KR101647225B1 - 표면품질 및 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

표면품질 및 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101647225B1
KR101647225B1 KR1020140187631A KR20140187631A KR101647225B1 KR 101647225 B1 KR101647225 B1 KR 101647225B1 KR 1020140187631 A KR1020140187631 A KR 1020140187631A KR 20140187631 A KR20140187631 A KR 20140187631A KR 101647225 B1 KR101647225 B1 KR 101647225B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
temperature
plating
less
cold
Prior art date
Application number
KR1020140187631A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20160077571A (ko
Inventor
김명수
강기철
김종상
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020140187631A priority Critical patent/KR101647225B1/ko
Publication of KR20160077571A publication Critical patent/KR20160077571A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101647225B1 publication Critical patent/KR101647225B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 1~2.5%, Mn: 2.5~10%, sol.Al: 0.001~0.5%, P: 0.04% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.02% 이하 (0% 제외), Cr: 0.1~0.7%, Mo: 0.1% 이하, Ti: (48/14)*[N]~0.1%, Ni: 0.005~0.5%, Sb: 0.01~0.07%, Nb: 0.1 이하, B: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 냉연강판 및 상기 냉연강판 상에 용융아연도금되고 합금화되어 합금화도금층을 형성하고, 상기 합금화도금층의 두께방향 1/2 지점에서의 철(Fe)함량의 표준편차는 3% 이내인 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판을 제공한다.

Description

표면품질 및 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판 및 그 제조방법 {HIGH-STRENGTH GALVANNEALED SHEET STEELS HAVING EXCELLENT SURFACE QUALITIES AND POWDERING RESISTANCE AND　METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 자동차 차체 구조용 부재 등에 사용될 수 있는 고강도 용융아연도금강판에 관한 것으로, 더 상세하게는, 1000MPa 이상의 높은 인장강도를 가지면서도 프레스 성형성이 우수할 뿐만 아니라, 표면품질 및 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 지구환경 보전을 위한 이산화탄소의 규제에 따른 자동차의 경량화 및 자동차의 충돌 안정성을 향상하기 위한 자동차용 강판의 고강도화가 지속적으로 요구되고 있다. 이러한 요구를 만족시키기 위해서 최근 1000MPa 이상의 고강도강판이 개발되어 자동차에 적용되고 있다. 강판의 강도를 높이는 방법으로는 탄소를 비롯한 강의 강화성분들의 첨가량을 증가시키는 방법으로 쉽게 높은 강도의 강판을 제조할 수 있지만, 자동차 차제용 강판의 경우 차체로 성형하는 과정에서 크랙이 발생하지 않아야 하므로 강판의 연신율도 동시에 확보되어야 한다.
자동차용 강판의 강도와 연성을 동시에 확보하기 위해서 강중에 주로 첨가하는 성분들로 Mn, Si, Al, Cr 및 Ti 등이 있으며, 이들의 첨가량을 적절히 조절하고 제조공정 조건을 제어하면 높은 강도와 연성을 갖는 강판을 제조할 수 있다.
또한, 자동차의 수명연장을 위해 자동차에 사용되는 강판은 강도와 연성뿐만 아니라, 내식성을 향상시킬 필요가 있고, 내식성의 향상을 위해 주로 용융아연도금강판과 합금화용융아연도금강판(이하 GA)이 사용되고 있다. GA 강판을 제조하기 위해서는 용융아연도금 후 강판을 냉각하지 않고 바로 가열처리를 실시하여 소지Fe과 Zn도금층을 열확산시켜 Zn-Fe합금화도금층을 만든다. 철함량이 중량%로 8~12%를 갖는 GA강판은 우수한 내식성을 가질 뿐 아니라, 용접성 및 도장성이 합금화하지 않은 용융아연도금강판(GI)에 비해 우수하므로 자동차용 강판으로 널리 사용된다.
1000MPa 이상의 강도를 갖는 자동차용 고강도강판의 경우에는 강중에 Si, Mn, Al등의 성분을 첨가하여 목표로 하는 강도와 연신율을 확보하는 것이 일반적이다. 그러나, 강중에 산화하기 쉬운 Si, Mn, Al이 포함된 고강도 강판은 소둔로 중에 존재하는 미량의 산소 혹은 수증기와 반응하여 강판 표면에 Si, Mn 또는 Al 단독 혹은 복합산화물을 형성함으로써, 아연의 젖음성을 방해하여 도금강판 표면에 국부적 혹은 전체적으로 아연이 부착되지 않은 일명 미도금이 발생하여 도금강판 표면품질을 크게 떨어뜨린다. 또한 GA를 제조하기 위한 가열처리 과정에서 도금층/소지 계면에 존재하는 Si, Mn 및 Al의 단독 또는 복합산화물이 Fe와 Zn간의 확산을 억제시킨다. 따라서, 산화물이 얇거나 없는 부위에서는 확산이 빨라 합금화가 일어나지만 반대로 산화물이 두꺼운 부위에서는 확산이 억제되어 미합금화가 일어난다. 결국, 소둔 후 표면 산화물이 두꺼운 강판의 경우에는 일정량의 철함량을 갖는 Zn-Fe합금층을 얻기 위해 가열온도를 높여야 하며, 이 경우 부분적으로 과합금화가 일어나는 것을 피할 수 없다. 이러한 과합금화에 의하여, 도금층 내 철함량이 높아지면 강판의 용접성, 도장성 등은 우수하지만, 합금화도금층의 경도가 증가하여 강판의 성형 시 도금층이 탈락하는 파우더링의 발생이 심해진다. 이와 같은 도금층의 파우더링의 발생이 심해지면, 성형과정에서 성형다이의 오염으로 인해 청소주기가 빨라지게 되고, 도금층 탈락으로 강판의 내식성이 열위해지므로 도금층 파우더링을 최소화해야 할 필요가 있다.
