 0.03%, Nb: 0.02 to 0.045%, Cu: 0.06 to 0.15%, B: 0.003% or less, remainder including Fe and other unavoidable impurities do.
  • the reason for the addition of the basic component element of the iron base and the reason for limiting the content will be described in detail.
  • C has a great influence on the formation of the texture of the steel sheet during cold rolling and annealing.
  • the amount of dissolved carbon in the steel increases, the growth of grains having a ⁇ 111 ⁇ gamma ( ⁇ )-fiber texture, which is advantageous for drawing processing, is suppressed, and the growth of grains having a ⁇ 110 ⁇ and ⁇ 100 ⁇ texture is promoted and annealing.
  • the drawability of the plate deteriorates.
  • the C content exceeds 0.009%, the content of Ti and Nb required for precipitating it as carbide increases, which is disadvantageous in terms of economic feasibility, and pearlite or the like is generated, thereby reducing moldability. Therefore, the C content is preferably limited to 0.009% or less.
  • the C content is preferably limited to 0.003% or more.
  • the lower limit of the C content may be 0.0038%, or the upper limit of the C content may be 0.008%.
  • Si is an element contributing to an increase in strength due to solid solution strengthening.
  • the Si content in the base iron is limited to more than 0%.
  • the Si content exceeds 0.05%, there is a problem in that the plating surface properties are deteriorated by inducing surface scale defects.
  • the lower limit of the Si content may be 0.024%, or the upper limit of the Si content may be 0.042%.
  • Mn is a solid solution strengthening element and not only contributes to the increase in strength, but also serves to precipitate S in the steel as MnS.
  • the content of Mn is less than 0.4%, there is concern about a decrease in strength, whereas when it exceeds 1.0%, surface problems may occur due to oxides, so the content of Mn is preferably limited to 0.4 to 1.0%. . Meanwhile, more preferably, the lower limit of the Mn content may be 0.48%, or the upper limit of the Mn content may be 0.67%.
  • P is the most effective element for securing the strength of steel without significantly impairing the solid solution effect and drawability.
  • the content of P is less than 0.04%, it is impossible to secure the desired strength, whereas when it exceeds 0.09%, secondary embrittlement and surface streaking defects may occur due to P segregation, so the content of P is 0.04 ⁇ It is preferable to limit it to 0.09%. Meanwhile, more preferably, the lower limit of the P content may be 0.048%, or the upper limit of the P content may be 0.089%.
  • Mo is an element with a high affinity for P (phosphorus) and serves to suppress P segregation.
  • P In order to secure high strength in ultra-low carbon steel, P must be used inevitably, and Mo can be added appropriately to improve surface defects caused by P segregation.
  • Mo content When the Mo content is less than 0.03%, there is no significant effect on the desired surface improvement.
  • Mo content exceeds 0.08%, the price is high and cost competitiveness is lowered, so the Mo content is preferably limited to 0.03 to 0.08%. Meanwhile, more preferably, the lower limit of the Mo content may be 0.05%, or the upper limit of the Mo content may be 0.078%.
  • S Sulfur
  • N Nitrogen
  • the S content is controlled to 0.01% or less, and the N content is managed to 0.005% or less.
  • the lower limit of the S content may be 0.0015%, or the upper limit of the S content may be 0.0034%.
  • the lower limit of the N content may be 0.0008%, or the upper limit of the N content may be 0.004%.
  • Al contributes to improving the drawability and ductility of steel by precipitating AlN.
  • the Al content in the base iron exceeds 0%.
  • the Al content is preferably controlled to 0.1% or less.
  • the lower limit of the Al content may be 0.025%, or the upper limit of the Al content may be 0.08%.
  • Ti is an element that greatly contributes to the improvement of the drawability of a steel sheet by reacting with solid solution carbon and solid solution nitrogen during hot rolling to precipitate a Ti-based carbonitride.
  • the Ti content is less than 0.005%, the carbonitride cannot be sufficiently precipitated and the drawability is inferior.
  • the Ti content exceeds 0.03%, it is preferable to limit the content of Ti to 0.005 to 0.03% because it is difficult to manage inclusions during the steelmaking operation and thus defects in inclusion properties may occur. Meanwhile, more preferably, the lower limit of the Ti content may be 0.007%, or the upper limit of the Ti content may be 0.012%.
  • Nb is the most effective element that can make very fine grains through rolling and cooling when the austenite non-recrystallized region due to hot rolling solute drag and precipitate pinning effect expands to high temperature.
  • the Nb content is less than 0.02%, the austenite non-recrystallization temperature range in steel is narrowed, and the effect of refining the grain size is insignificant.
  • it exceeds 0.045% there is a problem of causing difficulty in hot rolling while high temperature strength is increased, so it is preferable to limit the Nb content to 0.02 to 0.045%. Meanwhile, more preferably, the lower limit of the Nb content may be 0.028%, or the upper limit of the Nb content may be 0.044%.
  • the B is an element added to prevent secondary processing embrittlement due to the addition of P in steel, and in order to express the above-described effect of preventing secondary processing embrittlement, the B content in the base iron exceeds 0%. However, if the B content exceeds 0.003%, it is accompanied by a decrease in ductility of the steel sheet, it is preferable to limit the B content to 0.003% or less. Meanwhile, more preferably, the lower limit of the B content may be 0.0004%, or the upper limit of the B content may be 0.0015%.
  • Cu is an element added to ensure strength, and is an element that is difficult to remove when the steel composition is adjusted by steelmaking. Therefore, it is preferable to add 0.04% or more of Cu to ensure strength, but if the Cu content exceeds 0.15%, it leads to grain boundary embrittlement or an increase in cost, so the Cu content is limited to 0.15% or less. Meanwhile, more preferably, the lower limit of the Cu content may be 0.069%, and the upper limit of the Cu content may be 0.10%.
  • the present invention is not particularly limited thereto.
  • the present invention can effectively provide a high-strength, ultra-low carbon alloy hot-dip galvanized steel sheet for automotive exterior panels having excellent formability by satisfying the above-described component system.
  • the present invention relates to an alloyed hot-dip galvanized steel sheet using ultra-low carbon steel as a basic component and a high-tensile steel sheet containing P, which is a reinforcing element, as a substrate (base iron) to improve formability, and the present invention provides a composition And by appropriately controlling the degree of alloying, it is possible to effectively prevent linear defects expressed by segregation by containing the aforementioned P. For this reason, it is possible to effectively provide an alloyed hot-dip galvanized steel sheet applicable for automobile exterior panels and having an excellent surface appearance, and a method for manufacturing the same.
  • the base iron corresponds to an ultra-low carbon steel having a C content of 0.01% or less
  • the base iron may have a ferrite-based microstructure.
  • the ferrite-based microstructure may include other structures that are inevitably generated.
  • the microstructure of the base iron may include 95% or more of ferrite as an area fraction, and in addition, a small amount of pearlite and the like may remain.
  • the microstructure of the base iron may include 99% or more of ferrite as an area fraction, and the pearlite may include 1% or less, and most preferably, the microstructure of the base iron may be a ferrite single phase. (containing 100% ferrite).
  • the average grain size of the ferrite may be in the range of 5 to 15 ⁇ m (ie, 5 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less). If the average grain size of the ferrite is less than 5 ⁇ m, there may be a problem in that the elongation cannot be sufficiently secured because the strength is too high. In addition, when the average grain size of the ferrite exceeds 15 ⁇ m, there may be a problem in that the desired strength cannot be secured.
  • the lower limit of the average grain size of the ferrite may be 7 ⁇ m, or the upper limit of the average grain size of the ferrite may be 10 ⁇ m have.
  • the average grain size of the ferrite means an average value of the values of the equivalent circle diameters of the grains based on the cut surface in the thickness direction (ie, the direction perpendicular to the rolling direction) of the plated steel sheet. More specifically, assuming a spherical particle drawn with the longest length penetrating the inside of the crystal grain as the particle diameter, the average value of the measured particle diameters is shown.
  • the plated steel sheet according to the present invention preferably satisfies the following relational expression (1).
  • Mt represents an average weight % content of Mo at a point 0.1 ⁇ m away from the surface of the base iron in the thickness direction of the base iron.
  • the Ms is 1/ in the thickness direction of the base iron from the surface of the base iron. It represents the average weight % content of Mo at the point of 4t, where t represents the overall average thickness of the base iron, and ranges from 0.8 to 1 mm.
  • the Mt/Ms value is less than 1.6, there may be a problem in that a linear defect occurs on the surface, and if the Mt/Ms value exceeds 6, there may be a problem in that the desired strength and elongation cannot be secured. Meanwhile, although not particularly limited, in terms of further improving the above-described effect, the lower limit of the Mt/Ms value may be 1.9, or the upper limit of the Mt/Ms value may be 4.9.
  • the Mo content in the pole surface layer portion of the base iron (a point 0.1 ⁇ m apart from the surface of the base iron in the thickness direction of the center of the base iron) and the surface layer portion of the base iron (from the surface of the base iron) It was discovered that by controlling the ratio of Mo content in an appropriate range (at a point that is 1/4 t away in the thickness direction of the center of the base iron), it is possible to obtain a plated steel sheet with excellent surface quality and high strength suitable for use in automobile exterior panels. did
  • the plating layer may be a zinc plating layer or a zinc alloy plating layer.
  • the plating layer may have a composition including, by weight, Fe: 8 to 13%, the balance Zn and other unavoidable impurities, and by satisfying this, excellent plating properties such as powdering properties can be secured.
  • the Fe content is the mass percentage of Fe in the plating layer with respect to the entire plating layer, and refers to the average Fe mass% content.
  • the method for measuring the Fe content in the plating layer may be, for example, by dissolving the alloyed hot-dip galvanizing layer with hydrochloric acid of inhibitors, and measuring it using ICP (Inductively Coupled Plasma) emission spectroscopy. If the Fe content in the plating layer is less than 8%, the Fe—Zn alloy phase is not sufficiently generated, and since the soft ⁇ —Zn phase remains in the plating surface layer, there is a risk of adversely affecting workability and adhesion. In addition, when the Fe content in the plating layer exceeds 13%, the hard, weak Fe-Zn alloy phase (eg, ⁇ phase or ⁇ 1 phase) is formed excessively thick at the interface between the plating layer and the base iron. Problems can arise because it promotes fragility at the interface.
