KR101403076B1

KR101403076B1 - 신장 플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101403076B1
Application number: KR1020120097366A
Authority: KR
Inventors: 권세웅; 조덕희
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-09-03
Filing date: 2012-09-03
Publication date: 2014-06-02
Also published as: KR20140030785A

Abstract

본 발명의 일측면인 신장플랜지성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금 강판은 중량%로, C: 0.065~0.075%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 1.7~2.0%, Al: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.02%, S: 0.006% 이하, Cr: 0.15~0.35% 및 Mo: 0.03~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 제조된 강판의 미세조직은 면적분율로, 61~70%의 페라이트 (Ferrite)와 11~20%의 마르텐사이트(Martensite) 및 15~25%의 베이나이트 (Bainite)를 포함하며, 상기 마르텐사이트(Martensite) 조직의 평균 결정립 크기는 직경 3㎛ 이하이고, 제조된 강판의 도금층의 합금화도는 9-13% 이며, 상기 도금층은 면적분율로 델타(δ)상이 85~95%인 신장플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판을 포함할 수 있다.

Description

신장 플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법 {HIGH STRENGTH GALVANNEALED STEEL SHEET WITH EXCELLENT STRETCH FLANGEABILITY AND COATING ADHESION AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 합금화 용융아연도금강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 자동차 부품 소재 등으로 사용될 수 있는 합금화 용융아연도금강판과 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 자동차 내판재 및 외판재로 사용되는 강판은 가공을 위한 신장 플랜지성 및 부식에 대한 내식성과 함께 우수한 가공성이 요구된다. 이러한 강판 중에 대표적인 것으로 용융아연도금강판(GI: Galvanized Steel Sheet)이 있으며, 이러한 용융아연도금강판은 냉연강판의 표면에 아연을 도금하여 내식성을 향상시킨 강판이다. 상기 용융아연도금강판의 내식성은 아연도금의 부착량에 의존하며, 부착량이 많을수록 내식성이 우수한 효과가 있다. 그러나 한편으로는, 상기 아연도금의 부착량이 많아질수록 강판의 용접성이 떨어지게 되는 문제가 있다. 이러한 문제점의 개선을 위해 개발된 제품이 합금화 용융아연도금강판(GA: Galvannealed Steel Sheet)이다.

합금화 용융아연도금강판은 소둔 과정을 거치지 않은 냉연강판을 연속 아연 도금라인에서 소둔하고 아연도금욕에서 도금한 다음, 합금화로(Furnace)를 통과시켜 소지철 중 Fe성분과 아연도금층의 아연성분이 합금화된 것이다. 이러한 합금화 용융아연도금강판은 소지강판의 도금층에 의해 내식성이 탁월한 효과 때문에, 국내외 많은 자동차사들은 그 사용을 적극적으로 확대하고 있다.

그러나 이러한 합금화 용융아연도금강판은, 강판의 신장플랜지 가공시에 도금층과 소지강판의 밀착 정도에 따라 도금층이 떨어져 나갈 수 있어, 가공성 측면에서 문제가 발생하는 단점이 있었다.

따라서, 상기 도금강판의 상용화를 위해, 소지강판의 높은 도금밀착성을 구현하기 위한 연구가 지속적으로 이루어져 왔다. 그 중, 강판의 제조과정에서 투입된 소지강판의 합금성분이 도금밀착성을 저하시키는 효과가 있음에 대하여 주목한 연구들이 있다. 특히, 변태강화강인 이상조직 강(Dual Phase steel; DP강)과 변태유기소성 강(Transformation Induced Plasticity; TRIP강)의 경우, 강도와 성형성 개선을 위해 망간(Mn), 실리콘(Si), 니오븀(Nb), 알루미늄(Al) 등의 합금원소 성분이 투입되는데, 상기의 성분들은 강판 제조시 냉간압연 공정 중에 강판 표면으로 농화되어 도금밀착성을 저하시키는 특징이 있다. 따라서, 상기의 강들을 합금화 용융아연도금강판으로 제조하여 사용하기에는 문제가 있었다.

상기 문제를 해결하기 위해, 특허문헌 1 내지 4에서는 크롬(Cr), 안티몬(Sb), 주석(Sn) 등의 특정성분을 일정량 첨가하여 강판의 도금밀착성을 향상시키는 기술에 대해 개시하고 있다. 그러나, 상기의 특허문헌들은 특정원소의 첨가효과 및 야금학적 거동에 대한 고찰이 명확하지 않아, 그 제조방법의 구체화에 미흡한 측면이 있었다. 또한, 상기 특허문헌에서 개시하는 기술에 따르더라도, 합금화 용융아연도금강판으로 제조될 경우 낮은 도금밀착성으로 인해, 강판의 가공성, 특히 신장플랜지성이 열위하게 되는 문제점이 여전히 남아있었다.