이러한 문제점을 해결하기 위하여, 여러가지 기술이 제안되어 왔고, 그 중 특허문헌 1에서는 소둔과정에서 공기와 연료를 공연비 0.80~0.95로 제어하여, 산화성 분위기의 직접 화염로(direct flame furnace)내에서 강판을 산화시켜, 강판 내부 일정한 깊이까지 Si, Mn 및 Al의 단독 또는 복합산화물을 포함하는 철 산화물을 형성시킨 다음, 환원성 분위기에서 환원소둔시켜 철 산화물을 환원시킨 다음 용융아연도금을 실시하여 도금품질이 우수한 용융아연도금 또는 합금화 용융아연도금 강판을 제공하고 있다. 이와 같이 소둔공정에서 산화 후 환원 방법을 사용하면, 강판 표층에서부터 일정 깊이에 Si, Mn, Al등 산소와 친화력이 큰 성분들이 내부 산화되어 표층으로 확산이 억제되므로, 상대적으로 표층에는 Si, Mn 및 Al의 단독 또는 복합산화물이 줄어들게 되어 도금욕 중에서 아연과의 젖음성이 개선되어 미도금을 감소시킬 수 있다. 즉, 철이 산화될 수 있는 높은 산소 분압하에서 가열하면 표층부 일정 깊이까지 철이 산화되어 철산화물 층을 형성한다. 철보다 산화가 쉬운 원소들은 철산화층 아래에서 산화되어 산화물로 존재하기 때문에 더 이상 표면으로 확산하지 못한다. 이후 이어지는 환원공정에서 철산화물은 일정량의 수소가 포함된 분위기 중에서 쉽게 철로 환원되어 표층에는 환원된 철층으로 존재하기 때문에 아연과의 젖음성이 좋아 도금성이 개선된다.
그러나, 상기 특허문헌 1의 방법은 산화공정에서 생긴 철산화층 아래에 존재하는 Si, Mn 및/또는 Al로 구성된 내부 산화층이 존재하고, 이들 내부 산화층 역시 도금 후 합금화를 위한 가열처리 과정에서 소지철이 도금층으로 확산하는 것을 방해하는 확산억제층으로 작용하기 때문에, 8~12%정도의 철함량을 갖는 GA강판을 제조하기 위해서는 합금화온도를 높여야 한다. 따라서, 부분적으로 과합금화된 부위가 존재하게 되므로, 결국 성형 시 내파우더링성이 떨어지는 문제가 발생하게 된다.
대한민국 공개특허 제2010-0030627호
본 발명의 일태양은 1000MPa 이상의 높은 인장강도를 가지면서도 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판을 제공하고자 한다.
본 발명의 또 다른 일태양은 1000MPa 이상의 높은 인장강도를 가지면서도 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판을 제조하는 방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일태양은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 1~2.5%, Mn: 2.5~10%, sol.Al: 0.001~0.5%, P: 0.04% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.02% 이하 (0% 제외), Cr: 0.1~0.7%, Mo: 0.1% 이하, Ti: (48/14)*[N]~0.1%, Ni: 0.005~0.5%, Sb: 0.01~0.07%, Nb: 0.1 이하, B: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 냉연강판 및 상기 냉연강판 상에 형성된 합금화도금층을 포함하고, 상기 합금화도금층의 두께방향 1/2 지점에서의 철(Fe)함량의 표준편차는 3% 이내인 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일태양은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 1~2.5%, Mn: 2.5~10%, sol.Al: 0.001~0.5%, P: 0.04% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.02% 이하 (0% 제외), Cr: 0.1~0.7%, Mo: 0.1% 이하, Ti: (48/14)*[N]~0.1%, Ni: 0.005~0.5%, Sb: 0.01~0.07%, Nb: 0.1 이하, B: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 제공하는 단계; 상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강판을 700℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 강판을 산세 후 냉간압연하는 단계: 상기 냉간압연된 냉연강판을 이슬점온도 -60~-20℃이고, 750~950℃의 온도에서 5~120초 동안 재결정 소둔하는 단계; 상기 소둔된 냉연강판을 2~150℃/초의 평균 냉각속도로 200~600℃까지 냉각하는 단계; 상기 냉각된 냉연강판을 (도금욕온도-20℃)~(도금욕온도+100℃)의 온도로 재가열 또는 냉각하는 단계; 상기 재가열 또는 냉각된 냉연강판을 450~500℃의 온도로 유지되는 아연 도금욕에 침지하여 상기 냉연강판 상에 아연도금층을 형성하는 단계; 및 상기 아연도금층이 형성된 강판을 480~600℃로 가열하여 상기 아연 도금층을 합금화한 후 냉각하는 단계를 포함하는 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따라 합금화용융아연도금강판을 제조함으로써, 자동차 차체 구조용 부재 등에 사용될 수 있는 인장 강도가 1000MPa 이상이면서도 인장강도(Mpa) x 연신율(%)이 15000 이상인 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판을 제공할 수 있다.
본 발명은 1000MPa 이상의 높은 인장강도와 우수한 성형성을 가지면서도 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명의 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판에 관하여 상세히 설명한다.
본 발명의 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 1~2.5%, Mn: 2.5~10%, sol.Al: 0.001~0.5%, P: 0.04% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.02% 이하 (0% 제외), Cr: 0.1~0.7%, Mo: 0.1% 이하, Ti: (48/14)*[N]~0.1%, Ni: 0.005~0.5%, Sb: 0.01~0.07%, Nb: 0.1 이하, B: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 냉연강판 및 상기 냉연강판 상에 형성된 합금화도금층을 포함하고, 상기 합금화도금층의 두께방향 1/2 지점에서의 철(Fe)함량의 표준편차는 3% 이내이다.
이하, 상기 강재의 성분조성에 대해서 한정한 이유에 대하여 구체적으로 설명한다 (하기 성분조성은 특별한 기재가 없는 한 모두 중량%를 의미한다).
탄소(C): 0.1~0.3%
C는 마르텐사이트 강도 확보를 위하여 필요하므로 0.1% 이상 첨가되어야 하나, 0.3%를 초과하면 연성과 굽힘가공성 및 용접성이 감소하여 프레스 성형 및 롤가공성이 나빠지는 단점이 있으므로, C의 함량은 0.1~0.3%가 바람직하다.
실리콘(Si): 1~2.5%
Si는 강의 항복강도를 향상시킴과 동시에 실온에서 페라이트 및 잔여 오스테나이트를 안정화시므로, 1% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 또한, Si는 오스테나이트로부터 냉각 시 시멘타이트의 석출을 억제하고, 탄화물의 성장을 현저히 저지하므로서 TRIP(Tranformation Induced Plasticity)강의 경우 충분한 양의 잔여 오스테나이트를 안정화시키는데 기여한다. 따라서 본 발명에서와 같이 인장강도 1000MPa 이상이면서 인장강도(MPa) x 연신율(%)= 15000이상을 확보하는데 필수적이다. 반면 너무 많이 첨가될 경우 열간압연 부하가 증가하여 열연크랙을 유발할 뿐만 아니라, 다른 성분과 제조방법이 본 발명의 범위를 만족하더라도 소둔 후 표면의 Si농화량이 많아져 도금성이 열위해지므로 2.5%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 2.5~10
의 함량은 2.5~10 바람직하다. 강중 Mn은 페라이트 형성을 억제하고 오스테나이트를 안정하게 하는 경화능 증가 원소로 잘 알려져 있다. 강판의 인장강도를 1000Mpa 이상 확보하는데 Mn이 2.5% 이상이 필요하다. Mn함량이 증가할수록 강도확보는 용이하나, 소둔과정에서 Mn의 표면산화량 증가에 의해 본 발명의 제조방법에 의해서도 도금성 확보가 어려우므로 10%이하로 제한함이 바람직하다.