  • ICP Inductively Coupled Plasma
  • the plated steel sheet may satisfy the following relational expression (2).
  • the present inventors have additionally discovered that there is a close influence on the content relationship between P and Mo on securing the appearance of the surface. That is, by satisfying the above relational expression 2, it is possible to effectively provide a plated steel sheet having an excellent surface appearance.
  • the tensile strength of the plated steel sheet may be 390 MPa or more, preferably in the range of 390 to 490 MPa.
  • the tensile strength of the plated steel sheet may be 390 MPa or more (or 690 MPa or more and 490 MPa or less).
  • the lower limit of the tensile strength of the plated steel sheet may be 400 MPa
  • the upper limit of the tensile strength of the plated steel sheet may be 480 MPa.
  • the yield strength of the plated steel sheet may be 205 MPa or more, more preferably in the range of 205 ⁇ 350 MPa. If the yield strength of the plated steel sheet is too low, there may be a problem that surface defects such as dents occur when applied to the vehicle exterior plate, and if the yield strength is too high, there may be a problem that the formability is deteriorated.
  • the elongation of the plated steel sheet may be 28% or more, more preferably 28 to 43%, most preferably 28 to 38% range.
  • excellent formability and workability can be secured.
  • C 0.003 to 0.009%, Si: 0.05% or less, Mn: 0.4 to 1.0%, P: 0.04 to 0.09%, S: 0.01% or less, N: 0.005% or less, S.Al: 0.1% or less, Mo: 0.03 to 0.08%, Ti: 0.005 to 0.03%, Nb: 0.02 to 0.045%, Cu: 0.06 to 0.15%, B: 0.003% or less, balance Fe and other unavoidable impurities
  • Continuous casting of a steel comprising a; reheating the slab obtained by the continuous casting; providing a hot-rolled steel sheet by hot rolling the reheated slab; winding the hot-rolled steel sheet; providing a cold-rolled steel sheet by cold-rolling the hot-rolled steel sheet; annealing the cold rolled steel sheet; and immersing the annealed cold-rolled steel sheet in a galvanizing bath to perform hot-dip galvanizing.
  • the present inventors conducted additional research to provide a plated steel sheet with excellent surface appearance and high strength and high formability while ensuring a real rate by conducting additional research. Appropriate control of , was confirmed to be an important factor.
  • the method for manufacturing the plated steel sheet preferably satisfies the following relational expression 3 during continuous casting.
  • the unit since the following relation 3 is a value obtained empirically, the unit may not be particularly determined, and it is sufficient if the unit (m/min) of Vc and the unit (weight %) of [P] and [Mo] are satisfied.
  • the Vc represents the average casting speed during continuous casting, and the unit is m/min.
  • the [P] represents the average weight % content of P in the slab, and the [Mo] in the slab It represents the average weight % content of Mo.
  • the average casting speed (Vc) during continuous casting is less than 1 m/min, P segregation on the surface cannot be sufficiently controlled, and surface defects may occur in the final material.
  • the average casting speed (Vc) exceeds a value of 5-[P]/[Mo] during the continuous casting, surface linear defects may occur and surface quality may deteriorate. This is because as the casting rate increases, the cooling rate of the slab is non-uniform, and the thermal deformation of the slab surface due to cooling or the precipitation amount of NbC precipitated near the surface layer becomes non-uniform. interpreted as leading to results for
  • the continuous casting can be cooled with a cooling water amount of 0.80 ⁇ 3.0L / kg (more preferably, 0.80 ⁇ 1.91L / kg).
  • a cooling water amount 0.80 ⁇ 3.0L / kg (more preferably, 0.80 ⁇ 1.91L / kg).
  • the cooling water amount is less than 0.80L/kg, the cooling rate of the slab surface tends to be non-uniform, and the thermal deformation of the slab surface or the Ti-Nb composite precipitation amount precipitated near the surface layer becomes non-uniform, so that the surface cracking susceptibility is rise, which may result in surface defects.
  • the amount of cooling water exceeds 3.0L / kg, there may be a problem of cracks occurring on the playing surface while solidification proceeds rapidly.
  • the step of reheating the slab may be performed in the range of 1180 ⁇ 1230 °C. If the reheating temperature of the slab is less than 1180 °C, there may be problems in production due to the FM section rolling load, and if the reheating temperature of the slab exceeds 1230 °C, a surface scale defect may occur.
  • the hot rolling may be performed so that the finish rolling temperature is Ar3 or higher, and more specifically, may be performed in the range of 880 to 970°C.
  • the hot rolling is less than 880° C., it is cooled below the Ar3 temperature, that is, in an abnormal region, and coarse grains are generated in the surface layer portion, and the grain size of the surface layer is non-uniform, and finally, a problem in image quality may occur.
  • the hot rolling exceeds 970° C., the grain size may not be sufficiently fine, and thus a problem of insufficient final material may occur.
  • the lower limit of the finish rolling temperature may be 915 °C
  • the upper limit of the finish rolling temperature may be 940 °C.
  • the step of winding the hot-rolled steel sheet may be performed at 600 ⁇ 640 °C.
  • the coiling temperature is less than 600 °C, precipitates such as Ti(Nb)C are not sufficiently generated and the amount of solid solution carbon increases, so there is a problem in securing the desired strength and elongation by affecting the behavior such as recrystallization and grain growth during annealing. can happen
  • the coiling temperature exceeds 640 °C, a problem of surface heat may occur due to secondary scale generation.
  • the lower limit of the coiling temperature may be 612 °C, or the upper limit of the coiling temperature may be 635 °C.
  • the pickling process for removing scale from the surface of the hot-rolled steel sheet cold-rolled at a reduction ratio of 70 to 83% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the rolling reduction during the cold rolling is less than 70%, the ⁇ 111 ⁇ texture may not grow sufficiently, which may cause a problem in that the formability is poor.
  • the rolling reduction during the cold rolling exceeds 83%, the rolling roll load is very severe during on-site manufacturing, and the shape deteriorates, which may cause a problem.
  • the lower limit of the reduction ratio during cold rolling may be 71%, or the upper limit of the reduction ratio during cold rolling may be 77%. have.
  • the annealing of the cold-rolled steel sheet may be performed at a temperature higher than or equal to the recrystallization temperature in the range of 740 to 830 °C.
  • annealing at a temperature higher than the recrystallization temperature, the deformation caused by rolling is removed, and the steel sheet is softened to improve workability. That is, if the annealing temperature is less than 740° C., ferrite recrystallization is not completed, which may cause a problem of insufficient elongation due to ultra-high strength.
  • the annealing temperature exceeds 830° C., it may progress to grain growth after completion of recrystallization, resulting in a problem of insufficient strength.
  • the lower limit of the annealing temperature may be 742 °C, or the upper limit of the annealing temperature may be 810 °C.
  • hot-dip galvanizing as it is in a continuous hot-dip galvanizing line may include. That is, the annealed cold-rolled steel sheet is immersed in a zinc-zinc-based plating bath, followed by hot-dip galvanizing.
  • a plating bath containing the composition of the zinc-based plating bath is not particularly limited, and may further include Al or unavoidable impurities, and those commonly used in the art are applicable.
  • the alloying heat treatment after the hot-dip galvanizing may be performed in the range of 500 to 560°C.
  • the alloying heat treatment temperature is less than 500 ° C., alloying does not proceed sufficiently, and if the alloying heat treatment temperature exceeds 560 ° C., excessive alloying proceeds and the plating layer becomes brittle. It may cause problems such as
  • the lower limit of the alloying heat treatment temperature may be 520 °C, or the upper limit of the alloying heat treatment temperature may be 545 °C.
  • the step of temper rolling optionally using a skin pass roll having a roughness (Ra) of 1.0 ⁇ 1.6 ⁇ m with respect to the alloy heat-treated steel sheet further comprising can do.
  • the roughness (Ra) of the skin pass roll is less than 1.0 ⁇ m, it may be difficult to secure distinctness of image to have a beautiful surface after painting.
  • the roughness (Ra) of the skin pass roll exceeds 1.6 ⁇ m, a problem in pressability may occur.
  • the step of temper rolling may be performed at a reduction ratio of 0.6 to 1.2%. If the rolling reduction during the temper rolling is less than 0.6%, a problem may occur in shape correction, etc., and if it exceeds 1.2%, there may be a problem in that the yield strength is too high due to an increase in the movable dislocation.
  • Vc* average casting speed during continuous casting
  • the yield strength (YS), tensile strength (TS), and elongation at break (T-El) of each of the plated steel sheets obtained in Examples 1 to 8 and Comparative Examples 1 to 4 were measured and shown in Table 4 below. Specifically, after measuring the width of the specimen, the length and thickness of the parallel part, the specimen was mounted on a tensile tester and waited until the specimen was destroyed, and then the yield strength, tensile strength, and breaking elongation of the specimen were measured. Yield strength is the limit stress when elastic deformation occurs, and is usually expressed through a 0.2% offset, tensile strength is the maximum load divided by the distal surface, and elongation at break is the amount of deformation of the specimen after fracture from the tensile test in %. will be. At this time, the case where the tensile strength was 390 MPa or more and the elongation rate was 28% or more was evaluated as pass.
  • JIS No. 5 tensile test specimens are taken from the alloyed hot-dip galvanized steel sheet in the rolling direction in three directions: a parallel direction, a 45° direction, and a right angle direction, and the r of each test piece The values were measured.
  • the change value of the plate thickness and the change value of the plate width at the time of performing a tensile strain of about 15% in the above-described tensile test are measured, and the change value of the plate width with respect to the plate thickness to find the ratio of
  • the r value parallel to the rolling direction is r 0
  • the r value in the 45° direction is r 45
  • the r value in the perpendicular direction is r 90
  • the r value is obtained from the relational expression A using the r value in each direction, The case where the said r value was 1.2 or more was evaluated as passing.