따라서, 합금화 용융아연도금 강판의 상용화에 있어서, 야금학적 거동이 불명확한 특별한 합금성분의 첨가 없이도, 고강도를 유지하면서도 우수한 신장플랜지성 및 도금밀착성을 구현할 수 있는 기술에 대한 필요는 지속적으로 남아있게 되었다.

일본 공개특허공보 제2002-146477호 일본 공개특허공보 제2001-064750호 일본 공개특허공보 제2002-294397호 일본 공개특허공보 제2002-155317호

본 발명의 일 측면은 신장플랜지성이 우수하고, 동시에 높은 도금밀착성을 갖는 고강도 합금화 용융아연도금 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일측면인 우수한 신장플랜지성 및 도금밀착성을 갖는 고강도 합금화 용융아연도금 강판은 중량%로, C: 0.065~0.075%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 1.7~2.0%, Al: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.02%, S: 0.006% 이하, Cr: 0.15~0.35% 및 Mo: 0.03~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 제조된 강판의 미세조직은 면적분율로, 61~70%의 페라이트 (Ferrite)와 11~20%의 마르텐사이트(Martensite) 및 15~25%의 베이나이트 (Bainite)를 포함하며, 상기 마르텐사이트(Martensite) 조직의 평균 결정립 크기는 직경 3㎛ 이하이고, 제조된 강판의 도금층의 합금화도는 9-13% 이며, 상기 도금층은 면적분율로 델타(δ)상이 85~95%인 신장플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판을 포함할 수 있다.

본 발명의 다른 일측면인 우수한 신장플랜지성 및 도금밀착성을 갖는 고강도 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.065~0.075%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 1.7~2.0%, Al: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.02%, S: 0.006% 이하, Cr: 0.15~0.35% 및 Mo: 0.03~0.07%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 880~910℃의 마무리 압연온도로 열간압연하는 단계, 상기 열연강판을 560~585℃에서 권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계, 상기 냉간압연된 강판을 780~800℃ 재결정 소둔 열처리하는 단계, 상기 재결정 연속소둔 열처리된 강판을 급냉한 후 용융아연도금 하는 단계 및 상기 용융아연도금된 강판을 470~550℃에서 합금화 열처리 후 냉각하는 단계를 포함하는 신장플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 포함할 수 있다.

본 발명의 일 측면에 따르면, 고강도를 유지하면서도 신장플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 신장 플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판이 제공되는 효과가 있다.

본 발명자들은 신장플랜지성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판을 구현하기 위하여 연구를 거듭한 결과, 강판의 성분계를 제어하고, 강판의 미세조직을 적절한 면적분율의 페라이트, 마르텐사이트 및 베이나이트로 제어하며, 도금층의 합금화도 및 델타상 분율을 제어함으로써 우수한 신장플랜지성, 도금밀착성 및 고강도가 동시에 확보된 냉연강판을 제공할 수 있음을 인지하고, 본 발명을 완성하였다.

이하, 본 발명의 일 측면에서 제공하는 합금화 용융아연강판에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 본 발명의 일 측면을 이루는 강판의 성분계에 있어서, 상기와 같이 각 성분의 함량을 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 성분원소의 함량은 모두 중량%를 의미한다.

탄소(C): 0.065~0.075 %

탄소는 오스테나이트(Austenite) 안정화 원소로서, 열연강판에서 펄라이트(Pearlite)조직과 페라이트(Ferrite)조직 내부의 탄화물을 최소화시키고, 결정립을 미세화시키는 역할을 한다. 또한, 탄소는 재고용된 복합 석출물이 소둔과정에서 부분적으로 재용해 되는 과정에서, 10~30㎛ 크기의 결정립을 제공하는 역할을 한다. 또한, 결정립계에서 나타나는 마르텐사이트 조직의 면적분율을 20%이하로 제한함으로써, 성형성에 좋은 조직구조를 발달시키는 역할을 한다.

본 발명에서, 상기 탄소의 함량은 중량%로, 0.065~0.075%로 제어함이 바람직하다. 이는, 상기 탄소함량이 0.065% 미만인 경우, 임계 온도영역에서 안정된 오스테나이트 조직을 확보하지 못하여, 냉각 후 마르텐사이트 조직이 적절한 분율로 생성되지 않기 때문에, 고강도를 확보하기 곤란하기 때문이다. 또한, 상기 탄소함량이 0.075 중량%를 초과하는 경우, 연성을 확보할 수 없고 용접성이 악화되는 측면이 있기 때문이다.

실리콘( Si ): 0.10~0.30%

실리콘은 페라이트 조직의 안정화 원소로서, 고용강화에 의해 강도를 증가시키고, 소둔 열처리후 350~600℃의 온도에서 유지하는 동안 시멘타이트(cementite)의 석출을 억제하는 성분이다. 또한, 상기 탄소성분이 임계 온도영역에서 오스테나이트 조직으로 농화되는 것을 촉진시킴으로써, 냉각 후 마르텐사이트 조직의 형성 및 연성 향상에 기여하는 원소이다.