알루미늄(sol.Al): 0.001~0.5%
Al은 제강 공정에서 탈산을 위해 첨가되는 원소이며, 탄질화물 형성원소이다. Al은 페라이트역을 확대하는 합금원소로써, Ac1 변태점을 낮추어 소둔 비용을 저감하는 장점이 있으므로, 0.001% 이상 첨가할 필요가 있다. Al 함유량이 1%를 초과하면, 용접성이 열화됨과 함께 소둔과정에서 Al의 표면산화량 증가에 의해 본 발명의 제조방법에 의해서도 도금성 확보가 어렵고 합금화편차가 증가하므로. sol.Al의 함량은 0.001~0.5%가 바람직하다.
인(P): 0.04% 이하
P는 불순물 원소로서 그 함량이 0.04%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지며, 덴트 결함 유발 가능성이 높아지기 때문에 그 상한을 0.04%로 한정하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.015% 이하
S는 P와 마찬가지로 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.015%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 그 상한을 0.015%로 한정하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.02% 이하 (0% 제외)
N은 0.02%를 초과하면 AlN의 형성에 의하여 연주 시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가하기 때문에 그 상한을 0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.1~0.7%
Cr은 경화능 증가원소로서, 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있으므로, 5~25%의 잔류 오스테나이트를 확보하는데 있어서, 0.1% 이상 첨가하는 것이 바람직하며, 0.7%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가가 증가되므로, Cr의 함량은 0.1~0.7%가 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.1% 이하
Mo는 선택적으로 첨가되며 함량은 0.1% 이하가 바람직하며, 보다 바람직하게는, 0.001~0.1% 함유한다. Mo는 Cr과 마찬가지로 강도향상에 기여하는 효과는 크지만 비교적 고가의 성분으로 0.1%를 초과하면 경제적으로 바람직하지 않다.
티탄(Ti): (48/14)*[N] ~ 0.1%
Ti은 질화물 형성원소로써 강중 N의 농도를 감소하는 효과가 있으며, 이를 위해서는 화학당량적으로 (48/14)*[N]이상을 첨가할 필요가 있다. Ti 미첨가 시 AlN 형성에 의한 열간 압연성 크랙 발생이 염려된다. 0.1%를 초과하면 고용 N의 제거외에 추가적인 탄화물 석출에 의한 마르텐사이트의 탄소 농도 및 강도 감소가 이루어지므로, Ti의 함량은 (48/14)*[N] ~ 0.1%가 바람직하다.
니켈(Ni): 0.005~0.5%
Ni은 소둔과정에서 표면에 거의 농화되지 않으므로 도금성을 떨어뜨리지 않아 강도향상을 위해 0.005% 이상 첨가하지만, 0.5%를 초과하면 열연강판의 산세가 불균일해지고, 일부 미산세된 산화물이 잔돈하여 도금성 및 합금화를 방해하므로, Ni의 함량은 0.005~0.5%가 바람직하다.
안티몬(Sb): 0.01~0.07%
Sb는 본 발명에서 표면품질 및 함금화편차를 감소하기 위해 필수적으로 첨가되는 중요한 성분이다. 상기 설명한 바와 같이 높은 강도와 연신율을 갖는 강판을 제조하기 위해서는 다량의 Si, Al 및 Mn이 첨가되는데, 이러한 강판을 환원 재결정 소둔하면 강중의 Si, Al 및 Mn이 강 표면으로 확산하여 표면에 다량의 복합산화물을 형성한다. 이 경우 소둔 표면 대부분은 산화물로 덮이게 되어 강판이 아연 도금욕에 침지될 때 아연의 젖음성을 크게 떨어뜨리게 되어 아연이 부착되지 않는 일명 미도금이 발생할 뿐 아니라, 도금이 되더라도 강판과 아연도금층 사이에 부분적으로 산화물이 존재하여 이후 합금화과정에서 산화물이 존재하는 부위에서는 소지Fe가 도금층으로 확산하는 것을 방해하여 도금층이 합금화되는 것을 방해한다. 따라서, 도금층 내 8~12% 철(Fe)함량을 갖는 GA강판을 제조하기 위해서는 합금화 온도를 높여주어야만 하며, 이 경우 부분적으로는 과합금화가 되어 성형 시 파우더링이 발생하기 쉽다.
그러나, 강중에 Sb를 0.01~0.07% 첨가하여 본 발명에서 소둔로 내부 이슬점을 -60~-20℃로 유지하여 환원소둔하면 강판의 표층부 또는 소지철로부터 깊이방향으로 0.2㎛ 이내에 Sb가 농화되어 상대적으로 Si, Mn 및 Al등의 표면확산을 억제함으로써, Si, Mn 및 Al로 구성된 표면 산화물의 농화량을 감소시킨다. 이 경우 산화물이 존재하지 않은 부위에서는 아연과의 젖음성이 좋기 때문에 전반적으로 도금성이 향상되게 된다. 또한, 도금 후 합금화과정에서도 표면산화물 감소효과에 의해 소지철과 Zn도금층의 합금화가 촉진되고, 따라서 합금화도금층의 부위별 합금화도 편차가 감소하여 결국 도금층 내파우더링성이 향상된다.
그러나 이슬점이 -60℃ 보다 낮을 경우에는 Mn은 일부 환원되는 이슬점이므로 표면확산속도가 감소하고 대신 Si나 Al의 표면으로의 확산속도가 증가하여 표면산화물의 조성이 Al과 Si 위주의 산화물이 형성된다. Al 또는 Si 위주의 표면산화물은 Mn 위주의 표면산화물에 비해 아연의 젖음성을 크게 떨어뜨리고 합금화 억제효과도 크기 때문에 Sb를 첨가하더라도 도금성 개선효과 및 합금화 편차 감소효과가 떨어진다.