  • the number of onboard defects on SDD is 100 or less.
  • Mt/Ms which is the Mo ratio obtained from the above-described Relational Equation 1
  • GDS Glow Discharge Spectrometer
  • the microstructure of the cut surface in the thickness direction (ie, the direction perpendicular to the rolling direction) of the plated steel sheet was observed with an optical microscope (OM), and the microstructures of the following Inventive Examples 1 to 8 and Comparative Examples 1 to 6 were observed. It was confirmed that the structure contained 99% or more of ferrite. At this time, the average grain size of the ferrite was measured and shown in Table 4 below.
  • Mt* Mo average weight % content at a point 0.1 ⁇ m away from the surface of the base iron in the thickness direction of the base iron
  • Ms* Mo average weight % content at the point 1/4t from the surface of the base iron to the thickness direction of the base iron
  • GS* grain size: Average grain size of ferrite (average equivalent circle diameter) based on the cut surface in the thickness direction of the plated steel sheet
  • All of the plated steel sheets prepared in Inventive Examples 1 to 8 had excellent strength characteristics with a tensile strength of 390 MPa or more and a yield strength of 205 MPa or more, and had an elongation of 28% or more, and thus the formability was also excellent. In addition, it was confirmed that the r-value was 1.2 or more, so that the deep drawability was excellent and surface line defects were prevented.
  • FIG. 1 a photograph of the surface of the plated steel sheet prepared in Inventive Example 1 observed with a scanning electron microscope (SEM) is shown in FIG. 1 , and it was confirmed that alloying proceeded uniformly.
  • FIG. 2 a photograph of observing the surface of the plated steel sheet prepared in Comparative Example 4 by SEM is shown in FIG. 2 , and in Comparative Example 4, it was confirmed that the alloying progressed non-uniformly. This is because in Comparative Example 4, which does not satisfy Equation 3 of the present application, as the number of P segregation sections increases, alloying delay occurs in the surface layer P segregation section, so that alloying proceeds non-uniformly.
  • an uneven alloying portion was found, such as a groove, and it was confirmed that the appearance surface quality was inferior by inducing a color difference of black with the naked eye.
  • the plated steel sheets obtained from Inventive Example 1 and Comparative Example 1 of Experimental Example 1 were additionally subjected to temper rolling using a skin pass roll having roughness (Ra) under the conditions shown in Table 5 below.
  • the tensile strength is 390 MPa or more and the yield strength is 205 MPa or more, so the strength characteristics are excellent, and the elongation is It was confirmed that the moldability was also excellent as 28% or more. In addition, it was confirmed that the r-value was also 1.2 or more, so that the deep drawability was excellent and surface line defects were prevented.

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Abstract

본 발명은, 도금강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차 외판재 소재로 적합하게 적용될 수 있는 고강도, 고성형성을 갖는 아연계 도금강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

강도, 성형성 및 표면 품질이 우수한 도금강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차 경량화를 실현할 수 있는 강도, 성형성 및 표면 품질이 우수한 도금강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차 외판재 소재로 적합하게 적용될 수 있는 고강도, 고성형성을 갖는 아연계 도금강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
자동차 외판재로서 프레스 가공 등에 의해 가공된 냉연강판이 사용되고, 일반적으로 높은 성형성이 요구된다. 최근 지구 온난화 방지의 관점에서 이산화탄소의 배출 규제책으로서, 새로운 자동차 연료비 개선의 목표가 설정되었고, 저연비 자동차에 대한 우대 세제가 도입되는 등, 자동차의 연비 향상이 요구되고 있다. 자동차의 연비 향상에는 자동차 차체의 경량화가 유효한 수단이며, 이러한 경량화의 관점에서 자동차 차체용 강판의 슬림화가 요구되었다. 하지만, 최근에는 두께가 두껍지만 고강도화를 이용하여 보강 부품의 생략을 통해서 경량화 및 공정 단축을 실현하여, 원가 절감을 시도하는 자동차사가 늘고 있다.
이와 같은 강판의 고강도화의 요건을 충족하고, 또한 복잡한 형상으로 프레스되는 자동차 차체용 강판으로서, 표면 외관이 우수함과 동시에, 프레스 성형성이 좋은 아연계 도금 고장력 강판이 요구되고 있다.
한편, 자동차용 고장력 강판에 있어서는 강판의 강도를 향상시키기 위해, 강 중에, Si, Mn, P 등의 고용강화 원소를 함유시키는 것이 수행되고 있다.
특히, 강판을 고강도화하기 위해 강에 P이 첨가되지만, P은 매우 편석되기 쉬운 원소로서, 슬라브 표면에 편석된 P이 열간압연, 냉간압연에 의해 강판의 길이방향으로 연신되어, 코일 표면에 P 편석이 형성된다. 이러한 P 편석에서는 도금 시 합금화가 지연되기 때문에, 이것이 합금화 용융아연 도금강판에 선형의 결함을 발생시키는 원인이 된다. 이러한 문제에 대해 P 함유량이 0.03% 이상인 강판을 기재로 하는 합금화 용융아연 도금강판의 제조방법으로서, 강판 표면의 불균일성을 해소하기 위해 강 중의 P량에 따른 연삭량으로 강판 표면 연삭을 행하고, 합금화 처리를 유도 가열 방식의 합금화로에서 행하는 방법이 제안되고 있다(특허문헌 1).
이러한 종래 기술에서는, 합금화 용융아연 도금강판의 선형 결함을 방지하기 위해, 예를 들어 P 함유량이 0.03% 이상인 극저탄소 Ti 첨가 강판을 사용하는 경우에는 연속 주조 단계에서 표면을 3mm 이상 스카핑(용삭) 처리하고, 또한 도금 전의 강판 단계에서 표면을 5㎛ 이상 연삭하고 있었다. 이로 인해, 도금 후의 형상 결함 발생을 방지하여 표면 품질을 확보하였으나, 이들은 실수율 저하의 원인으로 파악되고 있다.
(특허문헌 1) 일본 특허 공개 제2004-169160호
본 발명의 일 측면은, 높은 실수율을 확보하면서도, 표면 외관이 우수한 동시에, 고강도 및 고성형성을 갖는 도금강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 소지철; 및
상기 소지철 상에 형성된 도금층;을 포함하고,
상기 소지철은 중량%로, C: 0.003~0.009%, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.4~1.0%, P: 0.04~0.09%, S: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, S.Al: 0.1% 이하, Mo: 0.03~0.08%, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.02~0.045%, Cu: 0.06~0.15%, B: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1을 충족하는, 도금강판을 제공한다.
[관계식 1]
1.6 ≤ Mt / Ms ≤ 6
(상기 관계식 1 중, 상기 Mt는 상기 소지철의 표면으로부터 소지철측 두께방향으로 0.1㎛ 떨어진 지점에서의 Mo 평균 중량% 함량을 나타낸다. 상기 Ms는 상기 소지철의 표면으로부터 소지철측 두께방향으로 1/4t인 지점에서의 Mo 평균 중량% 함량을 나타낸다. 상기 t는 상기 소지철의 전체 평균 두께를 나타내고, 0.8~1mm 범위이다.)
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은,
중량%로, C: 0.003~0.009%, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.4~1.0%, P: 0.04~0.09%, S: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, S.Al: 0.1% 이하, Mo: 0.03~0.08%, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.02~0.045%, Cu: 0.06~0.15%, B: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강을 연속 주조하는 단계;
상기 연속 주조하여 얻어진 슬라브를 재가열하는 단계;
재가열된 슬라브를 열간 압연하여 열연강판을 제공하는 단계;
상기 열연강판을 권취하는 단계;
상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제공하는 단계;
상기 냉연강판을 소둔하는 단계; 및
소둔된 냉연강판을 아연 아연계 도금욕에 침지하여, 용융 아연 도금하는 단계;를 포함하고,
상기 연속 주조는 하기 관계식 3을 충족하는, 도금강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 3]
1 ≤ Vc ≤ 5-[P]/[Mo]
(상기 관계식 2 중, 상기 Vc는 연속 주조 시 평균 주조 속도를 나타내고, 단위는 m/min이다. 상기 [P]는 상기 슬라브 내 P의 평균 중량% 함량을 나타내고, 상기 [Mo]는 상기 슬라브 내 Mo의 평균 중량% 함량을 나타낸다.)
본 발명의 일 측면에 따르면, 높은 실수율을 확보하면서도, 표면 외관이 우수한 동시에, 고강도 및 고성형성을 갖는 도금강판 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 본 발명의 발명예 1로부터 제조된 도금강판의 표면을 주사 전자 현미경(Scanning Electron Microscope; SEM)으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 비교예 4로부터 제조된 도금강판의 표면을 주사 전자 현미경(SEM)으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있고, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
전술한 바와 같이, 종래 기술에서는 도금강판의 선형 결함을 방지하고, 표면 품질을 확보하기 위해, 연속 주조 단계에서 표면에 스카핑(용삭) 처리하고, 또한 도금 전 강판 단계에서 표면을 연삭 처리하는 것이 필요하여 실수율 저하의 원인이 되었다.
이에, 본 발명자들은 종래 기술의 문제점을 해결하기 위해 예의 검토를 행한 결과, 강 중에 강력한 탄질화물 형성 원소인 티타늄(Ti) 및/또는 니오븀(Nb) 등을 적정량 첨가함으로써, 탄소(C), 질소(N), 황(S) 등의 고용 원소 최소화를 통해 성형성을 확보할 수 있음을 확인하였다. 또한, 본 발명자들은 전술한 것과 동시에, 강 중에 인(P) 및 몰리브덴(Mo) 등을 적정량 첨가함으로써, 인장강도 390MPa 이상이면서 표면 품질이 우수한 차량 외판용 고강도·고성형성의 도금강판을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 자동차 외판재 소재로 바람직하게 적용될 수 있는 표면 품질이 우수한 고강도·고성형성을 갖는 도금강판 및 이의 제조방법에 대하여 설명한다. 이 때, 자동차 외판용 도금 강판으로서는 고장력화와 함께, 딥 드로잉성 등의 프레스 성형성을 만족하는 것이어야 한다.