본 발명에서, 상기 실리콘의 함량은 중량%로, 0.10~0.30%로 제어함이 바람직하다. 이는, 실리콘함량이 0.10% 미만인 경우, 상기한 오스테나이트 조직의 안정화 효과가 저하 되기 때문이다. 또한, 실리콘함량이 0.30%를 초과하는 경우, 표면 성상이 열화되면서, 실리콘 산화물이 농화되어 용접성과 도금성이 동시에 열화되는 측면이 있기 때문이다.

망간( Mn ): 1.7~2.0%

망간은 오스테나이트 조직을 안정화하는 성분이다. 즉, 소둔 후 300~580℃의 온도로 냉각하는 동안, 오스테나이트에서 펄라이트 조직으로의 분해를 지연시킴으로써, 상온 냉각시 저온 변태상인 마르텐사이트 조직을 안정하게 생성되도록 하는 효과가 있다. 또한 고용강화에 의하여 강도를 향상시키는 효과가 있으며, 강중에서 황(S)과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 슬라브(Slab)의 열간균열을 방지하는 효과도 있다. 본 발명에서는, 상기 망간의 함량을 1.7~2.0%로 제어함이 바람직하다. 이는, 상기 망간함량이 1.7 중량% 미만인 경우, 상기한 오스테나이트에서 펄라이트 조직으로의 분해를 지연시키는 효과의 구현이 어렵기 때문이다. 또한, 상기 망간함량이 2.0 중량% 를 초과하는 경우, 슬라브(Slab) 제조비용의 현저한 상승을 초래할 뿐만 아니라, 용접성 및 성형성의 열화를 초래할 수 있기 때문이다.

알루미늄( Al ): 0.01~0.03%

알루미늄은 탈산제로 사용되는 동시에, 실리콘과 같이 시멘타이트 석출을 억제하고 변태의 진행을 늦추어 오스테나이트를 안정화하는 성분이다. 즉, 고온영역 에서 입계에 편석하여, 열연강판의 결정립에서 탄화물을 미세하게 만들어주는 효과와 강중에서 불필요한 고용 질소(N)를 AlN으로써 석출시킬 수 있는 효과가 있다. 본 발명에서, 상기 알루미늄의 함량은 0.01~0.03%로 제어함이 바람직하다. 이는, 상기 알루미늄 함량이 0.01% 미만의 경우, 상기한 오스테나이트 안정화 및 고용질소 석출 효과의 실질적인 구현이 어렵기 때문이다. 또한, 0.03%를 초과하는 경우, 연속주조시 노즐 막힘을 일으키고, 주조시 알루미늄 산화물 등에 의해 열간취성과 연성이 현저히 저하될 수 있으며, 표면불량 현상이 야기되기 때문이다.

인(P): 0.01~0.02%

인은 고용강화에 의하여 강도를 증가시키는 성분으로서, 실리콘과 함께 첨가하면 온도가 300~ 580℃로 유지되는 동안 시멘타이트 조직의 석출을 억제시키고, 오스테나이트 조직으로 탄소 농화를 촉진시키는 효과가 있다. 본 발명에서, 상기 인의 함량은 0.01~0.02%로 제어함이 바람직하다. 이는, 0.01% 미만의 경우, 인 성분을 첨가함으로써 발생하는 상기의 효과가 실질적으로 구현되기 어렵기 때문이며, 0.02%를 초과할 경우, 2차 가공취성에 불리하며 아연도금의 밀착성을 저하시키고 합금화 성질을 저하 시킬 수 있기 때문이다.

황(S): 0.006% 이하

황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, Fe와 결합하여 FeS를 형성하며 이에 따라 열간취성을 유발할 수 있으므로, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직한 성분이다. 따라서, 이론상으로는 황의 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 황 성분은 불가피하게 미량 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 그 함량의 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 0.006% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

몰리브덴( Mo ): 0.03%~0.07%

몰리브덴은 열간압연 후 냉각과정에서 복합석출을 유도하는 성분이지만, 재용해 온도가 낮기 때문에 소둔 과정에서 복합 석출물 내의 몰리브덴과 결합한 탄소를 재고용시키기 위한 성분이다. 본 발명에서는 상기 몰리브덴의 함량을 0.03~0.07%로 제어함이 바람직하다. 이는, 0.03%미만의 경우, 상술한 몰리브덴 첨가의 효과가 실질적으로 구현되기 어렵기 때문이며, 0.07%를 초과한 경우, 재고용량이 적어져서 저온변태상 형성이 어렵고 생산비용의 현저한 상승을 초래하기 때문이다.