상기 Sb는 0.01~0.07%로 첨가되는 것이 바람직하다. 첨가량이 0.01% 미만에서는 Si, Mn, Al등의 표면농화억제 효과가 미약하고, 0.07%를 초과하면 강판의 취성이 증가하여 연신율이 감소할 우려가 있기 때문에 0.01~0.07%로 첨가되는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.1 이하
Nb는 선택적으로 첨가된다. Nb는 오스테나이트 입계에 탄화물 형태로 편석되어 소둔 열처리 시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하여 강도를 증가시키며, 0.1%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의한 합금철의 원가가 증가되므로, Nb의 함량은 0.1%이하가 바람직하다.
보론(B): 0.005%이하
B는 강도확보를 위해 선택적으로 첨가할 수 있다. B의 함량이 0.005%를 초과하게 되면 소둔 표면에 농화되어 도금성을 크게 떨어뜨릴 수 있으므로, B의 함량은 0.005%이하가 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. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이며, 예를 들어, 일정량의 철 스크랩을 투입함으로써 발생하는 불순물인, Cu, Mg, Zn, Co, Ca, Na, V, Ga, Ge, As, Se, In, Ag, W, Pb, Cd 등이 각각 0.1% 미만이 함유될 수 있으나, 이는 본 발명의 효과를 떨어뜨리지 않는다.
본 발명의 고강도 합금화용융아연도금강판은 냉연강판 상에 용융아연도금되고 합금화된 합금화도금층을 포함하며, 상기 합금화도금층의 두께방향 1/2 지점에서의 철(Fe)함량의 표준편차는 3% 이내인 것이 바람직하다. 본 발명의 합금화도금층의 합금화도(철함량)는 도금층 내 파우더링성, 내식성, 용접성, 도장성 등을 반영하여 8~12%로 설정하는 것이 바람직한데, 평균 철함량이 8~12%이내 일지라도 국부적으로 표면산화물의 존재여부 또는 산화물의 두께, 조성등의 차이로 인해 합금화도 편차가 클경우 도금층 파우더링은 심하게 발생하기 때문에 합금화도 편차를 줄이는 것이 중요하다. 따라서, 본 발명에 의해서 제조된 합금화용융아연도금강판의 합금화도금층 단면상의 중간지점에서 철함량의 표준편차가 3%이내일 필요가 있으며, 이 경우 도금층 내 파우더링성이 우수하다.
여기에서, 상기 합금화도금층은, 중량%로, Al: 0.08~0.35%; Ni, Cr, Mn, Mg, Si, P, S, Co, Sn, Bi, Sb 및 Cu 으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 성분을 0.5% 이하로 포함하고, Fe: 8 ~ 12%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 상기 Al의 함량이 0.08% 미만일 경우 소지철과 도금층 계면에 형성되는 Fe-Al합금상 형성이 억제될 우려가 있고, Al의 함량이 0.35%를 초과하면 도금층 내 Al의 함량이 증가하여 용접성을 떨어뜨리는 문제가 있기 때문에, 합금화도금층의 중의 Al 함량은 0.08~0.35중량%로 설정하는 것이 바람직하다. 또한, 아연도금욕중에서 다양한 강종을 도금하면서 강판이 도금욕 중에 침지되면 강판 일부가 용해되어 도금욕 중에 존재할 수 있는데, 이러한 도금욕에서 도금할 경우 자연스럽게 도금층에도 포함되게 된다. 또한 합금화과정에서 소지철이 아연도금층으로 확산하면서 강중에 포함된 성분들중 일부가 도금층으로 혼입된다. 본 발명에서는 이 두 가지 요인으로 인해 도금층에 함유된 상기 성분이 0.5%로 이하로 존재하더라도 동일한 효과를 갖는다.
본 발명의 고강도 합금화용융아연도금강판의 미세조직은 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트를 포함할 수 있으며, 특히, 잔류 오스테나이트는, 면적분율로, 5~25%를 가짐으로써, 900Mpa 이상의 인장강도와 인장강도(Mpa) x 연신율(%) ≥ 16000의 값을 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 1~2.5%, Mn: 2.5~10%, sol.Al: 0.001~0.5%, P: 0.04% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.02% 이하 (0% 제외), Cr: 0.1~0.7%, Mo: 0.1% 이하, Ti: (48/14)*[N]~0.1%, Ni: 0.005~0.5%, Sb: 0.01~0.07%, Nb: 0.1 이하, B: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 제공하는 단계; 상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강판을 700℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 강판을 산세 후 냉간압연하는 단계: 상기 냉간압연된 냉연강판을 이슬점온도 -60~-20℃이고, 750~950℃의 온도에서 5~120초 동안 재결정 소둔하는 단계; 상기 소둔된 냉연강판을 2~150℃/초의 평균 냉각속도로 200~600℃까지 냉각하는 단계; 상기 냉각된 냉연강판을 (도금욕온도-20℃)~(도금욕온도+100℃)의 온도로 재가열 또는 냉각하는 단계; 상기 재가열 또는 냉각된 냉연강판을 450~500℃의 온도로 유지되는 아연 도금욕에 침지하여 상기 냉연강판 상에 아연도금층을 형성하는 단계; 및 상기 아연도금층이 형성된 강판을 480~600℃로 가열하여 상기 아연 도금층을 합금화한 후 냉각하는 단계를 포함한다.
본 발명은 상기 조성을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열한다. 상기 재가열온도가 1100℃ 미만이면 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1300℃를 초과하는 경우에는 재가열 비용의 상승 및 표면 스케일양이 증가하므로, 1100~1300℃의 온도범위로 재가열한다.
상기 재가열된 슬라브의 마무리 열간압연 온도를 Ar3(오스테나이트를 냉각시에 페라이트가 출현하기 시작하는 온도)이상으로 한정하는데, 이는 Ar3미만에서는 페라이트+오스테나이트의 2상역 또는 페라이트역 압연이 이루어져서 혼립조직이 만들어지며 열간압연 하중의 변동으로 인한 오작이 우려되므로, Ar3이상으로 마무리 열간압연을 실시한다.
상기 열간압연을 행한 후, 700℃이하의 온도에서 권취한다. 권취온도가 700℃를 초과하는 경우에, 강판 표면의 산화막이 과다하게 생성되어 결함을 유발할 수 있으므로, 700℃이하의 온도에서 권취한다.