본 실시 형태에 관한 도금강판의 기재(소지철)로 되는 탈스케일 압연 강판은 가공성을 향상시키기 위해 극저탄소강을 기본 성분으로 하고, 강화 원소인 Mn, P 등을 적정량 첨가한 고장력 강판을 사용한다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따른 도금 강판은, 소지철; 및 상기 소지철 상에 형성된 도금층;을 포함한다. 이 때, 상기 소지철은 중량%로, C: 0.003~0.009%, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.4~1.0%, P: 0.04~0.09%, S: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, S.Al: 0.1% 이하, Mo: 0.03~0.07%, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.02~0.045%, Cu: 0.06~0.15%, B: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 이하에서는 상기 소지철의 기본 성분 원소에 대한 첨가 이유 및 함량의 한정 이유를 구체적으로 설명한다.
탄소(C): 0.003~0.009%
C는 침입형 고용원소로서, 냉연 및 소둔 과정에서 강판의 집합조직 형성에 큰 영향을 미치게 된다. 강 중에 고용 탄소량이 많아지면, 드로잉 가공에 유리한 {111} 감마(γ)-파이버 집합조직을 가진 결정립의 성장이 억제되고, {110} 및 {100} 집합조직을 가진 결정립의 성장이 촉진되어 소둔판의 드로잉성이 저하된다. 나아가, 상기 C 함량이 0.009%를 초과하면, 이를 탄화물로 석출시키기 위해 필요한 Ti 및 Nb의 함량이 커져 경제성 측면에서 불리할 뿐만 아니라, 펄라이트 등이 생성되어 성형성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 C 함량은 0.009% 이하로 제한함이 바람직하다. 또한, 상기 C 함량이 0.003% 미만이면, 충분한 강도를 확보하지 못하는 문제가 생길 수 있으므로, 상기 C 함량은 0.003% 이상으로 제한함이 바람직하다. 한편, 보다 바람직하게 상기 C 함량의 하한은 0.0038%일 수 있고, 혹은 상기 C 함량의 상한은 0.008%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.05% 이하 (0%는 제외)
Si는 고용강화에 의한 강도 상승에 기여하는 원소이다. 이러한 고용강화에 의한 강도 상승의 효과를 발휘하기 위해서는 Si를 필수로 첨가해야 하므로, 상기 소지철 중에 Si 함량을 0% 초과로 제한한다. 다만, 상기 Si 함량이 0.05%를 초과하면 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면 특성이 저하되는 문제가 있으므로, 본 발명에서는 상기 Si 함량을 0.05% 이하로 관리한다. 한편, 보다 바람직하게 상기 Si 함량의 하한은 0.024%일 수 있고, 혹은 상기 Si 함량의 상한은 0.042%일 수 있다.
망간(Mn): 0.4~1.0%
Mn은 고용강화 원소로 강도 상승에 기여할 뿐만 아니라, 강 중 S를 MnS로 석출시키는 역할을 한다. 상기 Mn의 함량이 0.4% 미만일 경우, 강도 저하가 우려되며 반면, 1.0%를 초과할 경우, 산화물에 의한 표면문제가 생길 수 있기 때문에, 상기 Mn의 함량은 0.4~1.0%로 제한함이 바람직하다. 한편, 보다 바람직하게 상기 Mn 함량의 하한은 0.48%일 수 있고, 혹은 상기 Mn 함량의 상한은 0.67%일 수 있다.
인(P): 0.04~0.09%
P은 고용 효과가 가장 우수하고, 드로잉성을 크게 해치지 않으면서, 강의 강도를 확보하는데 가장 효과적인 원소이다. 상기 P의 함량이 0.04% 미만일 경우, 목적하는 강도 확보가 불가능하며 반면, 0.09%를 초과할 경우, P 편석에 의한 2차 취성 및 표면 줄무늬 결함이 생길 수 있기 때문에, 상기 P의 함량은 0.04~0.09%로 제한함이 바람직하다. 한편, 보다 바람직하게 상기 P 함량의 하한은 0.048%일 수 있고, 혹은 상기 P 함량의 상한은 0.089%일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.03~0.08%
Mo은, P(인)와 친화력이 높은 원소로 P 편석을 억제해주는 역할을 한다. 극저탄소강에서 고강도를 확보하기 위해서는 P를 불가피하게 활용해야 하는데, Mo를 적정히 넣어서 P 편석에 따른 표면 결함 개선 하는데 일부 기여할 수 있다. 상기 Mo 함량이 0.03% 미만일 경우, 목적하는 표면개선에 크게 효과가 없다. 또한, 상기 Mo 함량이 0.08%을 초과할 경우, 가격이 비싸져 원가경쟁력이 떨어지므로, 상기 Mo 함량은 0.03~0.08%로 제한함이 바람직하다. 한편, 보다 바람직하게 상기 Mo 함량의 하한은 0.05%일 수 있고, 혹은 상기 Mo 함량의 상한은 0.078%일 수 있다.
황(S): 0.01% 이하 (0%는 제외), 질소(N): 0.005% 이하 (0%는 제외)
S 및 N는 강 중에 존재하는 불순물로서 불가피하게 첨가되므로, 상기 소지철 중에, S 및 N 함량은 각각 독립적으로 0%를 초과한다. 다만, 우수한 용접 특성을 확보하기 위해서는 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 서는 상기 S 햠량은 0.01% 이하로 제어하며, 상기 N 함량은 0.005% 이하로 관리한다. 한편, 보다 바람직하게 상기 S 함량의 하한은 0.0015%일 수 있고, 혹은 상기 S 함량의 상한은 0.0034%일 수 있다. 또한, 보다 바람직하게 상기 N 함량의 하한은 0.0008%일 수 있고, 혹은 상기 N 함량의 상한은 0.004%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.1% 이하 (0%는 제외)
Al은 AlN을 석출시켜 강의 드로잉성 및 연성 향상에 기여한다. 이러한 드로잉성 및 연성 향상의 효과를 발휘하기 위하여, 상기 소지철 중에 Al 함량은 0%를 초과한다. 다만, 상기 Al 함량이 0.1%를 초과할 경우, 제강 조업 시 Al 개재물 과다 형성에 의한 강판 내부 결함이 발생하는 문제가 있으므로, 상기 Al 함량은 0.1% 이하로 제어함이 바람직하다. 한편, 보다 바람직하게 상기 Al 함량의 하한은 0.025%일 수 있고, 혹은 Al 함량의 상한은 0.08%일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.03%
Ti은 열간압연 중, 고용 탄소 및 고용 질소와 반응하여 Ti계 탄질화물을 석출시킴으로써 강판의 드로잉성 향상에 크게 기여하는 원소이다. 상기 Ti 함량이 0.005% 미만일 경우, 탄질화물을 충분히 석출시키지 못해 드로잉성성 열위해진다. 반면, 상기 Ti 함량이 0.03%를 초과할 경우, 제강 조업 시 개재물 관리가 어려워 개재물성 결함이 발생할 수 있기 때문에, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.03%로 제한함이 바람직하다. 한편, 보다 바람직하게 상기 Ti 함량의 하한은 0.007%일 수 있고, 혹은 상기 Ti 함량의 상한은 0.012%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.02~0.045%
Nb는 열간압연 solute drag 및 석출물 pinning 효과에 따른 오스테나이트역 미재결정영역이 고온으로 넓어지면 압연 및 냉각하는 과정을 통해 매우 미세한 결정립(grain)을 만들 수 있는 가장 효과적인 원소이다. 상기 Nb 함량이 0.02% 미만일 경우, 강 중 오스테나이트 미재결정온도 영역 범위가 좁아지면서 결정립 크기(grain size) 미세화 효과가 미미하다. 반면, 0.045%를 초과할 경우, 고온강도가 높아지면서 열간압연의 어려움을 가져오는 문제가 있으므로, 상기 Nb의 함량은 0.02~0.045%로 제한함이 바람직하다. 한편, 보다 바람직하게 상기 Nb 함량의 하한은 0.028%일 수 있고, 혹은 상기 Nb 함량의 상한은 0.044%일 수 있다.
보론 (B): 0.003% 이하 (0%는 제외)
B는 강 중, P 첨가에 의한 2차 가공취성을 방지하기 위해 첨가하는 원소로서,전술한 2차 가공취성 방지의 효과를 발현하기 위해 상기 소지철 중에 B 함량은 0%를 초과한다. 다만, B 함량이 0.003%를 초과할 경우, 강판의 연성 저하를 수반하므로, 상기 B 함량은 0.003% 이하로 제한함이 바람직하다. 한편, 보다 바람직하게 상기 B 함량의 하한은 0.0004%일 수 있고, 혹은 상기 B 함량의 상한은 0.0015%일 수 있다.
구리(Cu): 0.04~0.15%
Cu는 강도 확보를 위해 첨가되는 원소로서, 강 조성을 제강에 의해 조정할 때, 제거하기 어려운 원소이다. 따라서, 강도 확보를 위해 Cu를 0.04% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, Cu 함량이 0.15%를 초과하면 입계 취화나 비용 상승으로 이어지기 때문에 Cu 함량을 0.15% 이하로 제한한다. 한편, 보다 바람직하게 상기 Cu 함량의 하한은 0.069%일 수 있고, 상기 Cu 함량의 상한은 0.10%일 수 있다.
이외에 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다. 한편, 상기 불가피한 불순물은 통상의 도금강판의 제조공정에서 의도치 않게 혼입될 수 있는 것이라면, 모두 포함될 수 있다. 당해 기술분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있으므로, 특별히 이를 한정하지 않는다.
본 발명은 전술한 성분계를 만족함으로써, 성형성이 우수한 자동차 외판용 고강도의 극저탄소 합금화 용융아연 도금강판을 효과적으로 제공할 수 있다.
즉, 본 발명은 성형성을 향상시키기 위해 극저탄소강을 기본 성분으로 하고, 강화 원소인 P를 함유하는 고장력 강판을 기재(소지철)로 한 합금화 용융아연 도금강판에 대한 것으로서, 본 발명은 조성 및 합금화도를 적절히 조절함으로써 전술한 P를 함유함으로써 편석에 의해 표현되는 선형의 결함을 효과적으로 방지할 수 있다. 이로 인해, 자동차 외판재용으로 적용 가능하고, 우수한 표면 외관을 가지는 합금화 용융아연 도금강판 및 이의 제조방법을 효과적으로 제공할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 소지철은 C 함량이 0.01% 이하인 극저탄소강에 해당하므로, 상기 소지철은 페라이트 기반의 미세조직을 가질 수 있다. 이 때, 상기 페라이트 기반의 미세조직은 불가피적으로 생성되는 다른 조직을 포함할 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 소지철의 미세조직은 면적분율로, 페라이트를 95% 이상 포함하고, 이외에 펄라이트 등이 미소량 잔존할 수 있다. 혹은, 보다 바람직하게 상기 소지철의 미세조직은 면적분율로, 페라이트를 99% 이상 포함하고, 펄라이트는 1% 이하로 포함할 수 있고, 가장 바람직하게 상기 소지철의 미세조직은 페라이트 단상일 수 있다(페라이트를 100% 포함).
전술한 미세조직적 특징을 만족함으로써, 우수한 성형성을 확보할 수 있다. 즉, 소지철 중에, 펄라이트 등의 미세조직 함량이 5%를 초과하면, 성형성이 열위한 문제가 생길 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 소지철에 있어서, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 5~15㎛ 범위(즉, 5㎛ 이상 15㎛ 이하)일 수 있다. 상기 페라이트의 평균 결정립 크기가 5㎛ 미만이면 강도가 너무 높아 연신율을 충분히 확보할 수 없는 문제가 생길 수 있다. 또한, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기가 15㎛를 초과하면 목적하는 강도를 확보하지 못하는 문제가 생길 수 있다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서 바람직하게는, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기의 하한은 7㎛일 수 있고, 혹은 상기 페라이트의 평균 결정립 크기의 상한은 10㎛일 수 있다.
여기서, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기는, 상기 도금강판의 두께방향(즉, 압연방향에 수직인 방향)으로의 절단면을 기준으로, 결정립에 대한 원상당 직경을 측정한 값들의 평균값을 의미한다. 보다 구체적으로, 결정립 내부를 관통하는 가장 긴 길이를 입경으로 하여 그려지는 구형의 입자를 가정했을 때, 상기 입경을 측정한 값들에 대한 평균값을 나타낸다.
한편, 본 발명에 따른 도금강판은, 하기 관계식 1을 충족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
1.6 ≤ Mt/Ms ≤ 6
(상기 관계식 1 중, 상기 Mt는 상기 소지철의 표면으로부터 소지철측 두께방향으로 0.1㎛ 떨어진 지점에서의 Mo 평균 중량% 함량을 나타낸다. 상기 Ms는 상기 소지철의 표면으로부터 소지철측 두께방향으로 1/4t인 지점에서의 Mo 평균 중량% 함량을 나타낸다. 상기 t는 상기 소지철의 전체 평균 두께를 나타내고, 0.8~1mm 범위이다.)
상기 Mt/Ms값이 1.6 미만이면, 표면에 선형결함이 발생하는 문제가 있을 수 있고, 상기 Mt/Ms값이 6을 초과하면, 목적하는 강도 및 연신율을 확보할 수 없는 문제가 생길 수 있다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서 바람직하게는, 상기 Mt/Ms값의 하한은 1.9일 수 있고, 혹은 상기 Mt/Ms값의 상한은 4.9일 수 있다.
즉, 본 발명자들은 연구를 거듭한 결과, 상기 소지철의 극표층부(소지철 표면으로부터 소지철 중심측 두께방향으로 0.1㎛ 떨어진 지점)에서의 Mo 함량과, 상기 소지철의 표층부(소지철 표면으로부터 소지철 중심측 두께방향으로 1/4t 떨어진 지점)에서의 Mo 함량의 비율을 적정 범위로 제어함으로써, 자동차 외판재용으로 적합하게 사용 가능한 우수한 표면 품질과 고강도를 갖는 도금강판을 얻을 수 있는 점을 발견하였다.
따라서, 전술한 관계식 1을 충족함으로써, P를 함유한 고강도 냉연강판의 자동차 차체로의 적용 범위를, 지금까지 적용된 적 없는 범위까지(예를 들면, side outer 등에 대해서도) 확대하는 것이 가능해져, 결과적으로 자동차 차체를 한층 더 경량화하는 것이 실현될 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 도금층은 아연 도금층 또는 아연 합금 도금층일 수 있다. 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 도금층은 중량%로, Fe: 8~13%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가질 수 있고, 이를 충족함으로써 파우더링성 등의 도금성이 우수한 효과를 확보할 수 있다. 이 때, Fe 함량은 전체 도금층에 대한 도금층 중의 Fe 질량 백분율이고, 평균 Fe 질량% 함량을 말한다. 도금층 중의 Fe 함량을 측정하는 방법은 예를 들어, 합금화 용융 아연 도금층을 인히비터들의 염산으로 용해시키고, ICP(Indectively Coupled Plasma) 발광분광 분석법을 이용하여 측정할 수 있다. 상기 도금층 중에 Fe 함량이 8% 미만이면, Fe-Zn 합금상이 충분히 생성되지 않고, 도금 표층에 연질인 η-Zn상이 잔존하기 때문에 가공성, 접착성에 악영향을 미칠 우려가 있다. 또한, 상기 도금층 중에 Fe 함량이 13%를 초과하면 도금층과 소지철의 계면에 경질이고, 약한 Fe-Zn 합금상(예를 들면, Γ상이나 Γ1상)이 과도하게 두껍게 형성되어 도금층과 소지철의 계면에 취약성을 조장하기 때문에 문제가 생길 수 있다.
또한, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 도금강판은 하기 관계식 2를 충족할 수 있다. 본 발명자들은 표면 외관의 확보에는 P와 Mo의 함량 관계와 긴밀한 영향이 있음을 추가적으로 발견하였다. 즉, 상기 관계식 2를 충족함으로써, 표면 외관이 우수한 도금 강판을 효과적으로 제공할 수 있다.
[관계식 2]
[P]/[Mo] ≤ 1.162
(상기 관계식 2 중, 상기 [P]는 상기 소지철 중에 P의 평균 중량% 함량을 나타내고, 상기 [Mo]는 상기 소지철 중에 Mo의 평균 중량% 함량을 나타낸다.)
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 도금강판의 인장강도는 390MPa 이상일 수 있고, 바람직하게는 390~490MPa 범위일 수 있다. 상기 도금강판의 인장강도가 390MPa 이상(혹은, 690MPa 이상 490MPa 이하)를 충족함으로써, 고장력강을 이용한 자동차의 경량화를 실현할 수 있다. 한편, 보다 바람직하게는 상기 도금강판의 인장강도 하한은 400MPa일 수 있고, 혹은 상기 도금강판의 인장강도 상한은 480MPa일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 도금강판의 항복강도는 205MPa 이상일 수 있고, 보다 바람직하게는 205~350MPa 범위일 수 있다. 상기 도금강판의 항복강도가 너무 낮으면 차량 외판에 적용 시 덴트 등의 표면결함이 발생하는 문제가 생길 수 있고, 항복강도가 너무 높으면 성형성이 악화되는 문제가 생길 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 도금강판의 연신율은 28% 이상일 수 있고, 보다 바람직하게는 28~43%, 가장 바람직하게는 28~38% 범위일 수 있다. 상기 도금강판의 연신율이 상기 범위를 충족함으로써, 우수한 성형성 및 가공성을 확보할 수 있다.
다음으로, 도금강판의 제조방법에 대하여 자세히 설명한다. 다만, 본 발명의 도금강판이 반드시 이하의 제조방법에 의해 제조되어야 함을 의미하는 것은 아니다.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.003~0.009%, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.4~1.0%, P: 0.04~0.09%, S: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, S.Al: 0.1% 이하, Mo: 0.03~0.08%, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.02~0.045%, Cu: 0.06~0.15%, B: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강을 연속 주조하는 단계; 상기 연속 주조하여 얻어진 슬라브를 재가열하는 단계; 재가열된 슬라브를 열간 압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 상기 열연강판을 권취하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제공하는 단계; 상기 냉연강판을 소둔하는 단계; 및 소둔된 냉연강판을 아연 도금욕에 침지하여, 용융 아연 도금하는 단계;를 포함하는 도금강판의 제조방법을 제공한다.
한편, 본 발명자들은 추가의 연구를 행하여, 실수율을 확보하면서도 표면 외관이 우수함과 동시에, 고강도 및 고성형성의 도금강판을 제공하기 위해서는, 연속 주조 시 슬라브 내 P와 Mo의 농화 정도에 따라 연속 주조 속도를 적정하게 제어하는 것이 중요한 인자임을 확인하였다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 도금강판의 제조방법은, 연속 주조 시에 하기 관계식 3을 충족하는 것이 바람직하다. 이 때, 하기 관계식 3은 경험적으로 얻어지는 값이므로 특별히 단위를 정하지 않을 수 있고, 하기 Vc의 단위(m/min)와 [P] 및 [Mo]의 단위(중량%)를 충족하면 충분하다.
[관계식 3]
1 ≤ Vc ≤ 5-[P]/[Mo]
(상기 관계식 2 중, 상기 Vc는 연속 주조 시 평균 주조 속도를 나타내고, 단위는 m/min이다. 상기 [P]는 상기 슬라브 내 P의 평균 중량% 함량을 나타내고, 상기 [Mo]는 상기 슬라브 내 Mo의 평균 중량% 함량을 나타낸다.)
본 발명에서 있어서, 상기 연속 주조 시 평균 주조 속도(Vc)가 1m/min 미만이면, 표면의 P 편석을 충분히 제어하지 못해 최종재에서 표면결함이 발생할 수 있다. 또한, 상기 연속 주조 시 평균 주조 속도(Vc)가 5-[P]/[Mo]의 값을 초과하면, 표면 선상결함이 발생하여 표면 품질이 악화될 수 있다. 이는 주조 속도 증대에 따라, 슬라브의 냉각 속도가 불균일하여, 냉각에 따르는 슬라브 표면의 열 변형이나 표층 부근에 석출하는 NbC의 석출량이 불균일하게 되고, 이에 따라 표면의 균열 감수성이 상승하여 표면 결함이 열위한 결과를 가져오는 것으로 해석된다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 연속 주조 시에는, 0.80~3.0L/kg(보다 바람직하게는, 0.80~1.91L/kg)의 냉각 수량으로 냉각할 수 있다. 상기 연속 주조 시, 상기 냉각 수량이 0.80L/kg 미만이면 슬라브 표면의 냉각속도가 불균일하게 되기 쉽고, 슬라브 표면의 열 변형이나 표층 부근에 석출하는 Ti-Nb 복합 석출량이 불균일해져서, 표면 균열 감수성이 상승하고, 이에 따라 표면 결함이 발생할 수 있다. 또한, 상기 냉각 수량이 3.0L/kg을 초과하면 빠르게 응고가 진행되면서 연주 표면에 크랙이 발생하는 문제가 생길 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 슬라브를 재가열하는 단계는 1180~1230℃ 범위에서 수행될 수 있다. 상기 슬라브의 재가열 온도가 1180℃ 미만이면 FM 구간 압연 부하로 인해 생산에 문제가 생길 수 있고, 상기 슬라브의 재가열 온도가 1230℃를 초과하면 표면 스케일 결함이 발생할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 열간 압연은 마무리 압연 온도가 Ar3 이상이 되도록 수행될 수 있고, 보다 상세하게는 880~970℃ 범위로 수행될 수 있다. 상기 열간압연이 880℃ 미만이면 Ar3 온도 이하, 즉 이상역 영역에서 냉각되어 표층부에는 조대립이 생성되고, 표층 그레인(grain) 크기가 불균일하여 최종적으로 선영성에 문제가 생길 수 있다. 또한, 상기 열간압연이 970℃를 초과하면 그레인 사이즈(grain size)가 충분히 미세하지 못해서 최종적인 재질이 부족한 문제가 생길 수 있다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서 바람직하게는, 상기 마무리 압연 온도의 하한은 915℃일 수 있고, 혹은 상기 마무리 압연 온도의 상한은 940℃일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 열연강판을 권취하는 단계는 600~640℃에서 수행될 수 있다. 상기 권취 온도가 600℃ 미만이면 Ti(Nb)C 등의 석출물이 충분히 생성되지 못하면서 고용 탄소가 많아짐에 따라, 소둔 시 재결정 및 입자 성장 등 거동에 영향을 주어 원하는 강도 및 연신율을 확보하는 데 문제가 생길 수 있다. 또한, 상기 권취 온도가 640℃를 초과하면 2차 스케일 생성으로 인해 표면 열위한 문제가 생길 수 있다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서 바람직하게는, 상기 권취 온도의 하한은 612℃일 수 있고, 혹은 상기 권취 온도의 상한은 635℃일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 열연강판의 표면 스케일 제거를 위한 산세공정을 거친 후에, 70~83% 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻을 수 있다. 상기 냉간압연 시 압하율이 70% 미만일 경우, {111} 집합조직이 충분히 성장하지 않아 성형성이 열위해지는 문제가 생길 수 있다. 반면, 상기 냉간압연 시 압하율이 83%를 초과할 경우, 현장 제조 시 압연롤 부하가 매우 심해 형상이 나빠지므로 문제가 생길 수 있다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서 바람직하게는, 상기 냉간압연 시 압하율의 하한은 71%일 수 있고, 혹은 상기 냉간압연 시 압하율의 상한은 77%일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉연강판을 소둔하는 단계는, 740~830℃ 범위의 재결정 온도 이상의 온도에서 수행될 수 있다. 재결정 온도 이상의 온도에서 소둔(어닐링)함으로써 압연에 의해 발생한 변형이 제거되고, 강판이 연질화되어 가공성을 향상시킬 수 있다. 즉, 상기 소둔 온도가 740℃ 미만이면 페라이트 재결정이 완료되지 않아, 초고강도로 인한 연신율 부족의 문제가 생길 수 있다. 반면, 상기 소둔 온도가 830℃를 초과하면 재결정 완료 후 그레인(grain) 성장까지 진행되어 강도 부족의 문제가 생길 수 있다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서 바람직하게는, 상기 소둔 온도의 하한은 742℃일 수 있고, 혹은 상기 소둔 온도의 상한은 810℃일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 소둔된 냉연강판을 냉각 후, 연속하는 용융아연 도금 라인에서 그대로 용융 아연 도금하는 단계;를 포함할 수 있다. 즉, 소둔된 냉연강판을 아연 아연계 도금욕에 침지하여, 용융 아연 도금하는 단계;를 포함할 수 있고, 본 발명에 있어서 아연계 도금욕이란, 아연을 과량(즉, 50중량% 이상 100% 이하) 포함하는 도금욕을 말하고, 상기 아연계 도금욕의 조성은 특별히 한정하지 않고, 추가적으로 Al 또는 불가피한 불순물 등을 더 포함할 수 있으며, 당해 기술분야에서 통상적으로 사용되는 것을 적용 가능하다.
이후, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 측면에 따르면, 선택적으로, 상기 용융 아연 도금 후에 합금화 열처리를 500~560℃의 범위에서 수행할 수 있다. 이 때, 상기 합금화 열처리 온도가 500℃ 미만이면 합금화가 충분히 진행하지 않고, 또한 상기 합금화 열처리 온도가 560℃ 초과하면 과도하게 합금화가 진행하고 도금층이 취화하기 때문에, 프레스 등의 가공에 의해 도금이 박리하는 등의 문제를 유발할 수 있다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서 바람직하게는, 상기 합금화 열처리 온도의 하한은 520℃일 수 있고, 혹은 상기 합금화 열처리 온도의 상한은 545℃일 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 합금화 열처리된 강판에 대하여, 선택적으로, 1.0~1.6㎛ 거칠기(Ra)를 가지는 스킨 패스롤을 이용하여 조질 압연하는 단계를 더 포함할 수 있다. 상기 조질 압연 시, 스킨 패스롤의 거칠기(Ra)가 1.0㎛ 미만이면 도장 후 미려한 표면을 갖기 위한 선영성(Distinctness of image)의 확보가 어려울 수 있다. 또한, 상기 조질 압연 시, 스킨 패스롤의 거칠기(Ra)가 1.6㎛를 초과하면 프레스성에 문제가 생길 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 조질 압연하는 단계는 0.6~1.2%의 압하율로 수행될 수 있다. 상기 조질 압연 시 압하율이 0.6% 미만이면 형상 교정 등에 문제가 생길 수 있고, 1.2% 초과이면 가동전위 증가로 인한 항복강도가 너무 높아지는 문제가 생길 수 있다.
(실시예)
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기의 시릿예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리 범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에서 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실험예 1)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 강에 대하여 하기 표 2에 기재된 평균 주조 속도 및 냉각수량을 충족하도록 연속 주조를 행하여, 두께 250㎜의 강 슬라브를 얻은 후, 슬라브의 표면을 2~4㎜ 용삭처리하였다. 상기 슬라브를 1250℃로 재가열한 후, 하기 표 3에 기재된 조건으로, 열간압연-권취-냉간압연하여 평균 두께 0.85㎜의 강판을 얻었다. 이어서, 상기 강판을 연속 소둔 및 중량%로, Al: 0.121~0.133%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 아연계 도금욕에 침지하여 합금화 용융아연 도금을 진행하여 도금강판을 제조하였다.
강종 C Si P Mo Mn N Al Cu S Ti Nb B
발명강 1 0.004 0.025 0.048 0.05 0.48 0.0013 0.0347 0.08 0.0023 0.01 0.035 0.0008
발명강 2 0.0038 0.03 0.051 0.053 0.51 0.0017 0.0361 0.07 0.0034 0.008 0.033 0.0004
발명강 3 0.005 0.031 0.057 0.0576 0.48 0.0015 0.0355 0.08 0.0021 0.007 0.038 0.0006
발명강 4 0.007 0.034 0.062 0.062 0.51 0.002 0.0345 0.069 0.003 0.009 0.028 0.0007
발명강 5 0.0064 0.042 0.079 0.068 0.62 0.0013 0.0346 0.078 0.0028 0.012 0.045 0.0006
발명강 6 0.006 0.032 0.082 0.072 0.61 0.0015 0.0390 0.08 0.0032 0.011 0.041 0.0008
발명강 7 0.008 0.036 0.089 0.078 0.67 0.0013 0.0410 0.09 0.0021 0.008 0.044 0.0007
발명강 8 0.0071 0.024 0.056 0.08 0.5 0.0017 0.0290 0.1 0.0015 0.01 0.034 0.0004
비교강 1 0.014 0.03 0.07 0.015 0.8 0.0018 0.0354 0.13 0.0054 0.03 0.034 0.002
비교강 2 0.004 0.1 0.09 0.01 0.5 0.0012 0.0389 0.02 0.0022 0.05 0.021 0.001
비교강 3 0.0028 0.1 0.037 0.005 0.72 0.0018 0.0405 0.05 0.0028 0.02 0.02 0.008
비교강 4 0.012 0.15 0.045 0.001 0.9 0.002 0.0391 0.5 0.0032 0.045 0.012 0.007
비교강 5 0.04 0.028 0.07 0.05 0.7 0.0025 0.0361 0.09 0.0028 0.015 0.038 0.0008
No. 강종 Vc*
[m/min]		 [관계식 3] Wq*
[L/kg]
[P] [Mo] 5-[P]/[Mo] 값
발명예 1 발명강 1 1.01 0.048 0.05 4.04 0.85
발명예 2 발명강 2 1.05 0.051 0.053 4.04 0.80
발명예 3 발명강 3 1.06 0.057 0.0576 4.01 0.90
발명예 4 발명강 4 1.07 0.062 0.062 4 0.82
발명예 5 발명강 5 1.05 0.079 0.068 3.84 0.91
발명예 6 발명강 6 1.09 0.082 0.072 3.86 0.80
발명예 7 발명강 7 1.08 0.089 0.078 3.86 0.82
발명예 8 발명강 8 1.08 0.056 0.08 4.3 0.85
비교예 1 비교강 1 1.1 0.07 0.015 0.33 0.65
비교예 2 비교강 2 1.5 0.09 0.01 -4 0.5
비교예 3 비교강 3 1.1 0.037 0.005 -2.4 3.1
비교예 4 비교강 4 0.7 0.045 0.001 -40 2.5
비교예 5 비교강 5 3.2 0.07 0.05 3.6 3.0
비교예 6 발명강 1 4.2 0.048 0.05 4.04 2.3
Vc*: 연속 주조 시 평균 주조 속도
Wq*: 연주 시 냉각수량
No. FDT* CT* 냉간 압하율 소둔 온도 GA 합금화 온도
발명예 1 915℃ 622℃ 77% 770℃ 520℃
발명예 2 932℃ 620℃ 77% 765℃ 525℃
발명예 3 940℃ 618℃ 77% 780℃ 525℃
발명예 4 930℃ 615℃ 71% 750℃ 530℃
발명예 5 920℃ 620℃ 71% 742℃ 530℃
발명예 6 925℃ 635℃ 75% 800℃ 545℃
발명예 7 930℃ 612℃ 75% 810℃ 545℃
발명예 8 933℃ 622℃ 71% 790℃ 520℃
비교예 1 942℃ 710℃ 72% 810℃ 530℃
비교예 2 923℃ 690℃ 70% 720℃ 530℃
비교예 3 911℃ 618℃ 70% 780℃ 530℃
비교예 4 880℃ 620℃ 70% 780℃ 530℃
비교예 5 930℃ 611℃ 78% 810℃ 535℃
비교예 6 935℃ 622℃ 77% 770℃ 520℃
FDT*: 마무리 압연온도
CT*: 권취 온도
전술한 발명예 1~8 및 비교예 1~4로부터 얻어진 각 도금강판에 대하여, 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 파괴 연신율(T-El)을 측정하여 하기 표 4에 나타내었다. 구체적으로 시험편의 나비, 평행부의 길이, 두께를 측정한 뒤 인장시험기에 시편을 장착하여 시편이 파괴될 때까지 기다린 후, 그 시편의 항복강도, 인장강도 및 파괴 연신율을 측정하였다. 항복강도는 탄성변형이 일어날 때의 한계 응력으로 통상 0.2% offset을 통해 값을 나타내고, 인장강도는 최고 하중을 원단면으로 나눈 값을 나타내고, 파괴 연신율은인장시험으로부터 파단 후의 시편 변형량을 %로 나타낸 것이다. 이 때, 인장 강도가 390MPa 이상, 연신율이 28％ 이상인 경우를 합격으로 평가하였다.
한편, 딥 드로잉 가공의 지표인 r값의 평가는, 합금화 용융 아연 도금 강판으로부터 압연 방향으로 평행 방향, 45°방향, 직각 방향의 3방향에 대해, JIS5호 인장 시험편을 채취하고, 각 시험편의 r값을 측정하였다. 예를 들어, r값의 측정은, 상기한 인장 시험에서 15％ 정도의 인장 변형을 행한 시점에서의 판 두께의 변화값과 판 폭의 변화값을 측정하고, 판 두께에 대한 판 폭의 변화값의 비율을 구하면 된다. 그리고, 압연 방향으로 평행한 r값을 r0, 45°방향의 r값을 r45, 직각 방향의 r값을 r90으로 하였을 때, 각 방향의 r값을 이용한 관계식 A로부터 r값을 구하여, 상기 r값이 1.2 이상인 경우를 합격으로 평가하였다.
[관계식 A]
r = r0 + 2*r45 + r90/4
또한, 표면 선상 결함은 육안으로 검은색 라인의 형태로 확인되며 이는 SDD(Surface defect detector)상으로 코일당 전체 선상결함개수를 확인 할 수 있으며, 하기 기준에 따라 '양호' 및 '불량'으로 평가하였다.
양호: SDD상 선상결함 개수가 100개 이하
불량: SDD상 선상결함 개수가 100개 초과
또한, 전술한 관계식 1로부터 구해지는 Mo비인 "Mt/Ms"는 GDS(Glow Discharge Spectrometer)을 이용하여 측정하였다. 구체적으로, 용융아연 도금된 시편의 도금층을 산세를 통해 제거한 후, 소지철의 극표층부(즉, 소지철의 표면으로부터 두께방향으로 0.1㎛ 떨어진 지점)에서의 Mo 함량을 GDS로 측정하여 상기 극표층부에서의 Mo의 평균 함량(Mt)을 구하였다. 또한, 소지철 표면에서부터 두께방향으로 1/4t까지 연마를 행하여, 소지철 표층부(즉, 소지철의 표면으로부터 두께방향으로 1/4t 떨어진 지점; 이 때, 상기 t는 0.9mm이었다)에서의 Mo 함량을 GDS로 측정하여 상기 표층부에서의 Mo 평균 함량(Ms)을 구하였다. 이렇게 얻어진 소지철의 극표층부와 표층부에서의 Mo 농화비(즉, Mt/Ms값)를 측정하여 하기 표 4에 나타내었다.
또한, 도금강판의 두께방향(즉, 압연방향에 수직인 방향)으로의 절단면을 광학 현미경(Optical Microscope: OM)으로 미세조직을 관찰하였고, 하기 발명예 1~8 및 비교예 1~6의 미세조직이 페라이트를 99% 이상 포함하는 것을 확인하였다. 이 때, 페라이트의 평균 결정립 크기를 측정하여 하기 표 4에 나타내었다.
No. YS [MPa] TS [MPa] T-El [%] r값 표면 선상 결함 [관계식 1] GS*
[㎛]
Mt* Ms* Mt/Ms
발명예 1 275 410 35 1.7 양호 0.1 0.05 2.0 7.2
발명예 2 250 415 35 1.6 양호 0.18 0.053 3.4 7
발명예 3 235 412 32 1.6 양호 0.28 0.0576 4.9 8
발명예 4 320 452 15 1.5 양호 0.13 0.062 2.1 4.5
발명예 5 311 445 17 1.4 양호 0.14 0.068 2.1 4
발명예 6 290 450 29 1.6 양호 0.28 0.072 3.9 6.9
발명예 7 300 451 32 1.6 양호 0.2 0.078 2.6 7.2
발명예 8 270 411 38 1.7 양호 0.15 0.08 1.9 8
비교예 1 360 510 20 1.1 불량 0.013 0.015 0.9 4.6
비교예 2 620 694 8 0 불량 0.01 0.01 1.0 3
비교예 3 225 356 39 1.9 불량 0.0042 0.005 0.8 14
비교예 4 226 378 35 1.5 불량 0.001 0.001 1.0 15
비교예 5 410 480 20 0.8 불량 0.043 0.05 0.9 13
비교예 6 275 410 35 1.7 불량 0.04 0.05 0.8 7.2
Mt*: 상기 소지철의 표면으로부터 소지철측 두께방향으로 0.1㎛ 떨어진 지점에서의 Mo 평균 중량% 함량
Ms*: 소지철의 표면으로부터 소지철측 두께방향으로 1/4t인 지점에서의 Mo 평균 중량% 함량
GS*(grain size): 도금강판의 두께방향으로의 절단면을 기준으로, 페라이트의 평균 결정립 크기(평균 원상당 직경)
상기 표 4에서 볼 수 있듯이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 충족하는 발명예 1~8의 경우, 관계식 1을 모두 충족하였고, 각 도금 강판에 대하여 도금층을 염산 용액에 용해한 후 용해된 액체를 습식 분석(ICP) 방법으로 분석하여 독므층의 조성을 측정한 결과, 도금층이 중량%로, Fe: 8~13%, 잔부 Zn 및 기타 불순물로 구성되는 것을 확인하였다.
상기 발명예 1~8로부터 제조된 도금강판은 모두 인장강도가 390MPa 이상, 항복강도 205MPa 이상으로 강도 특성이 우수하면서도, 연신율이 28% 이상으로서 성형성 역시 우수하였다. 뿐만 아니라, r값이 1.2 이상으로서 딥 드로잉성이 우수함과 동시에, 표면 선상 결함이 방지됨을 확인하였다.
반면, 본 발명의 합금조성 및 제조조건 중 하나 이상을 충족하지 못하는 비교예 1~6의 경우, 본원 발명예 1~8에 비하여, 전술한 특성들 중 하나 이상의 특성이 열위함을 확인하였다.
특히, 상기 발명예 1로부터 제조된 도금강판의 표면을 주사 전자 현미경(SEM)으로 관찰한 사진을 도 1에 나타내었고, 합금화가 균일하게 진행된 것을 확인하였다. 반면, 상기 비교예 4로부터 제조된 도금강판의 표면을 SEM으로 관찰한 사진을 도 2에 나타내었고, 비교예 4에서는 합금화가 불균일하게 진행된 것을 확인할 수 있었다. 이는 본원 관계식 3을 충족하지 못하는 비교예 4에서는 P 편석구간이 많아지면서 표층 P 편석구간은 합금화 지연이 발생되어 합금화가 불균일하게 진행되기 때문이다. 또한, 도 1과 달리, 도 2에서는 홈부와 같이 파여있는 합금화가 불균일하게 일어난 부분이 발견되었고, 육안으로는 검은색의 색상차를 유발하여 외관 표면 품질이 열위함을 확인하였다.
(실험예 2)
전술한 실험예 1의 발명예 1 및 비교예 1로부터 얻어지는 도금강판에 대하여, 추가적으로 하기 표 5에 기재된 조건으로, 거칠기(Ra)를 가지는 스킨 패스롤을 이용하여 조질압연을 행하였다.
비고 No. 조질압연
스킨 패스롤 거칠기(Ra) [㎛] 압하율 [%]
발명예 1-1 발명예 1 1.0 0.60
발명예 1-2 1.60 1.20
발명예 1-3 0.8 0.5
발명예 1-4 1.8 1.3
비교예 1-1 비교예 1 3.0 1.4
전술한 각 발명예 1-1 내지 1-4 및 비교예 1-1로부터 얻어진 각 도금강판에 대하여, 관계식 1의 Mo비와, 도금층 표면조도(Ra), 페라이트 면적분율 및 페라이트 결정립의 크기를 측정하여 하기 표 6에 나타내었다. 또한, 각 발명예 및 비교예로부터 얻어진 도금강판에 대하여 전술한 실험예 1과 동일한 방법으로 평가하여, 하기 표 6에 나타내었다.
추가적으로, 도장 후의 미려함을 나타내는 척도인 선영성 평가를 위하여, 높이 17mm 수준으로 컵핑을 해서 중심부를 기점으로 압연방향으로 파상도(waviness; Wsa)를 측정하였다. Wsa 측정 시에는 블랭크 홀더(blankholder)와 다이(die) 사이에서 기판의 그 어떤 물질 이동도 완전히 억제되도록, 지름이 75mm인 할로우 펀치(hollow punch)와 블랭크홀더의 힘을 가진 압착기에서 225mm×225mm의 블랭크를 압착하여 컵(cup)들을 제작하였다. 컵의 변형은 펀치 당김 깊이를 17~18mm로 하여, 바닥의 두께 변형률이 5%±0.2%으로 조절하였다. 전술한 방법으로 측정된 Wsa값이 0.35㎛ 이하인 경우를 '양호'로, 그 이외의 경우를 '불량'으로 평가하여, 하기 표 6에 나타내었다.
비고 [관계식 1] 도금층의 표면조도 (Ra)
[㎛]		 페라이트 면적분율
[면적%]		 페라이트 결정립의 평균 크기
[㎛]		 YS
[MPa]		 TS
[MPa]		 T-El
[%]		 r값 표면 선상 결함 선영성
Mt* Ms* Mt/Ms
발명예 1-1 0.1 0.05 2.0 1.1 100 7.2 275 410 35 1.7 양호 양호
발명예 1-2 0.1 0.05 2.0 1.24 100 7.2 289 408 35 1.6 양호 양호
발명예 1-3 0.1 0.05 2.0 1.18 100 7.2 270 410 35 1.7 양호 불량
발명예 1-4 0.1 0.05 2.0 1.58 100 7.2 350 409 35 1.7 양호 양호
비교예 1-1 0.1 0.05 2.0 0.48 100 7.2 370 512 21 1.15 불량 양호
상기 표 6에서 볼 수 있듯이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 충족하는 발명예 1-1 내지 1-4의 경우, 인장강도가 390MPa 이상, 항복강도 205MPa 이상으로 강도 특성이 우수하면서도, 연신율이 28% 이상으로서 성형성 역시 우수함을 확인하였다. 뿐만 아니라, r값 역시 1.2 이상으로 딥 드로잉성이 우수함과 동시에, 표면 선상 결함이 방지됨을 확인하였다.
특히, 전술한 발명예들 중, 스킨 패스롤의 거칠기(Ra)가 1.0~1.60㎛ 범위이고, 조질 압연 시 압하율이 0.60~1.20% 범위를 충족하는 발명예 1-1 및 1-2의 경우, 발명예 1-3 및 1-4에 비하여, 도장 후 미려한 표면을 가져 선영성이 우수하였고, 프레스성이 우수하였으며, 항복강도 역시 205~340MPa 범위를 충족함을 확인하였다.
반면, 본 발명의 합금조성을 충족하지 않는 비교예 1-1의 경우, 인장강도가 너무 높고 연신율이 낮아 성형성이 열위하였고, r값이 1.2 미만이어서 딥 드로이성이 열위함과 동시에, 표면 선상 결함이 발생함을 확인하였다.

Claims (13)

  1. 소지철; 및
    상기 소지철 상에 형성된 도금층;을 포함하고,
    상기 소지철은 중량%로, C: 0.003~0.009%, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.4~1.0%, P: 0.04~0.09%, S: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, S.Al: 0.1% 이하, Mo: 0.03~0.08%, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.02~0.045%, Cu: 0.06~0.15%, B: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1을 충족하는, 도금강판.
    [관계식 1]
    1.6 ≤ Mt/Ms ≤ 6
    (상기 관계식 1 중, 상기 Mt는 상기 소지철의 표면으로부터 소지철측 두께방향으로 0.1㎛ 떨어진 지점에서의 Mo 평균 중량% 함량을 나타낸다. 상기 Ms는 상기 소지철의 표면으로부터 소지철측 두께방향으로 1/4t인 지점에서의 Mo 평균 중량% 함량을 나타낸다. 상기 t는 상기 소지철의 전체 평균 두께를 나타내고, 0.8~1mm 범위이다.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 소지철의 미세조직은 면적분율로, 페라이트를 99% 이상 포함하고, 잔부는 펄라이트인, 도금강판.
  3. 청구항 2에 있어서,
    상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 5~15㎛인, 도금강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    인장강도는 390MPa 이상이고,
    연신율은 28~43%인, 도금강판.
  5. 청구항 4에 있어서,
    항복강도는 205MPa 이상인, 도금강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 도금층은 중량%로, Fe: 8~13%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는, 도금강판.
  7. 청구항 1에 있어서,
    하기 관계식 2를 충족하는, 도금강판.
    [관계식 2]
    [P]/[Mo] ≤1.162
    (상기 관계식 2 중, 상기 [P]는 상기 소지철 중에 P의 평균 중량% 함량을 나타내고, 상기 [Mo]는 상기 소지철 중에 Mo의 평균 중량% 함량을 나타낸다.)
  8. 중량%로, C: 0.003~0.009%, Si: 0.05% 이하, Mn: 0.4~1.0%, P: 0.04~0.09%, S: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, S.Al: 0.1% 이하, Mo: 0.03~0.08%, Ti: 0.005~0.03%, Nb: 0.02~0.045%, Cu: 0.06~0.15%, B: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강을 연속 주조하는 단계;
    상기 연속 주조하여 얻어진 슬라브를 재가열하는 단계;
    재가열된 슬라브를 열간 압연하여 열연강판을 제공하는 단계;
    상기 열연강판을 권취하는 단계;
    상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제공하는 단계;
    상기 냉연강판을 소둔하는 단계; 및
    소둔된 냉연강판을 아연계 도금욕에 침지하여, 용융 아연 도금하는 단계;를 포함하고,
    상기 연속 주조는 하기 관계식 3을 충족하는, 도금강판의 제조방법.
    [관계식 3]
    1 ≤ Vc ≤ 5-[P]/[Mo]
    (상기 관계식 2 중, 상기 Vc는 연속 주조 시 평균 주조 속도를 나타내고, 단위는 m/min이다. 상기 [P]는 상기 슬라브 내 P의 평균 중량% 함량을 나타내고, 상기 [Mo]는 상기 슬라브 내 Mo의 평균 중량% 함량을 나타낸다.)
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 슬라브를 재가열하는 온도는 1180~1230℃이고,
    상기 열간 압연의 온도는 880~970℃이고,
    상기 열연강판을 권취하는 온도는 600~640℃이고,
    상기 냉간압연 시 압하율은 70~83%이고,
    상기 냉연강판을 소둔하는 온도는 740~830℃인, 도금강판의 제조방법.
  10. 청구항 8에 있어서,
    상기 연속 주조 시, 0.8~3.0L/kg의 냉각 수량으로 냉각하는, 도금강판의 제조방법.
  11. 청구항 8에 있어서,
    상기 합금화 열처리된 강판에 대하여, 1.0~1.6㎛ 거칠기(Ra)를 가지는 스킨 패스롤을 이용하여 조질 압연하는 단계를 더 포함하는, 도금강판의 제조방법.
  12. 청구항 11에 있어서,
    상기 조질 압연하는 단계는 0.6~1.2%의 압하율로 수행되는, 도금강판의 제조방법.
  13. 청구항 8에 있어서,
    상기 용융 아연 도금하는 단계 이후에, 500~560℃에서 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는, 도금강판의 제조방법.
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004169160A (ja) 2002-11-22 2004-06-17 Nippon Steel Corp 加工性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2008231447A (ja) * 2007-03-16 2008-10-02 Nippon Steel Corp 外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2009209382A (ja) * 2008-02-29 2009-09-17 Jfe Steel Corp 成形後の表面品質に優れる冷延鋼板およびその製造方法
JP2009249715A (ja) * 2008-04-09 2009-10-29 Nippon Steel Corp 塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2011246767A (ja) * 2010-05-27 2011-12-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 焼付硬化性冷延鋼板およびその製造方法
KR20180038019A (ko) * 2015-09-11 2018-04-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강판 및 법랑 제품

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4227431B2 (ja) * 2003-02-12 2009-02-18 新日本製鐵株式会社 高強度高延性鋼板及びその製造方法
CA3039083A1 (en) * 2016-10-17 2018-04-26 Tata Steel Ijmuiden B.V. Steel substrate for painted parts

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004169160A (ja) 2002-11-22 2004-06-17 Nippon Steel Corp 加工性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2008231447A (ja) * 2007-03-16 2008-10-02 Nippon Steel Corp 外観品位に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2009209382A (ja) * 2008-02-29 2009-09-17 Jfe Steel Corp 成形後の表面品質に優れる冷延鋼板およびその製造方法
JP2009249715A (ja) * 2008-04-09 2009-10-29 Nippon Steel Corp 塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2011246767A (ja) * 2010-05-27 2011-12-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 焼付硬化性冷延鋼板およびその製造方法
KR20180038019A (ko) * 2015-09-11 2018-04-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강판 및 법랑 제품

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