크롬( Cr ): 0.15~0.35%

크롬은 본 발명에서 가장 중요한 원소중 하나로, 담금질성을 향상 시켜, 안정되게 저온변태상을 형성시키는데 매우 유효한 성분으로서, 탄화물의 미세화를 유발하고, 구상화 속도를 지연시키며, 결정립 미세화, 결정립의 성장 저지 억제 및 페라이트 강화 효과를 가져온다. 또한, 용접시의 열영향부(HAZ)의 연화를 억제하는 효과도 있다. 본 발명에서는 상기 크롬의 함량을 0.15~0.35%로 제어함이 바람직하다. 이는, 크롬 성분이 0.15% 미만으로 첨가되면 탄소(C)와의 결합이 너무 적어져 재고용시키기 어려운 측면이 있기 때문이다. 또한, 0.35%를 초과하면 HAZ의 경도 상승이 지나치게 커지기 때문이다.

본 발명의 일 측면에 따른 합금화 용융아연도금강판은, 상기 성분 원소들 외에도 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

본 발명의 일 측면에 따른 상술한 성분계를 가지는 합금화 용융아연도금강판은, 신장 플랜지성, 도금 밀착성 및 강도 측면에서의 우수한 기계적 물성을 가지기 위한 추가적인 조건으로서, 제조된 냉연강판의 미세 조직의 상분율, 마르텐사이트 조직의 평균 결정립 크기, 도금층의 합금화도 및 델타(δ) 상의 면적분율에 대하여도 한정하는 것이 바람직하다.

본 발명의 일 측면에 따른 합금화 용융아연도금강판의 미세조직은, 면적분율을 기준으로, 11~20%의 마르텐사이트 (Martensite), 15~25%의 베이나이트(Bainite) 및 잔부 페라이트로 이루어지는 것이 바람직하다. 또한, 상기 마르텐사이트 조직의 평균 결정립 크기는, 직경3㎛ 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기와 같이 조직구조 및 결정립 크기를 제어함으로써, 제공되는 합금화 용융아연도금 강판의 신장 플랜지성이 급격히 향상되는 효과가 있다.

또한, 본 발명의 일 측면에 따른 합금화 용융아연도금강판의 도금층 합금화도는 9~13%인 것이 바람직하다. 이는 합금화도가 상기의 수치제어 범위를 벗어날 경우, 도금층의 내파우더링성과 같은 도금 밀착성이 저하되는 효과가 발생할 수 있기 때문이다.

또한, 상기 도금층은 델타(δ)상을 면적분율로 85~95% 포함하는 것이 바람직하다. 상기 델타상의 면적분율은 높을수록 바람직한데, 85% 미만의 경우, 파우더링성이 취약해져서 본 발명에서 의도하는 효과를 구현하기 어려운 측면이 있고, 95%를 초과하여서는 그 구현이 어렵기 때문에 본 발명에서는 85~95%로 제어한다.

하기에서는, 상술한 신장 플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판을 제조하기 위한 제조방법 중, 본 발명자들에 의해 도출된 가장 바람직한 일례에 대하여, 구체적으로 설명한다. 다만, 본 발명의 사상이 하기의 일례에 한정되는 것은 아니다.

본 발명의 일 측면에 따른 신장 플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법은, 상술한 성분조성을 가진 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 권취, 냉간압연, 연속소둔, 용융아연도금 및 합금화 열처리의 연속 주조공정을 통해, 목표로 하는 기계적 성질이 구현된 합금화 용융아연도금강판으로 제조된다.

하기에서는, 각 공정에 따른 구체적인 조건에 대하여 설명 한다.

재가열단계

상기 조성을 갖는 강 슬라브를 열간압연을 위하여 재가열한다. 이 때, 상기 재가열 온도는 1150~1250℃ 가 바람직하다.

열간압연단계

상기의 성분계를 갖도록 조성된 슬라브를 열간압연 한다. 이 때, 열간 압연의 마무리 압연은 880~910℃ 온도에서 실시하는 것이 바람직하다. 이는, 열연조직이 적절한 크기로 미세해지도록 하기 위함이며, 마무리 압연온도가 상기의 바람직한 범위를 벗어나게 되면, 스트레인 어닐링이 발생하여 결정 조직에서 조대립이 발생함으로써, 드로잉성이 저하될 수 있기 때문이다.

또한, 상기 열간압연단계 후에는, 고압의 스케일 제거 장치를 사용하거나 강한 산세처리(Pickling)로 표면의 스케일을 제거하는 것도 바람직하다.

권취단계

다음으로는, 상기 열간 압연된 강판을 560~585℃의 온도에서 권취한다. 권취상태에서는, 탄화물을 원활하게 형성하여 고용탄소를 최소화시키고, AlN을 최대한으로 석출 시킴으로써, 강내부 고용질소의 형성을 최소화시킨다. 이러한 권취 온도는 냉간압연 및 재결정 열처리 후 최적의 기계적 물성을 얻기 위한 조직을 결정하는 효과가 있다. 즉, 권취 온도가 560℃미만일 경우 베이나이트나 마르텐사이트 조직으로 인해 냉간 압연이 어렵고, 585℃ 초과일 경우 최종 미세조직이 조대해지므로 충분한 강도를 갖는 강판을 제조하기 힘들다. 따라서, 본 발명의 일 측면에서는 상기 권취단계의 온도는 560~585℃가 바람직하다.