상기 권취된 강판을 산세 및 냉간압연을 실시한 후에, 냉연강판을 이슬점온도 -60~-20℃로 750~950℃의 온도에서 5~120초 동안 재결정 소둔을 실시한다. 소둔로 내 분위기 가스의 이슬점이 -60℃보다 낮으면 강중 Si 및 Al의 표면으로의 확산속도가 Mn의 확산속도보다 빨라져 소둔 후 강판표면에 형성하는 Si, Mn, Al을 주성분으로 하는 복합산화물중 Si와 Al함량이 Mn 대비 크게 증가고 표면의 복합산화물중 Si또는 Al 함량이 Mn대비 클수록 도금성이 열위하기 때문에 본 발명의 성분조성을 갖는 강판의 경우에서도 아연의 젖음성을 확보하는데 불충분하고 이슬점이 -20℃를 초과할 경우에는 Si, Mn, Al성분 중 일부가 강판 표층부 소지철 내부에 결정입계 및 입내에서 산화되어 내부산화물로 존재하여 아연도금 후 합금화과정에서 그 내부산화물이 합금화를 억제하여 합금화 온도가 크게 상승하고, 또한 내부산화물 분포에 따라 소지철이 도금층으로 확산되는 속도에 영향을 주어 합금화도금층의 합금화도 편차를 크게 하여 결국 도금층 내파우더링성이 떨어지게 되므로 소둔로 내 분위기 가스의 이슬점은 -60~-20℃인 것이 바람직하다. 소둔온도는 750℃이상이면 재결정이 충분히 일어나며, 950℃를 초과하면 소둔로의 수명이 감소하므로 750~950℃인 것이 바람직하다. 소둔시간은 균일한 재결정조직을 얻기 위해서 최소 5초가 필요하며 경제성관점에서 120초 이내로 실시하는 것이 바람직하다.
여기에서, 상기 재결정 소둔은 H2-N2 가스 분위기의 소둔로에서 실시하는 것이 바람직하다. 상기 소둔로 내 분위기 가스중 수소함량은 부피%로 3~70%가 바람직하다. 수소함량이 3%미만에서는 강판표면에 존재하는 철 산화물의 환원이 불충분하며, 70%를 초과하더라도 강판표면의 철산화물의 환원효과는 우수하지만, 경제성을 감안하여 30%로 제한함이 바람직하다.
바람직하게는, 상기 재결정 소둔 이전에, 상기 소둔된 냉연강판의 표면에 Fe, Ni, Co 및 Sn으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 성분으로 0.01~2g/m2의 도금양을 도금하는 단계를 추가적으로 실시하고 재결정 소둔을 실시할 수 있다. 이와 같은 사전도금을 실시하면 소둔로 내 이슬점을 목표범위로 제어하는데 매우 효과적이다.
상기 재결정 소둔 후, 냉각을 실시하는데, 얻고자 하는 강도와 연신율에 맞추어 얻고자 하는 미세조직에 따라 200~600℃까지 평균 냉각속도 2~150℃/초로 냉각을 실시할 수 있다. 바람직하게는, 상기 냉각은 제 1 차 및 제 2 차 냉각으로 나누어 실시할 수 있으며 상기 제 2 차 냉각속도는 제 1 차 냉각속도보다 크고, 보다 바람직하게는, 상기 제 1 차 냉각에서는 400~740℃까지 냉각되며, 상기 제 2 차 냉각에서는 200~600℃까지 냉각된다.
재결정 소둔에 의해 페라이트와 오스테나이트 2상역에서 오스테나이트를 펄라이트로 변태되는 것을 막기 위해서는 평균 냉각속도는 최소 2℃ 이상이 필요하다. 반면 냉각속도가 150℃/초를 초과하면 급랭에 의해 강판 폭방향 온도편차가 커져서 강판의 형상이 좋지 않다.
상기 냉각된 강판은 (도금욕온도-20℃)~(도금욕온도+100℃)의 온도로 상기 냉각된 강판의 온도에 따라 재가열 또는 냉각을 실시한다. 상기 냉각된 강판의 강판의 인입온도가 (도금욕온도-20℃) 보다 낮으면 아연의 젖음성이 떨어지며, (도금욕온도+100℃)를 초과하면 국부적으로 도금욕온도를 상승시켜 도금욕 온도관리가 어려운 단점이 있다.
상기 재가열 또는 냉각된 강판은 450~500℃의 온도로 유지되는 도금욕에 침지하여 도금을 실시한다. 도금욕의 온도가 440℃ 미만에서는 아연의 점도가 증가하여 도금욕 내의 롤의 구동성이 떨어지고 500℃를 초과하면 아연의 증발이 증가하기 때문에 바람직하지 않다.
여기에서, 상기 아연 도금욕은 중량%로, Al: 0.05~0.14% 포함하고, Fe, Ni, Cr, Mn, Mg, Si, P, S, Co, Sn, Bi, Sb 및 Cu으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 성분을 0.5% 이하 포함하며, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것이 바람직하다. 상기 아연 도금욕의 Al의 함량이 0.05% 미만일 경우 소지철이 도금욕 중에서 용출이 심하여 도금욕 내 철함량이 증가하여 Zn-Fe화합물인 드로스(Dross)를 만들어 도금욕 중에 존재하여 강판 품질결함을 유발하므로 적합하지 않고, Al의 함량이 0.14%를 초과하면 소지철과 도금층 계면에 Fe-Al화합물이 형성되어 합금화를 억제하기 때문에 상한은 0.14%로 제한함이 바람직하다.
상기 도금된 강판은 480~600℃로 가열하여 상기 도금에 의하여 생성된 아연 도금층과 상기 냉연강판을 합금화한 후, 냉각하여 본 발명의 고강도 합금화용융아연도금강판을 제조한다. 상기 합금화 온도는 합금화도금층내 철함량을 8~12%로 확보하기 위해서 480~600℃로 유지하는 것이 필요하며, 합금화온도가 낮을 경우에는 목표 철함량을 확보하기 위해 장시간이 필요하여 경제적이지 못하다. 합금화온도가 높을수록 합금층 철함량을 확보하기는 용이하나, 600℃를 초과할 경우 강판 표면에서 아연의 증발이 심해져 도금부착량이 감소할 뿐만 아니라, 합금화도금층의 취성이 증가하여 내 파우더링성이 불량해진다.
상기와 같이 본 발명의 제조방법으로 제조된 냉연강판의 미세조직은 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트를 포함할 수 있으며, 특히, 잔류 오스테나이트는, 면적분율로, 5~25%를 가짐으로써, 1000Mpa 이상의 인장강도와 인장강도(Mpa) x 연신율(%) ≥ 15000의 값을 얻을 수 있다.
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 강을 용해한 후, 슬래브를 제조하였다. 상기 슬라브를 1200℃의 온도에서 1시간 유지 후, 900℃에서 마무리 압연 후 650℃까지 냉각한 후 650℃로 유지된 보온로에서 1시간 동안 유지시킨 후 로냉을 실시하였다.
냉각이 완료된 열연강판은 열연크랙 발생여부를 육안관찰하고 60℃, 17 Vol% HCl 용액으로 30초간 산세를 실시하여 강판표면의 산화철을 용해시켰다. 일부 시편은 30초 동안에 산세가 불충분할 경우 추가로 20초를 더 실시하였으며, 총 50초 동안의 산세에서도 미산세된 표면 산화철이 존재할 경우 산세불량으로 표기하였다.
산세가 완료된 강판은 55% 압하율로 냉간압연을 실시하였고, 이러한 냉연강판을 전처리를 통해 표면에 묻은 이물질을 제거한 후, 하기 표 2의 가열 및 냉각조건으로 소둔을 실시한 후, 표 2의 도금조건으로 도금을 실시하고, 에어나이프를 사용하여 편면기준 도금부착량 60g/m2으로 조절하고, 바로 표 2의 조건으로 합금화처리를 실시한 후 냉각하여 합금화용융도금강판을 제조하였다.
상기와 같이 도금 및 합금화가 완료된 합금화용융도금강판은 미도금부위 존재여부 및 표면색상의 균일도를 육안으로 확인하여 표면품질을 평가하여 표 3에 나타내었다. 또한, 강판의 파우더링성을 평가하기 위해 60°로 V-Bending후 다시 원래대로 편 후 굽혔던 부위에 투명테이프를 부착한 후 떼어내어 테이프에 묻어나온 도금층의 정도로서 파우더링성을 평가하고 표 3에 병기하였다. 표 3에서 미도금의 평가는 "○: 미도금부위 없음, △: 직경 1mm이하 크기의 미도금 존재, X: 직경 1mm초과 미도금 존재"로 나타내었고, 표면색상 균일성의 평가는 "○: 균일, X: 불균일"로 나타내었으며, 도금층 내파우더링의 평가는 "◎(우수): 파우더링폭이 강판두께의 3배 이내, ○(양호): 파우더링폭이 강판두께의 4배 이내, △(불량): 파우더링폭이 강판두께의 6배 이내, X(매우불량): 파우더링폭이 강판두께의 6배 초과"로 나타내었다.
또한, 도금강판을 JIS5호로 인장시험을 실시하여 강판의 인장강도와 연신율을 측정하여 인장강도와 인장강도(Mpa)x연신율(%) 형태로 환산하여 표 3에 나타내었다.
합금화용융아연도금강판의 도금층 합금화도를 확인하기 위하여, 도금층 직경 50mm를 산에 용해하여 ICP(Ion Coupled Plasma spectrometer)로 정량분석하여 철함량을 분석하였다. 또한, 부위별 합금화도 편차를 확인하기 위해서는 도금층 단면을 연마한 후 500배의 SEM으로 촬영하고 EDX를 사용하여 강판과 평행한 방향으로 10군데에서 도금층 두께방향으로 1/2지점의 철함량을 분석하여 표준편차를 구하여 표 3에 나타내었다.
Figure 112014125314779-pat00001
Figure 112014125314779-pat00002
Figure 112014125314779-pat00003
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 발명예 3, 6, 8, 10 내지 13 및 15는, 본 발명에서 한정한 성분범위를 갖는 강종을 사용하여 본 발명에서 한정한 제조방법을 통해 합금화용융아연도금강판을 제조한 것으로서, 열간압연 공정에서 열연크랙이 발생하지 않았으며 산세성도 양호하였다. 또한, 제조된 강판의 인장강도는 1000Mpa 이상이고, TS x El 값도 15000 이상으로 높아 재질특성이 우수하였다. 또한, 소둔 후 강판표면에 표면산화물의 농화량이 감소하여 미도금이 발생하지 않았고 표면 색상도 균일하였다. 또한, 합금층 Fe함량 표준편차가 3이하로 작아 도금층 내 파우더링성도 우수하거나 양호하였다.
비교예 1의 경우, 강성분중 Sb가 첨가되지 않은 경우로서, 재질특성은 본 발명에서 한정한 범위를 만족하지만, 소둔 후 강판 표면에 두꺼운 Si, Mn, Al계 복합 표면산화물로 인해 아연의 젖음성이 나빠 직경 1mm초과 미도금 이 존재하였으며, 합금층 Fe함량 표준편차가 본 발명에서 한정한 3을 초과하여 도금층 내 파우더링성이 매우 불량하였다.
비교예 2의 경우, 강성분중 Mn과 Cr함량이 본 발명에서 한정한 범위보다 낮아 인장강도가 본 발명에서 한정한 범위보다 낮고 또한 강중 Sb를 첨가하지 않은 경우로서, 두꺼운 표면산화물로 인해 아연의 젖음성이 나빠 직경 1mm초과 미도금 이 존재하였으며, 합금층 Fe함량 표준편차가 본 발명에서 한정한 3을 초과하여 도금층 내 파우더링성이 매우 불량하였다.
비교예 4 및 17의 경우, 강성분은 본 발명에서 한정한 범위를 만족하지만, 소둔로내 이슬점이 본 발명에서 한정한 범위보다 높은 경우로서, Sb첨가에 의해 Si, Mn, Al 성분이 도금층 표면으로 확산되는 것을 억제하는 효과에 의해 표면 미도금은 발생하지 않았지만, Si, Mn, Al 성분이 강판 표면 직하 소지철 내부의 결정입계 및 입내에서 산화되어 내부산화물로 존재하여 합금화과정에서 소지 Fe가 도금층으로 확산하는 것을 방해하기 때문에 부분적으로 Fe함량의 큰 편차를 유발하고 이로 인해 강판표면의 색상이 불균일해질뿐만 아니라 합금층 Fe함량 표준편차가 본 발면에서 한정한 3을 초과하여 합금화도금층 내파우더링성이 불량하였다.
비교예 5의 경우 강성분중 Si첨가량이 본 발명을 초과하고 Sb가 첨가되지 않은 경우로서, Si과다 첨가에 의해 열연강판의 엣지(Edge)에 크랙이 발생하였으며, Si가 높고 Sb가 첨가되지 않아 소둔후 강판 표면에 두꺼운 표면산화물이 형성되어 이로 인해 아연의 젖음성이 나빠 직경 1mm초과 미도금 이 존재하였으며, 합금층 Fe함량 표준편차가 본 발명에서 한정한 3을 초과하여 도금층 내 파우더링성이 매우 불량하였다.