냉간압연단계

다음으로는, 상기 권취된 열연강판을 산세한 후, 냉간압연한다. 이 때, 냉간 압하율은 50~90%로 하는 것이 바람직하다. 상기 냉간압연은 열연조직을 변형시키고, 그 변형 에너지는 재결정 과정의 에너지가 된다. 이 때, 냉간 압하율이 50% 미만에서는 이러한 변형효과가 미미하다. 또한, 90%를 초과하면 현실적으로 압연이 힘들며, 열연강판에서 복합 석출물이 압연중 분해되어, 재결정 초기과정에서 (100)집합조직을 발달시킴으로써, 드로잉성을 해치고 강판의 가장자리에 균열 및 파단이 일어날 확률을 높이게 된다. 따라서, 상기 냉간 압하율의 범위는 50~90%로 하는 것이 바람직하다.

재결정 소둔 열처리 단계

다음으로는, 상기 냉간 압연된 강판을 재결정 소둔 열처리한다. 이 때의 소둔방식은 연속소둔 방식이 좋다. 상기 재결정 소둔 열처리는 재결정 및 결정립의 성장을 통하여, (111)집합조직을 발달시킴으로써 드로잉성을 향상시키고, 미세한 복합 석출물을 재용해시켜 고용탄소를 용출시키도록 이루어져야 한다. 또한, 상기 재결정 소둔 열처리 단계에서는 2상 영역에서 생성된 오스테나이트 상이 펄라이트로 다량 변태되지 못하도록 충분한 냉각속도로 냉각하는 것이 중요하다.

본 발명의 일 측면에 따르면 상기의 재결정 소둔 열처리 단계는 780~800℃에서 실시되는 것이 바람직하다. 상기의 재결정 소둔 열처리는, 페라이트와 오스테나이트의 2상 조직을 만들기 위하여 Ac1 변태점에서 Ac3 변태점 사이의 온도에서 행해져야 한다. 이 때, 780℃ 미만의 온도에서는, 시멘타이트의 재고용을 위하여 지나치게 많은 시간이 필요하게 된다. 또한, 800℃ 초과의 온도에서는 오스테나이트 면적율이 너무 크게 되어 오스테나이트의 탄소농도가 감소하게 된다. 따라서, 상기의 재결정 소둔 열처리 단계의 온도 범위는 780~800℃인 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기의 재결정 소둔 열처리 단계는 10~200초간 실시되는 것이 바람직하다. 이는 10초 미만의 경우, 상기 재결정소둔 열처리에 따른 효과가 구현되기 어렵기 때문이며, 200초를 초과하게 될 경우, 그 효과가 포화되는 효과가 있기 때문이다.

급냉 및 용융아연도금 단계

상기 재결정 소둔 열처리된 강판을 용융아연도금 하는 데에 있어서, 급냉한 후, 용융아연 도금을 실시한다. 이 때, 상기 급냉은 5~50℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 급냉은 400~470℃까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이는 상기 급냉종료온도가 400℃ 미만의 경우, 강판의 조직구조가 모두 마르텐사이트로 변태되기 때문에 강도의 급격한 상승과 함께 가공성이 감소되기 때문이다. 또한, 상기 급냉종료온도가 470℃를 초과하면, 강판의 조직구조가 베이나이트 상으로 변태되기 때문에 연성이 감소하기 때문이다.

합금화 열처리 및 냉각단계

용융아연도금이 완료 되면 도금층의 안정적 성장을 위해 통상의 방법으로 470~550℃ 온도영역에서 합금화 열처리를 실시한다. 이후, 상기 합금화 열처리된 강판을 냉각한다. 이 때 상기 냉각은 5~50℃/sec 이상의 냉각속도로 이루어지는 것이 바람직하다. 또한, 상기 냉각은 250~350℃의 온도범위까지 냉각하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 제조하고, 하기 표 2에 표시된 각 공정조건을 포함하여 열간압연, 냉간압연, 재결정 소둔 열처리, 급냉후 용융아연도금 및 합금화 열처리 후 냉각을 실시하여 합금화 용융아연도금 강판을 제조하였다.

하기 표 2의 각 공정조건에 따라 제조된 합금화 용융아연도금 강판에 대하여, 인장강도(TS) 및 연신율(EL)을 측정하였. 그 결과값을, 본 발명의 일 측면에서 제어하는 600이상의 인장강도(MPa), 21이상의 연신율(%) 및 14,000이상의 TS×El(Mpa%)을 기준으로 하여, 세가지를 모두 만족하는 경우에는 ○, 두가지를 만족하는 경우에는 △, 두가지 이상을 만족하지 못하는 경우에는 ×표시로, 하기 표 2에 기재하였다.

또한, 제조된 합금화 용융아연도금강판의 미세조직 구조와 마르텐사이트 조직의 결정립 크기를 관찰하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

또한, 제조된 합금화 용융아연도금 강판에 대하여, 합금화도(%) 및 델타상의 면적분율(%)을 관찰하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 또한, 통상의 파우더링 시험을 통해 도금밀착성을 평가해본 결과, 본 발명의 일 측면에서 제어하는 합금화도(%) 9~13% 및 델타상 분율 85~95%을 동시에 만족할 경우 본 발명에서 의도하는 정도의 우수한 도금밀착성이 나타남을 확인하였다. 따라서, 상기 합금화도 및 델타상 분율을 둘 다 만족하는 경우에는 ○, 둘 중 한가지만 만족하는 경우에는 △, 두가지 모두 만족하지 못하는 경우에는 ×로 하여 그 도금밀착성의 정도를 표 3에 표시하였다.

구분	C	Si	Mn	Al	P	S	Cr	Mo
발명강1	0.067	0.11	1.7	0.021	0.017	0.005	0.21	0.06
발명강2	0.072	0.14	1.8	0.015	0.019	0.004	0.22	0.06
발명강3	0.075	0.23	1.8	0.019	0.017	0.004	0.25	0.06
발명강4	0.066	0.18	1.7	0.023	0.014	0.003	0.29	0.04
발명강5	0.069	0.28	1.9	0.026	0.015	0.005	0.32	0.03
발명강6	0.071	0.15	1.9	0.011	0.013	0.003	0.35	0.03
발명강7	0.072	0.26	1.7	0.027	0.015	0.003	0.23	0.06
발명강8	0.067	0.25	1.8	0.023	0.012	0.005	0.31	0.04
발명강9	0.073	0.14	1.7	0.026	0.011	0.004	0.26	0.05
발명강10	0.068	0.12	1.9	0.016	0.017	0.006	0.24	0.07
발명강11	0.072	0.18	1.8	0.021	0.019	0.004	0.22	0.07
발명강12	0.068	0.18	1.8	0.013	0.015	0.003	0.31	0.03
발명강13	0.069	0.27	1.7	0.019	0.016	0.004	0.25	0.05
발명강14	0.073	0.29	1.8	0.028	0.014	0.006	0.25	0.06
발명강15	0.065	0.13	2.0	0.029	0.013	0.003	0.33	0.03
비교예1	0.045	0.14	1.4	0.012	0.009	0.006	0.11	0.09
비교예2	0.054	0.12	1.9	0.016	0.012	0.005	0.17	0.06
비교예3	0.051	0.18	1.7	0.012	0.012	0.003	0.16	0.07
비교예4	0.063	0.17	1.9	0.016	0.005	0.005	0.18	0.06
비교예5	0.077	0.17	1.4	0.009	0.015	0.006	0.12	0.09
비교예6	0.052	0.27	1.7	0.025	0.009	0.004	0.09	0.06
비교예7	0.063	0.30	1.5	0.012	0.015	0.003	0.12	0.09
비교예8	0.084	0.14	1.7	0.016	0.012	0.004	0.15	0.06
비교예9	0.079	0.12	1.9	0.009	0.009	0.005	0.16	0.07
비교예10	0.078	0.18	1.4	0.025	0.005	0.004	0.08	0.09
비교예11	0.051	0.12	2.1	0.027	0.012	0.006	0.19	0.06
비교예12	0.064	0.18	1.9	0.012	0.007	0.003	0.16	0.07
비교에13	0.059	0.11	2.1	0.026	0.015	0.005	0.16	0.06
비교예14	0.076	0.23	1.5	0.008	0.009	0.004	0.19	0.05
비교예15	0.081	0.17	2.1	0.019	0.012	0.003	0.17	0.07