비교예 7의 경우에는 강성분은 본말명의 범위를 만족하지만, 소둔온도가 본발명에서 한정한 범위보다 낮은 경우로서, 충분한 재결정이 이루어지지 않아 강도는 높지만 연신율이 낮아 TS x El이 본 발명에서 한정한 범위보다 낮았다. 그러나 Sb첨가량 및 다른 제조조건은 본 발명을 만족하여 소둔후 강판표면에 표면산화물의 농화량이 감소하여 미도금이 발생하지 않았고 표면 색상도 균일하였다. 또한 합금층 Fe함량 표준편차가 3이하로 작아 도금층 내 파우더링성도 우수하였다.
비교예 9의 경우, 강성분은 본발명의 범위내로 재질특성은 우수하지만, 소둔로내 이슬점이 본발명에서 한정한 범위보다 낮은 경우로서, 소둔과정에서 강판표면에 형성하는 Si, Mn, Al을 주성분으로 하는 복합산화물중 Si와 Al함량이 Mn 대비 크게 증가하기 때문에 본발명의 성분조성을 갖는 강판의 경우에서도 아연의 젖음성을 확보하는데 불충분하여 강판 표면에 직경 1mm이하 크기의 미도금 존재하였으며, 합금층 Fe함량 표준편차가 본 발명에서 한정한 3을 초과하여 도금층 내 파우더링성이 불량하였다.
비교예 14는 강중 Si와 Mn함량이 본 발명에서 한정한 범위보다 낮고 Sb를 첨가하지 않은 경우로서 인장강도가 847로 낮고 또한 TS x El 값이 본 발명에서 한정한 범위보다 낮았다. 또한 Si, Mn, Al등 표면산화물을 형성하는 성분의 첨가량은 낮지만, Sb 첨가되지 않고 또한 소둔로내 이슬점이 본 발명에서 한정한 범위보다 낮아 표면에 Si계 산화물이 형성되어 강판 표면에 직경 1mm이하 크기의 미도금 존재하였다. 그러나, Si와 Mn함량이 낮기 때문에 표면산화물의 두께가 얇아 합금층 Fe함량 표준편차가 본 발명에서 한정한 3보다 적고 이로인해 도금층 내 파우더링성이 양호하였다.
비교예 15의 경우, 강중에 Ti와 Sb를 첨가하지 않은 경우로서, AlN 형성에 의한 열연크랙 발생이 발생되었고 또한 Sb 미첨가로 인해 소둔후 강판 표면에 두꺼운 표면산화물이 형성되어 이로인해 아연의 젖음성이 나빠 직경 1mm초과 미도금 이 존재하였으며, 합금층 Fe함량 표준편차가 본 발명에서 한정한 3을 초과하여 도금층 내 파우더링성이 매우 불량하였다.
비교예 18의 경우에는 강성분은 본 발명에서 한정한 범위이고 다른 제조조건은 본 발명의 범위이내로서 재질특성은 우수하지만, 강판의 도금욕 인입온도가 본 발명에서 한정한 범위보다 낮은 경우로서, 강판과 아연의 젖음력이 떨어져 직경 1mm이하 미도금 이 존재하였다. 그러나 강성분 및 다른 제조조건은 본 발명의 범위를 만족하였기 때문에 표면산화물의 두께는 얇게 형성되어 합금층 Fe함량 표준편차가 본 발명에서 한정한 3보다 작아서 도금층 내 파우더링성이 양호하였다.
비교예 19는 강성분은 본 발명에서 한정한 범위이지만, 소둔후 냉각속도가 본 발명에서 한정한 범위보다 느려 냉각중 오스테나이트상이 일부 퍼얼라이트로 변태되어 연성이 감소하여 TS x El값이 본 발명에서 한정한 범위보다 낮았다.
비교예 20의 경우에는 강성분은 본 발명에서 한정한 범위이고 다른 제조조건은 본 발명의 범위이내로서 재질특성은 우수하지만, 도금욕중 Al함량이 본 발명에서 한정한 범위보다 높은 경우로서, 도금후 도금층/소지 계면 Fe-Al합금상이 두껍게 형성하여 이후 합금화과정에서 합금화억제 작용을 하기 때문에 8~12%의 철함량을 갖는 합금층을 얻기 위한 합금화온도도 본 발명에서 한정한 범위를 초과하여 합금화과정에서 도금된 아연의 증발이 심해 표면색상이 불균일하였다. 또한 높은 합금화온도로 인해 도금층 두께가 불균일하여 합금층 Fe함량의 표준편차가 본 발명에서 한정한 범위내라 하더라도 도금층 내 파우더링성이 매우 불양하였다.
비교예 21의 경우 강중 Ni함량이 본 발명의 범위를 초과한 경우로서, 높은 Ni로 인해 열연강판의 산세성이 떨어져 산세후 열연강판표면에 미산세된 산화물일 일부 존재하고 이후 냉연 및 도금후 미산세 산화물이 강판에 일부 잔류하여 합금화후에도 직경 1mm이하 크기의 미도금이 일부 존재하였고 표면색상도 부분적으로 불균일하였으나, 합금층 Fe함량 표준편차가 본 발명에서 한정한 범위를 만족하여 합금층 내 파우더링성은 양호하였다.
비교예 22의 경우 강성분중 Sb함량이 본 발명에서 한정한 범위보다 낮은 경우로서, 재질특성은 본 발명에서 한정한 범위를 만족하지만, 소둔후 강판 표면에 두꺼운 Si, Mn, Al계 복합 표면산화물로 인해 아연의 젖음성이 나빠 직경 1mm초과 미도금 이 존재하였으며, 합금층 Fe함량 표준편차가 본 발명에서 한정한 3을 초과하여 도금층 내 파우더링성이 불량하였다.
비교예 23의 경우 강성분중 Mn함량이 본 발명에서 한정한 범위를 초과한 경우로서, 다른 성분 및 제조조건이 본 발명을 만족하더라도 소둔후 표면에 형성된 산화물이 두꺼워 직경 1mm이하 크기의 미도금이 존재하였다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 1~2.5%, Mn: 2.5~10%, sol.Al: 0.001~0.5%, P: 0.04% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.02% 이하 (0% 제외), Cr: 0.1~0.7%, Mo: 0.1% 이하, Ti: (48/14)*[N]~0.1%, Ni: 0.005~0.5%, Sb: 0.01~0.07%, Nb: 0.1% 이하, B: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 냉연강판 및 상기 냉연강판 상에 형성된 합금화도금층을 포함하고,
    상기 합금화도금층은, 중량%로, Al: 0.08~0.35%, Ni, Cr, Mn, Mg, Si, P, S, Co, Sn, Bi, Sb 및 Cu 으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 성분을 0.5% 이하로 포함하고, Fe: 8 ~ 12%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 합금화도금층의 두께방향 1/2 지점에서의 철(Fe)함량의 표준편차는 3% 이내인 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판.