구분	마무리 압연온도 (℃)	권취 온도 (℃)	재결정소둔 열처리온도 (℃)	합금화온도 (℃)	TS (Mp)	El (%)	TS×El (Mpa%)	TS, El, TS×El 종합평가
발명강1	883	571	786	470	609	23	14007	○
발명강2	883	575	799	550	626	24	15024	○
발명강3	909	560	787	510	677	23	15571	○
발명강4	901	567	787	520	661	24	15864	○
발명강5	897	574	799	510	670	21	14070	○
발명강6	899	573	794	480	721	23	16583	○
발명강7	905	579	787	470	643	22	14146	○
발명강8	884	562	781	540	695	23	15985	○
발명강9	888	567	789	490	652	23	14996	○
발명강10	899	564	794	520	702	22	15444	○
발명강11	909	581	787	530	668	21	14028	○
발명강12	899	564	784	520	653	22	14366	○
발명강13	905	575	794	490	635	25	15875	○
발명강14	883	560	791	480	677	22	14894	○
발명강15	909	585	787	470	687	21	14427	○
비교예1	901	549	777	460	565	24	13560	×
비교예2	897	545	774	460	541	24	12984	×
비교예3	899	547	794	460	566	25	14150	△
비교예4	905	539	777	520	558	27	15066	△
비교예5	874	533	774	450	582	25	14550	△
비교예6	888	593	794	540	405	26	10530	×
비교예7	897	597	767	530	582	23	13386	×
비교예8	899	603	771	560	507	28	14196	△
비교예9	901	591	799	520	566	25	14150	△
비교예10	874	549	794	570	514	26	13364	×
비교에11	888	545	777	530	575	23	13225	×
비교예12	897	547	774	540	566	26	14716	△
비교에13	901	539	794	540	524	23	12052	×
비교에14	897	533	767	530	533	24	12792	×
비교예15	897	612	794	520	583	22	12826	×

구분	Ferrite(%)	Martensite(%)	Bainite(%)	M Size(㎛)	합금화(%)	델타상(%)	도금밀착성
발명강1	61	11	25	2.6	9.1	90.1	○
발명강2	64	20	16	1.3	12.9	93.8	○
발명강3	66	18	16	1.3	11	92.5	○
발명강4	68	17	15	1.6	11.6	91.1	○
발명강5	62	18	20	0.8	10.9	94.3	○
발명강6	65	11	24	1.2	10.2	92.1	○
발명강7	69	12	19	2.5	9.2	91.9	○
발명강8	70	12	18	1.9	12.7	90.2	○
발명강9	69	10	21	1.8	10.4	89.9	○
발명강10	62	15	23	2.1	11.4	88.6	○
발명강11	65	17	18	0.6	12.8	94.3	○
발명강12	67	14	19	2.2	11.2	85.1	○
발명강13	63	15	22	0.9	10.4	87.7	○
발명강14	64	11	25	2.9	10.1	87.6	○
발명강15	61	20	19	0.6	9.2	85.9	○
비교예1	66	3	31	0.9	8.7	85.5	△
비교예2	69	9	22	2.1	7.9	81.1	×
비교예3	62	7	31	0.9	8.8	83.6	×
비교예4	63	4	33	0.3	6.7	84.5	×
비교예5	67	8	25	2.1	7.1	81.6	×
비교예6	62	9	29	0.9	8.1	80.9	×
비교예7	65	9	26	0.9	12.3	81.7	×
비교예8	69	3	28	1.8	14.1	83.1	×
비교예9	69	7	24	0.5	11.6	78.9	△
비교예10	62	5	33	1.7	15.4	79.8	×
비교예11	63	9	28	0.3	12.1	77.8	△
비교예12	67	5	28	0.5	12.4	78.2	△
비교에13	63	9	28	2.1	12.4	83.1	△
비교예14	64	8	28	1.8	12.7	78.4	△
비교예15	63	9	28	0.5	11.5	78.8	△

상기 표 2의 각 공정조건을 포함하는 각 공정에 따라 순차적으로 실시하여 제조된 합금화 용융아연도금 강판의 기계적 물성을 분석한 결과, 상기 합금화 용융아연도금 강판의 발명예(1~15)는 인장강도(Tensile strength)가 600Mpa 이상, 연신율(El)이 21%이상이며, TS × El이 14,000MPa% 이상인 특징을 공통적으로 가지고 있음을 확인할 수 있었다.

또한, 상기 공정을 통해 제조된 합금화 용융아연도금 강판의 발명예(1~15)의 미세조직은 면적분율로 마르텐사이트(Martensite) 11~20% 및 베이나이트(Bainite) 15~25% 및 잔부 페라이트(Ferrite)를 형성하고 있었으며, 상기 마르텐사이트(Martensite) 조직의 평균 결정립 크기는 직경 3㎛ 이하를 형성하고 있는 것을 확인할 수 있었다. 또한, 상기 발명예(1~15)의 경우, 합금화도가 9~13%, 도금층의 델타(δ)상이 85~95%의 범위로 형성되어 본 발명의 일 측면에서 제어하는 범위를 만족하고 있음을 확인할 수 있었다.

그에 반해, 상기 표 1 내지 3의 비교예(1~15)를 통해, 본 발명의 일 측면에서 제공하는 성분계를 만족하지 아니하는 강 슬라브로부터, 본 발명의 다른 일 측면에서 제공하는 각 공정의 조건을 충족하지 아니하도록 제조된 합금화 용융아연도금 강판의 경우, 상기 강판의 기계적 물성(인장강도, 연신율, 인장강도 × 연신율), 각 미세조직의 면적분율, 마르텐사이트 조직의 결정립 크기, 합금화도 및 합금층의 델타상 면적분율 중 하나 이상의 영역에서 본 발명에서 제어하는 수치범위를 만족하지 못하고 있음을 확인할 수 있었다.

특히 상기의 비교예에서 제공된 강 슬라브의 성분계는, 모두 탄소 함량이 지나치게 높거나 낮고, 크롬의 함량이 지나치게 낮아 본 발명의 제어범위를 벗어나고 있다. 또한, 비교예 1, 7의 경우 추가적으로 망간 성분의 함량이 본 발명의 제어범위보다 낮으며, 비교예 11, 13, 15의 경우 상기 망간 성분의 함량이 본 발명의 제어범위보다 높은 특징을 가진다. 또한, 비교예 4, 10의 경우에는 본 발명의 제어범위보다 인의 함량이 지나치게 낮게 포함된 특징을 가진다. 또한, 각 비교예의 슬라브를 냉연강판으로 제조하는 제조공정 각 단계에서의 온도는, 본 발명에서 제어하는 수준보다 낮거나 높은 온도로 설정하였다.

이러한 각 성분의 함량 또는 각 공정의 온도범위 중 하나 이상이 본 발명의 제어범위를 벗어나는 조건에서 제조된 비교예(1~15)들은, 각 성분원소의 함량제어 및 각 제조공정의 온도제어범위를 벗어났을 경우의 효과로서 상술했던 것과 동일하게, 우수한 신장플랜지성 및 도금밀착성을 구비하지 못하였다.

즉, 각 조직구조의 면적분율, 마르텐사이트 결정립의 크기, 도금층의 합금화도 및 합금층의 델타상 면적분율 중 하나 이상을 본 발명의 제어범위 내로 확보하지 못하였고, 인장강도 또는 연신율 중 어느 한 기계적 물성만 강조되어, 본 발명이 목표로 하는 고강도 및 우수한 신장플랜지성의 양 측면을 동시에 만족하는 합금화 용융아연도금강판을 구현하지 못하였다.

특히, 상기의 비교예(1~15)들에서는 마르텐사이트 조직이 안정적으로 확보되지 못하고, 베이나이트 조직이 과도하게 생성됨으로써, 전체적으로 연신율이 본 발명의 제어범위(21%)보다 높은 수준으로 구현되었으나, 그 강도에 있어서는 제어하는 인장강도의 수준(600MPa)보다 저조한 특징을 가지게 되었다. 따라서, 양 측면을 동시에 균형있게 만족시키는 지표로서 산정한 TS × El 값이 14,000MPa% 이상 되도록 하는 본 발명의 제어범위 내로는 모든 비교예가 진입하지 못하였다.

또한, 상기의 비교예(1~15)의 합금화도 및 델타상의 면적분율 중 하나 이상의 지표가, 본발명의 일 측면에서 제어하는 범위내로 확보되지 못함으로써, 본 발명에서 의도하는 정도의 우수한 도금밀착성을 갖는 합금화 용융아연도금강판이 제공되지 않았음을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.065~0.075%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 1.7~2.0%, Al: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.02%, S: 0.006% 이하, Cr: 0.15~0.35% 및 Mo: 0.03~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
강판의 미세조직은 면적분율로, 61~70%의 페라이트 (Ferrite)와 11~20%의 마르텐사이트(Martensite) 및 15~25%의 베이나이트 (Bainite)로 이루어지며,
상기 마르텐사이트(Martensite) 조직의 평균 결정립 크기는 직경 3㎛ 이하이고,
강판의 표면에 합금화 용융아연 도금층을 포함하며,
상기 도금층의 합금화도는 9~13% 이며,
상기 도금층은 델타(δ)상을 면적분율로 85~95% 포함하는 신장플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판.
청구항 1에 있어서,
상기 합금화 용융아연도금강판은 인장강도(TS)가 600MPa 이상이고, 연신율(El)이 21% 이상이며, TS × El이 14,000MPa% 이상인 신장플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판.
중량%로, C: 0.065~0.075%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 1.7~2.0%, Al: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.02%, S: 0.006% 이하, Cr: 0.15~0.35% 및 Mo: 0.03~0.07%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 880~910℃의 마무리 압연온도로 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 560~585℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 780~800℃ 재결정 소둔 열처리하는 단계;
상기 재결정 연속소둔 열처리된 냉연강판을 급냉한 후 용융아연도금 하는 단계; 및
상기 용융아연도금된 강판을 470~550℃에서 합금화 열처리 후 냉각하는 단계를 포함하는 신장플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
청구항 3에 있어서,
상기 소둔열처리하는 단계는 10~200초 동안 이루어지는 신장플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
청구항 3에 있어서,
상기 소둔열처리된 강판의 급냉은, 5~50℃/sec의 냉각속도로 400~470℃까지 냉각하는 신장플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.