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 냉연강판의 미세조직은 잔류 오스테나이트를 5~25%의 면적분율로 포함하는 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판.
  3. 제 1 항에 있어서, 상기 냉연강판의 인장강도는 1000MPa 이상이고, 인장강도(Mpa) x 연신율(%)이 15000 이상인 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판.
  4. 삭제
  5. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 1~2.5%, Mn: 2.5~10%, sol.Al: 0.001~0.5%, P: 0.04% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.02% 이하 (0% 제외), Cr: 0.1~0.7%, Mo: 0.1% 이하, Ti: (48/14)*[N]~0.1%, Ni: 0.005~0.5%, Sb: 0.01~0.07%, Nb: 0.1% 이하, B: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 제공하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 700℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 강판을 산세 후 냉간압연하는 단계:
    상기 냉간압연된 냉연강판을 이슬점온도 -60~-20℃이고, 750~950℃의 온도에서 5~120초 동안 재결정 소둔하는 단계;
    상기 소둔된 냉연강판을 2~150℃/초의 평균 냉각속도로 200~600℃까지 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 냉연강판을 (도금욕온도-20℃)~(도금욕온도+100℃)의 온도로 재가열 또는 냉각하는 단계;
    상기 재가열 또는 냉각된 냉연강판을 450~500℃의 온도로 유지되는 아연 도금욕에 침지하여 상기 냉연강판 상에 아연도금층을 형성하는 단계; 및
    상기 아연도금층이 형성된 강판을 480~600℃로 가열하여 상기 아연 도금층을 합금화한 후 냉각하는 단계를 포함하는 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판의 제조방법.
  6. 제 5 항에 있어서, 상기 재결정 소둔은 H2-N2 가스 분위기하에서 실시하는 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판의 제조방법.
  7. 제 5 항에 있어서, 상기 재가열 소둔 단계 이전에, 상기 냉연강판의 표면에 Fe, Ni, Co 및 Sn으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 성분으로 0.01~2g/m2의 도금양을 도금하는 단계를 추가적으로 포함하는 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판의 제조방법.
  8. 제 5 항에 있어서, 상기 아연 도금욕은 중량%로, Al: 0.05~0.14%; Fe, Ni, Cr, Mn, Mg, Si, P, S, Co, Sn, Bi, Sb 및 Cu으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 성분: 0.5% 이하; 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 표면품질 및 도금층 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판의 제조방법.
KR1020140187631A 2014-12-23 2014-12-23 표면품질 및 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판 및 그 제조방법 KR101647225B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020140187631A KR101647225B1 (ko) 2014-12-23 2014-12-23 표면품질 및 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020140187631A KR101647225B1 (ko) 2014-12-23 2014-12-23 표면품질 및 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20160077571A KR20160077571A (ko) 2016-07-04
KR101647225B1 true KR101647225B1 (ko) 2016-08-10

Family

ID=56500999

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020140187631A KR101647225B1 (ko) 2014-12-23 2014-12-23 표면품질 및 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101647225B1 (ko)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101899688B1 (ko) * 2016-12-23 2018-09-17 주식회사 포스코 연속 생산성이 우수한 고강도 열연강판, 표면 품질 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR102281201B1 (ko) * 2019-12-19 2021-07-26 주식회사 포스코 액화금속 취화 및 수소취화 저항성이 우수한 아연 도금강판 및 이의 제조방법
KR102413245B1 (ko) * 2020-09-15 2022-06-27 주식회사 포스코 염화물 환경에서 내부식성이 우수한 용융아연 도금강판 및 이의 제조방법
WO2023101051A1 (ko) * 2021-12-02 2023-06-08 주식회사 켐프 인공지능을 이용한 차량 방호 울타리 보수 도금 시스템 및 방법

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011153368A (ja) 2010-01-28 2011-08-11 Sumitomo Metal Ind Ltd 密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2009127A1 (en) 2007-06-29 2008-12-31 ArcelorMittal France Process for manufacturing a galvanized or a galvannealed steel sheet by DFF regulation
KR101027250B1 (ko) * 2008-05-20 2011-04-06 주식회사 포스코 고연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉연강판,용융아연 도금강판 및 그 제조방법
JP5141811B2 (ja) * 2010-11-12 2013-02-13 Ｊｆｅスチール株式会社 均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101528010B1 (ko) * 2012-12-21 2015-06-10 주식회사 포스코 도금성이 우수한 고망간강 용융아연도금강판 및 이의 제조방법

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011153368A (ja) 2010-01-28 2011-08-11 Sumitomo Metal Ind Ltd 密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20160077571A (ko) 2016-07-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108431273B (zh) 表面质量及点焊性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN110291217B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN109072380B (zh) 钢板、镀覆钢板和它们的制造方法
RU2684655C1 (ru) Сверхпрочная многофазная сталь и способ производства холоднокатаной стальной полосы из нее
CN111936650B (zh) 高强度镀锌钢板、高强度部件和它们的制造方法
KR101699644B1 (ko) 합금화 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법
KR101647224B1 (ko) 표면품질, 도금밀착성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
EP3382049B1 (en) Method for manufacturing cold-rolled steel sheet for high-strength hot-dip galvanized steel sheet, method for manufacturing high-strength hot-dip galvanized steel sheet
JP5092507B2 (ja) 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4837604B2 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
CN111433380A (zh) 高强度镀锌钢板及其制造方法
KR101726090B1 (ko) 표면품질 및 도금밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
CN110100031B (zh) 高强度热轧钢板和冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板及它们的制造方法
CN113122772A (zh) 薄钢板和镀覆钢板、以及薄钢板和镀覆钢板的制造方法
KR101647225B1 (ko) 표면품질 및 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101647223B1 (ko) 표면품질 및 도금밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2018030502A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
US20140342182A1 (en) Galvannealed steel sheet having high corrosion resistance after painting
KR101736640B1 (ko) 도금성 및 점용접성이 우수한 아연계 도금강판 및 그 제조방법
US10801085B2 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
JP4561200B2 (ja) 耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4482360B2 (ja) 塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP5971155B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および高強度溶融亜鉛めっき鋼板
JP5092858B2 (ja) 溶融亜鉛めっき用鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant