KR101758485B1

KR101758485B1 - 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101758485B1
Application number: KR1020150179185A
Authority: KR
Inventors: 김명수; 강기철; 박일정
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2015-12-15
Filing date: 2015-12-15
Publication date: 2017-07-17
Also published as: US20180371570A1; WO2017105064A1; JP2019504196A; EP3392363B1; EP3392363A4; EP3392363A1; US10900097B2; CN108431273A; JP6763023B2; MX2018007347A; KR20170071658A; CN108431273B

Abstract

본 발명은 자동차 차체 구조용 부재 등에 사용되는 용융아연도금강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법 {HIGH STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SURFACE QUALITY AND SPOT WELDABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

최근, 지구환경의 보전을 위한 이산화탄소 규제에 따른 자동차의 경량화 및 자동차의 충돌 안정성 등을 향상시키고자 하는 노력의 일환으로 자동차용 강판의 고강도화가 지속적으로 요구되고 있다.

이러한 요구를 만족시키기 위하여, 최근 인장강도 900MPa 이상의 고강도 강판이 개발되어 자동차용 강판으로서 적용되고 있다.

강판의 강도를 높이는 방법으로는 탄소를 비롯한 강 강화성분들의 첨가량을 증가시키는 방법이 있으며, 이를 통해 강도를 쉽게 향상시킨 강판을 제조할 수 있다.

하지만, 자동차용 강판 특히, 자동차 차체용 강판의 경우에는 차체로 성형하는 과정에서 크랙(crack)과 같은 결함이 발생하지 않아야 하므로, 강도 향상과 더불어 연신율도 동시에 확보되어야 한다.

이에 따라, 강판의 강도 및 연성을 동시에 확보하기 위하여 Mn, Si, Al, Cr, Ti 등의 원소를 주로 첨가하고 있으며, 이들의 첨가량을 적절히 조절함과 동시에 제조조건을 제어함으로써 높은 강도와 연성을 갖는 강판의 제조가 가능하다.

한편, 자동차의 수명연장을 위해서는 자동차용 강판의 내식성을 확보할 필요가 있으며, 이를 위해 용융아연으로 도금처리된 용융아연도금강판이 적용되고 있다. 이러한 용융아연도금강판은 연속소둔로 내에서 소둔처리된 강판을 도금욕에 장입하여 도금처리함으로써 제조할 수 있다.

그런데, 900MPa 이상의 인장강도를 갖는 자동차용 고강도 강판의 경우 목표로 하는 강도 및 연성의 확보를 위해 강 중 Si, Mn, Al 등의 성분을 첨가하며, 이들 원소들은 산화하기 쉬운 원소들로서, 상기 강판의 소둔시 소둔로 중에 존재하는 미량의 산소 또는 수증기와 반응하여 강판 표면에 Si, Mn 또는 Al의 단독 산화물 또는 이들의 복합 산화물을 형성함으로써 후속하는 아연도금시 아연의 젖음성을 방해하여, 도금강판 표면에 국부적 혹인 전체적으로 아연이 부착되지 않은 미도금 현상이 발생하여 도금강판의 표면품질이 크게 저해하는 문제가 있다.

뿐만 아니라, 고강도 아연도금강판을 점 용접하는 경우, 가열 및 냉각에 의해 팽창 및 수축이 일어나게 되고, 이로 인해 국부적으로 인장응력이 발생하게 되면 용융상태인 아연이 소지철 결정입계를 따라 침투하여 취성크랙을 유발하는 액화취성크랙(Liquid metal embrittlement) 현상이 발생한다. 이와 같이, 아연도금강판의 점 용접에 의한 액화취성크랙은 융착부보다 용접 열영향부에서 심하게 발생하며, 이로 인해 용접 후 강도가 크게 저하하게 된다.

아연도금강판의 액화취성크랙은 소지강판 내 Si, Mn, Al 등의 함량이 높은 고강도강에서 심하게 발생하는데, 이는 고강도강의 경우 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 오스테나이트 등으로 구성된 복합조직강으로서, 아연도금된 복합조직강을 점 용접하게 되면 용접과정에서 온도 상승에 의해 표면의 아연도금층이 용융되고, 용융된 아연이 소지철 결정입계로 침투함에 따라 액화취성크랙이 발생하게 된다. 특히, 소지철 표층부 조직에 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 경우, 결정립계 에너지가 페라이트와 페라이트상의 결정립계 에너지보다 훨씬 크기 때문에 페라이트와 오스테나이트 입계를 통해 액상아연의 침투가 심해져 액화취성크랙이 심하게 발생하게 된다.

게다가, 용접부에 액화취성 크랙이 발생하게 되면 재료의 강성이 크게 감소하게 된다.

따라서, 고강도 용융아연도금 강판을 자동차용 강판으로 적합하게 사용하기 위해서는 도금시 표면품질과 더불어, 용접부 액화취성크랙을 감소시키는 것이 매우 중요하다.

종래에는, 고강도 강판의 도금품질 향상을 위해, 다음과 같이 여러 기술이 제안되었다.

특허문헌 1은 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 또는 Al의 단독 혹은 복합 산화물을 포함하는 철 산화물을 형성시킨 다음, 환원성 분위기에서 환원 소둔시켜 철 산화물을 환원시킨 후 용융아연도금을 실시하여 도금품질을 향상시키고 있다.

이와 같이, 소둔공정에서 산화 후 환원 방법을 적용하면, 강판 표층에서부터 일정 깊이에 산소와 친화력이 큰 성분들이 내부산화되어 표층으로 확산이 억제됨에 따라 상대적으로 표층에는 이들 원소들에 의한 산화물 형성이 억제되어 도금욕 중에서 아연과의 젖음성이 개선됨에 따라 미도금을 감소시킬 수 있다.

하지만, 고강도 강판의 산화 후 환원법에 의해 도금성은 개선되더라도, 강판을 구조부재로 성형 후 조립하기 위하여 점 용접시 액화취성크랙의 발생을 억제하는데에는 한계가 있다.

다른 기술로서, 특허문헌 2에서는 소둔로내의 이슬점(Dew point)을 높게 유지하여 산화가 용이한 Mn, Si, Al 등의 성분을 강 내부에 내부산화시킴으로써 소둔 후 강판 표면에 외부 산화되는 산화물을 감소시켜 도금성을 향상시키는 방법을 제시하고 있다.

상술한 기술에 의해 산화성 성분을 내부산화시키면 외부 산화가 감소하여 도금성을 개선하는 효과가 있지만, 소지강판이 오스테나이트상을 함유하고 있어 점 용접 중에 페라이트와 오스테나이트 입계를 통해 액상아연의 침투가 심해져 액화취성크랙이 발생하는 문제가 있다.

한국 공개특허공보 제2010-0030627호 한국 공개특허공보 제2009-0006881호

본 발명의 일 측면은, 자동차 자체 구조용 부재로 적합한 고강도 용융아연도금강판을 제공함에 있어서, 도금 표면품질이 우수할 뿐만 아니라, 점 용접시 액화취성크랙 발생을 억제함으로써 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 소지강판 및 상기 소지강판 표면에 형성되는 아연 도금층을 포함하고,

상기 소지강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5~2.5%, 망간(Mn): 2.0~8.0%, 가용성 알루미늄(sol.Al): 0.001~0.5%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 0.01~0.7%, 티타늄(Ti): (48/14)*[N]~0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

상기 소지강판은 미세조직이 면적분율 7~30%의 페라이트, 5~20%의 오스테나이트, 50~80%의 베이나이트 및 마르텐사이트와 2% 이하(0% 포함)의 석출물을 포함하고, 상기 표면으로부터 두께 방향으로 2㎛ 이내의 미세조직이 면적분율 50% 이상의 페라이트, 2% 이하(0% 포함)의 오스테나이트, 50% 이하(0% 포함)의 베이나이트와 마르텐사이트와 2% 이하(0% 포함)의 석출물을 포함하는 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판을 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 갖는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 700℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 산세 후 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 이슬점 온도 -40~-20℃, 가스 분위기 3~70%H₂ 및 잔부 N₂로 제어된 소둔로에서 700~950℃의 온도범위로 5~120초간 1차 재결정 소둔하는 단계; 상기 1차 재결정 소둔된 냉연강판을 이슬점 온도 -20~5℃, 가스 분위기 3~70%H₂ 및 잔부 N₂로 제어된 소둔로에서 780~950℃의 온도범위로 5~120초간 2차 재결정 소둔하는 단계; 상기 2차 재결정 소둔된 냉연강판을 200~400℃까지 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연강판을 450~500℃로 재가열 또는 재냉각한 후 아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 제조하는 단계를 포함하고, 상기 1차 재결정 소둔하는 단계 후 2차 재결정 소둔 전 냉각하는 단계를 더 포함하는 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 합금 성분조성 및 제조조건의 최적화로부터 도금강판 소지철의 표면과 내부의 미세조직을 제어함으로써, 자동차 차체 구조용 부재로 적용할 수 있는 수준의 강도 및 연성을 갖는 고강도 용융아연도금강판을 제공할 수 있다.

또한, 본 발명의 고강도 용융아연도금강판은 점 용접시 액화취성크랙의 발생이 효과적으로 억제됨으로써 점 용접성과 더불어 표면품질을 우수하게 확보할 수 있다.

본 발명자는 자동차 차체 구조용 부재로서 적합한 기계적 물성을 갖는 고강도 강판을 제공함에 있어서, 상기 강판의 도금시 발생되는 미도금 등에 의한 표면품질 저하 및 액상취성크랙 발생에 의한 점 용접성의 저하를 방지할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다.

그 결과, 도금소재로 사용되는 소지강판의 성분조성 및 이것의 제조조건을 최적화함으로써, 도금시 미도금 등의 결함과 용접시 액상취성크랙 등의 문제를 방지할 수 있는 조직을 갖는 소지강판을 제공하고, 이를 아연도금처리함으로써 목표로 하는 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 의한 고강도 용융아연도금강판은, 소지강판 및 상기 소지강판 표면에 형성되는 아연 도금층을 포함하고, 상기 소지강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5~2.5%, 망간(Mn): 2.0~8.0%, 가용성 알루미늄(sol.Al): 0.001~0.5%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 0.01~0.7%, 티타늄(Ti): (48/14)*[N]~0.1%의 성분조성을 갖는 것이 바람직하다.

이하에서는, 상기 소지강판의 성분조성을 위와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.

C: 0.1~0.3%

탄소(C)는 강의 강도 확보를 위해 필수적인 원소로서, 충분한 강도를 확보하기 위해서는 0.1% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 연성과 더불어 굽힘가공성 및 용접성이 저하되어 프레스 성형 및 롤 가공성이 나빠지는 문제가 있다.

Si: 0.5~2.5%

실리콘(Si)은 강의 항복강도를 향상시킴과 동시에, 상온에서 페라이트 및 잔여 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 원소이다. 또한, 오스테나이트로부터 냉각시 시멘타이트의 석출을 억제하고, 탄화물 성장을 현저히 저지함으로써 TRIP(Tranformation Induced Plasticity)강에서 충분한 양의 잔여 오스테나이트를 안정화시키는데 기여한다.

뿐만 아니라, 본 발명에서 목표로 하는 인장강도 900MPa 이상과 우수한 연성읠 확보를 위해 필수적인 원소이며, 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.5% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 너무 과다하면 열간압연 부하가 증대하여 열연크랙을 유발하는 문제가 있으며, 소둔 후 표면의 Si 농화량이 많아져 도금성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 이를 고려하여 본 발명에서는 Si의 하한을 2.5%로 제한함이 바람직하다.

Mn: 2.0~8.0%

망간(Mn)은 페라이트 형성을 억제하고, 오스테나이트를 안정하게 하는 경화능 향상 원소로 잘 알려져 있다. 또한, 강의 강도 향상에 유효한 원소로서, 본 발명에서 목표로 하는 인장강도를 확보하기 위해서는 2.0% 이상으로 Mn을 첨가하는 것이 바람직하다. 이러한 Mn의 함량이 높을수록 강도 확보에는 용이하나, 소둔과정에서 Mn의 표면 산화량이 증가하여 도금성이 열위할 우려가 있다. 따라서, 이를 고려하여 본 발명에서는 Mn의 하한을 8.0%로 제한함이 바람직하다.

sol.Al: 0.001~0.5%

가용성 알루미늄(sol.Al)은 제강 공정에서 탈산을 위해 첨가되는 원소이며, 탄질화물 형성원소이다. 또한, Al은 페라이트역을 확대하는 원소로서, Ac1 변태점을 낮추어 소둔비용을 저감하는데 유리한 효과가 있다. 이를 위해서는 0.001% 이상으로 sol.Al을 첨가함이 바람직하나, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 용접성이 열화됨과 동시에 소둔과정에서 Al의 표면산화량이 증가함에 따라 도금성 확보가 어려워지는 문제가 있다.

P: 0.04% 이하(0%는 제외)

인(P)은 강 중 불순물 원소로서, 그 함량이 0.04%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고, 강의 취성이 발생할 위험성이 커지며, 덴트 결함을 유발할 가능성이 높아지는 문제가 있다. 따라서, P의 상한을 0.04%로 제한함이 바람직하다.

S: 0.015% 이하(0%는 제외)

황(S)은 상기 P과 마찬가지로 강 중 불순물 원소로서, 강의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.015%를 초과하게 되면 강의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높아지므로, 그 함량을 0.015% 이하로 제한함이 바람직하다.

N: 0.02% 이하(0%는 제외)

질소(N)는 질화물을 형성하는 원소로서, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 AlN의 형성에 의해 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가하는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.02%로 제한함이 바람직하다.

Cr: 0.01~0.7%

크롬(Cr)은 경화능 증가원소로서, 페라이트의 형성을 억제하는 효과가 있다. 특히, 본 발명에서는 상술한 바와 같이 페라이트의 형성을 억제하여 일정 분율의 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해서는 0.01% 이상으로 첨가함이 바람직하나, 그 함량이 0.7%를 초과하게 되면 합금 투입량이 과다해져 원가상승을 유발하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

Ti: (48/14)*[N]~0.1%

티타늄(Ti)은 질화물 형성원소로서, 강 중 N의 농도를 감소시키는 효과가 있다. 이를 위해서는 화학당량적으로 (48/14)*[N(중량%)] 이상 첨가할 필요가 있다. 만일 Ti을 첨가하지 아니할 경우에는 AlN의 형성에 의해 연주시 크랙 발생이 우려되므로 바람직하지 못하며, 그 함량이 과다하여 0.1%를 초과하게 되면 고용 N의 제거외에 추가적으로 탄화물이 석출됨에 따라 마르텐사이트의 탄소 농도 및 강도 저하가 이루어지므로 바람직하지 못하다.

상기 소지강판은 상술한 성분조성 이외에, 본 발명에서 목표로 하는 물성을 더욱 향상시킬 목적에서 아래의 성분들을 추가적으로 더 포함할 수 있다. 이때, 하기 성분들은 1종만을 선택하여 첨가될 수 있으며, 2종 이상으로 복합되어 첨가될 수도 있다.

Mo: 0.1% 이하(0% 포함)

몰리브덴(Mo)은 상기 Cr과 마찬가지로 강의 강도 향상에 기여하는 효과가 큰 원소로서, 용융아연젖음성을 저해하지 않으면서 강도확보에 유리한 원소이다. 다만, 이러한 Mo의 함량이 과다하면 경제적으로 바람직하지 못하므로, 그 함량을 0.1% 이하로 제한함이 바람직하다.

Sb 0.05% 이하(0% 포함)

안티몬(Sb)은 도금 표면품질을 향상시키는데 유용한 원소로서, 첨가시 소지강판 표층부에 Sb이 농화되어 상대적으로 Si, Mn, Al 등의 표면확산이 억제됨에 따라 도금성이 향상되는 효과를 얻을 수 있다. 다만, 이러한 Sb의 함량이 0.05%를 초과하게 되면 강의 취성이 증가하여 연신율의 감소가 우려되는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.05% 이하로 제한함이 바람직하다.

Nb: 0.1% 이하(0% 포함)

니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 탄화물 형태로 편석되어 소둔 열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제함으로써 강도를 향상시키는 효과가 있다. 다만, 이러한 Nb의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 제조원가가 크게 상승하는 문제가 있으므로, 이를 고려하여 그 함량을 0.1% 이하로 제한함이 바람직하다.

B: 0.005% 이하(0% 포함)

보론(B)은 강이 강도 확보를 위해 첨가될 수 있는 원소이나, 그 함량이 0.005%를 초과하게 되면 소둔시 표면에 농화되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 B의 첨가시 그 함량을 0.005% 이하로 제한함이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 성분조성을 갖는 본 발명의 소지강판은 그 미세조직이 면적분율 7~30%의 페라이트, 5~20%의 오스테나이트, 50~80%의 베이나이트 및 마르텐사이트와 2% 이하(0% 포함)의 석출물로 구성되는 것이 바람직하다.

상기와 같이, 연질상과 경질상의 분율을 적정하게 제어하여 포함하는 것에 의해 강도 및 연성을 동시에 확보할 수 있으며, 오스테나이트에 의해 가공 후 강도를 크게 형성할 수 있다.

다만, 소지강판 전 두께에 대해 상기 미세조직으로 구성되는 경우, 아연도금 후 점 용접 과정시 계면 에너지가 높은 페라이트, 오스테나이트, 베이나이트, 마르텐사이트 상들의 이종 상 계면에 액상 아연이 침투하기 용이하고, 이로 인해 액상취성크랙(LME)이 발생하는 문제가 있다.

이에, 본 발명에서는 상술한 미세조직으로 구성되는 소지강판의 표층부 영역의 미세조직을 페라이트 주상으로 형성하는 것이 바람직하다.

보다 구체적으로, 상기 소지강판의 표면으로부터 두께 방향으로 2㎛ 이내의 미세조직이 면적분율 50% 이상의 페라이트, 2% 이하(0% 포함)의 오스테나이트, 50% 이하(0% 포함)의 베이나이트와 마르텐사이트와 2% 이하(0% 포함)의 석출물로 구성되는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 페라이트 단상으로 구성되는 것이 보다 바람직하다.

이와 같이, 상기 소지강판의 표층부 영역을 연질상으로 구성함으로써 이후의 점 용접시 액상취성크랙을 효과적으로 억제할 수 있다.

또한, 상기 소지강판은 소둔공정에서 강 내 산화성 원소들(ex, Si, Mn, Al 등)의 표면산화를 억제하여 도금품질을 향상시키기 위해서, 상기 소지강판의 표면으로부터 두께 방향으로 5㎛ 이내에 Si 산화물, Mn 산화물, Al 산화물 및 Cr 산화물 중에서 선택된 2종 이상의 내부산화물을 포함하는 것이 바람직하다.

상술한 산화성 원소들을 내부산화물로 형성함으로써, 이들의 표면으로의 확산을 억제할 수 있다.

상술한 성분조성 및 미세조직 등을 만족하는 본 발명의 소지강판을 후술하는 제조공정에 의해 용융아연도금강판으로 제조할 수 있으며, 이러한 본 발명의 용융아연도금강판은 인장강도 900MPa 이상의 고강도를 가지면서, 인장강도(MPa)×연신율(%) 값을 16000MPa% 이상으로 확보할 수 있다.

이하에서는, 본 발명의 다른 일 측면인 고강도 용융아연도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

간략히, 상술한 성분조성의 강 슬라브를 준비한 후, 이를 [재가열 - 열간압연 - 냉간압연 - 소둔 - 아연도금]의 공정을 거쳐 제조할 수 있다.

재가열 공정

먼저, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 일정 온도범위로 재가열하는 것이 바람직하다.

이때, 재가열 온도범위는 1100~1300℃인 것이 바람직한데, 만일 그 온도가 1100℃ 미만이면 열간압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 있으며, 반면 1300℃를 초과하게 되면 재가열 비용이 상승할 뿐만 아니라, 표면 스케일양이 과다해지는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

열간압연 공정

상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하다.

이때, 상기 마무리 열간압연시 마무리 압연온도는 Ar3 이상인 것이 바람직하다. 만일, 마무리 압연온도가 Ar3 미만이면 페라이트+오스테나이트 2상역 또는 페라이트역 압연이 이루어져 혼립조직이 형성되며, 열간 압연하중의 변동으로 인한 오작이 우려되므로 바람직하지 못하다.

권취 공정

상기 제조된 열연강판을 권취하는 것이 바람직하다.

이때, 상기 권취는 700℃ 이하에서 행함이 바람직하며, 보다 유리하게는 400~700℃에서 실시함이 바람직하다.

만일, 권취온도가 700℃를 초과하게 되면 강판 표면에 산화막이 과다하게 형성되어 결함을 유발할 우려가 있으므로 바람직하지 못하며, 반면 400℃ 미만이면 열연강판의 강도가 너무 높아져 후속하는 냉간압연시 압연롤에 부하가 커지므로 바람직하지 못하다.

냉간압연 공정

상기 권취된 열연강판을 산세 및 냉간압연하여 냉연강판으로 제조함이 바람직하다.

상기 냉간압연시 냉간압하율에 대해 특별히 한정하지 아니하나, 압연공정 부하 등을 고려하여 60% 이하로 실시함이 바람직하다.

소둔 공정

상기에 따라 제조된 냉연강판을 소둔로에 장입하여 소둔 열처리를 실시하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 상술한 미세조직 즉, 소지강판의 표층부 영역의 미세조직을 연질상으로 형성하면서, 내부산화물의 형성으로 산화성 원소들의 표면확산을 억제하기 위하여, 다음과 같이 1차 재결정 소둔 및 2차 재결정 소둔을 행하는 것이 바람직하다.

1차 재결정 소둔

상기 1차 재결정 소둔은 이슬점 온도 -40~-20℃, 가스 분위기 3~70%H₂ 및 잔부 N₂로 제어된 소둔로에서 750~950℃의 온도범위로 실시하는 것이 바람직하다.

만일, 1차 재결정 소둔시의 이슬점 온도가 -40℃ 미만이면 강판 표면에 Si 함량이 높은 산화물이 형성되고, 후속하는 2차 소둔시 소둔로 내 분위기를 제어하더라도 소둔 후 강판 표면에 Si 함량이 높은 산화물이 존재하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 반면, 상기 이슬점 온도가 -20℃를 초과하게 되면 강판 표층부 직하 소지철에 Si, Mn, Al 또는 Cr로 구성된 내부산화물이 형성되고, 상기 내부산화물이 2차 소둔 과정에서 표층부에 페라이트가 형성되는 것을 방해하여, 본 발명에서 의도하는 표층부 미세조직을 얻을 수 없게 된다.

따라서, 본 발명에서는 1차 재결정 소둔시 이슬점 온도를 -40~-20℃로 제어함이 바람직하며, 이로 인해 최종 소둔 후 강판 표면에는 Mn 위주의 산화물로 구성되어 도금성을 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 내부산화물이 형성되지 않아 후속하는 2차 소둔 및 아연도금 후 소지강판 표층부의 미세조직을 의도하는 연질상으로 형성함으로써 점 용접성을 향상시킬 수 있다.

한편, 상기 1차 재결정 소둔시 가스 분위기 중 수소함량은 부피%로 3~70%로 제어함이 바람직하다. 상기 가스 분위기 내 수소함량이 3% 미만이면 강판 표면에 존재하는 철 산화물의 환원이 불충분하며, 반면 70%를 초과하더라도 강판 표면의 철 산화물 환원효과는 우수하나, 경제적인 측면을 고려하여 70% 이하, 보다 유리하게는 30% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

또한, 소둔온도가 750℃ 이상으로 제어되어야만 재결정이 충분히 일어나며, 다만 950℃를 초과하게 되면 소둔로의 수명이 감소하므로 바람직하지 못하다.

이때의 소둔시간은 균일한 재결정 조직을 얻기 위해 5초 이상으로 행하며, 경제적인 측면을 고려하여 120초 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

2차 재결정 소둔

상기 1차 재결정 소둔된 냉연강판을 상온으로 냉각한 후 이를 다시 소둔로에 장입하여 2차 재결정 소둔을 행함이 바람직하다.

상기 2차 재결정 소둔은 이슬점 온도 -20~5℃, 가스 분위기 3~70%H₂ 및 잔부 N₂로 제어된 소둔로에서 700~950℃의 온도범위로 행하는 것이 바람직하다.

상기 2차 재결정 소둔공정에서 소둔로 내 이슬점 온도는 강 중 Si, Mn, Al, Cr 등의 산소와 친화력이 큰 성분들이 표면으로 확산하여 표면산화물을 형성하는 것을 억제하기 위하여 -20~5℃로 제어하여 상기 성분들을 내부산화시키는 것이 바람직하다.

이때, 이슬점 온도가 -20℃ 미만이면 상술한 성분들이 표면으로 확산하여 산화됨으로써 표면산화물을 형성하고, 도금성을 저해하는 문제가 있다. 반면, 5℃를 초과하더라도 상기 산화성 성분들을 내부산화 시키는데에는 큰 문제가 없으나, 내부산화물층의 두께가 너무 두꺼워져 재질특성이 나빠지는 문제가 있다.

이와 같이, 2차 재결정 소둔시 소둔로 내 이슬점 온도를 -20~5℃로 유지한느 경우, 내부산화와 함께 표면에서 탈탄반응이 일어나, 표층부에 페라이트상 분율을 높이는데 효과적이다.

한편, 상기 2차 재결정 소둔시 가스 분위기 중 수소함량은 부피%로 3~70%로 제어함이 바람직하다. 상기 가스 분위기 내 수소함량이 3% 미만이면 강판 표면에 존재하는 철 산화물의 환원이 불충분하며, 반면 70%를 초과하더라도 강판 표면의 철 산화물 환원효과는 우수하나, 경제적인 측면을 고려하여 70% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 소둔온도가 700℃ 이상으로 제어되어야만 재결정이 충분히 일어나 목표로 하는 조직 및 재질을 확보할 수 있다. 다만, 950℃를 초과하게 되면 소둔로의 수명이 감소하므로 바람직하지 못하다.

냉각 공정

상술한 바에 따라 1차 및 2차 재결정 소둔처리된 냉연강판을 일정 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다.

이때, 상기 냉각은 200~400℃의 온도범위에서 종료하는 것이 바람직한데, 만일, 냉각종료온도가 200℃ 미만이면 마르텐사이트 분율이 너무 과도해져 연신율의 확보가 어려워지는 문제가 있으며, 반면 400℃를 초과하게 되면 오스테나이트와 마르텐사이트 분율이 감소하여 충분한 강도와 연신율을 확보할 수 없게 되는 문제가 있다.

상기 냉각은 5~100℃/s의 평균냉각속도로 단계적(1차 및 2차) 냉각을 실시함이 바람직하며, 상기 2차 냉각속도가 1차 냉각속도보다 큰 것이 바람직하다.

상술한 재결정 소둔이 행해진 페라이트와 오스테나이트 2상역 또는 오스테나이트 단상역에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 억제하기 위하여, 상기 냉각은 5℃/s 이상의 평균냉각속도로 실시되는 것이 바람직하다. 다만, 평균냉각속도가 100℃/s를 초과하게 되면 급냉에 의해 강판 폭방향 온도편차가 커져 강판 형상이 불량해지는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

아연도금공정

상술한 조건으로 냉각된 냉연강판을 아연도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 제조함이 바람직하다.

이때, 상기 냉연강판을 450~500℃로 재가열 또는 재냉각한 후 440~500℃로 유지되고, Al 함량이 0.13~0.3%이고 잔부로 Zn과 불가피한 불순물로 조성되는 아연 도금욕에 침지한 다음, 상기 냉연강판을 꺼내어 도금부착량을 조절한 후 냉각하여 용융아연도금강판으로 제조할 수 있다.

상기 도금욕의 온도가 440℃ 미만이면 아연의 점도가 증가하여 도금욕 내 롤의 구동성이 저하되는 문제가 있으며, 반면 500℃를 초과하게 되면 증발되는 아연이 증가하므로 바람직하지 못하다.

또한, 상기 도금욕 내 Al 함량이 0.13% 미만이면 소지철과 도금층 계면에 형성되는 Fe-Al 합금상 형성이 억제되어 도금박리가 발생할 우려가 있으며, 반면 0.3%를 초과하게 되면 도금층 내 Al 함량이 증가하여 용접성을 저해하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

본 발명은 상술한 공정 및 조건에 의해 고강도 용융아연도금강판을 제조함에 있어서, 냉간압연하여 제조된 냉연강판을 1차 재결정 소둔공정 이후 2차 재결정 소둔공정을 행하기에 앞서, 그 표면에 Fe, Ni, Co 및 Sn 중 1종 이상을 편면당 0.01~5.0g/m²의 부착량으로 사전도금을 실시할 수 있다.

상술한 사전도금에 의해 후속하는 소둔공정시 이슬점 온도를 효과적으로 제어할 수 있다.

본 발명에 의해 제조된 고강도 용융아연도금강판은 소지강판 표면에 아연 도금층을 포함하는 것이면서, 상기 소지강판은 미세조직으로 면적분율 7~30%의 페라으로이트, 5~20%의 오스테나이트, 50~80%의 베이나이트 및 마르텐사이트와 2% 이하(0% 포함)의 석출물이 형성되고, 표면으로부터 두께 방향으로 2㎛ 이내에서는 면적분율 50% 이상의 페라이트, 2% 이하(0% 포함)의 오스테나이트, 50% 이하(0% 포함)의 베이나이트 및 마르텐사이트와 2% 이하(0% 포함)의 석출물이 형성된다.

이에 따라, 본 발명의 고강도 용융아연도금강판은 인장강도가 900MPa 이상이면서, 인장강도(MPa)×연신율(%)의 값이 16000MPa% 이상으로 확보될 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1의 성분조성을 갖는 강을 용해한 후, 각각의 강 슬라브를 제조하였다. 상기 각각의 강 슬라브를 1200℃에서 1시간 유지한 후 900℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 각각의 열연강판을 650℃까지 냉각한 후 650℃로 유지된 보온로에서 1시간 동안 유지시킨 후 로냉을 실시하였다.

상기 냉각이 완료된 열연강판의 열연크랙 발생 여부를 육안으로 관찰한 다음, 60℃, 17Vol% HCl 용액으로 30초간 산세를 실시하여 강판 표면의 산화물을 용해하였다. 이와 같이 산세가 완료된 강판을 50%의 압하율로 냉간압연을 행하여 냉연강판을 제조하였다.

상기 각각의 냉연강판은 전처리를 통해 표면에 잔존하는 이물질을 제거한 후 하기 표 2의 조건으로 1차 재결정 소둔을 행한 후 냉각하였다. 상기 1차 재결정 소둔시 소둔로 내 분위기 가스는 5%H₂-N₂ 조건으로 제어하였다.

상기 1차 재결정 소둔이 완료된 후 하기 표 2에 나타낸 조건으로 2차 재결정 소둔 및 용융도금을 실시하였다. 이때, 소둔 및 용융도금 직결형 설비에서 실시하였으며, 2차 소둔시 소둔로 내 분위기 가스는 5%H₂-N₂ 조건으로 제어하였다. 또한, 2차 소둔된 강판이 도금욕에 인입되는 온도는 도금욕 온도보다 10℃ 높게 설정하였다.

상기 용융도금까지 완료한 다음, 에어나이프를 사용하여 편면기준 도금부착량을 60g/m²으로 조절하고 냉각하여 각각의 용융아연도금강판을 제조하였다.

상기 각각의 용융아연도금강판에 대해 표면의 미도금 부위 존재 여부 및 정도를 육안으로 관찰하여 표면품질을 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

또한, 강판의 도금밀착성을 평가하기 위해 강판 표면에 자동차 구조용 접착제를 도포 및 건조한 후 90°로 굽힌 후 도금강판이 접착제에 묻어나오지는 확인하여 도금밀착성을 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

또한, 각각의 용융아연도금강판을 JIS5호로 인장시험을 실시하여 강판의 인장강도와 연신율을 측정하고, 인장강도(MPa)와 인장강도(TS)(MPa)×연신율(El)(%)의 값으로 환산하여 하기 표 3에 나타내었다.

한편, 각각의 용융아연도금강판의 소지철 표층부와 내부의 조직 상분율을 측정하기 위하여, EBSD(Electron Backscatter Diffraction)와 X-ray diffration을 사용하였다. 이때, 소지철 표면으로부터 두께 방향으로 0.3㎛ 이내의 지점에서 상분석을 실시하여 표층부 상분율로 나타내었으며, 또한 소지철 표면으로부터 두께 방향으로 10㎛ 이내의 지점에서 상분석을 실시하여 내부 상분율로 표 3에 나타내었다.

그리고, 각각의 용융아연도금강판의 단면을 TEM으로 관찰하여 소지철 내부에 내부산화물의 성분, 소지철 표면으로부터 내부산화물이 존재하는 깊이를 측정하고, 하기 표 3에 나타내었다.

더불어, 용접성 평가를 위해, 제조된 용융아연도금강판 2매를 겹쳐 점 용접을 실시한 다음, 용접된 강판의 단면을 SEM으로 관찰하여 열영향부 크랙의 크기르 측정하고, 이 중 최대크기를 해당 시편의 액상취성크랙(LME)의 크기로 기록하였다.

상기 점 용접은 ISO 18278-2 기준에 맞추어 실시하였으며, 용접전류는 Zn Expulsion 전류에서 0.5kA 낮게 설정하였다.

강종	성분조성(중량%)
강종	C	Si	Mn	P	S	sol.Al	Cr	Ti	N	B	Mo	Sb	Nb
A	0.12	1.52	1.55	0.0100	0.0030	0.036	0.05	0.019	0.0036	0	0.04	0	0
B	0.16	1.55	2.7	0.0085	0.0027	0.50	0.40	0.019	0.0033	0.002	0	0	0
C	0.17	2.03	3.05	0.0100	0.0026	0.01	0.50	0.020	0.0037	0	0.05	0.02	0.010
D	0.14	3.5	4.11	0.0095	0.0030	0.50	0.20	0.008	0.0015	0	0.02	0	0
E	0.17	1.45	2.66	0.0100	0.0029	0.031	0.60	0.020	0.0040	0	0.06	0.05	0
F	0.25	1.59	5.58	0.0100	0.0026	0.11	0.15	0.020	0.0037	0.001	0	0.02	0
G	0.18	1.75	7.3	0.0150	0.0041	0.20	0.20	0.010	0.0025	0.002	0	0	0
H	0.18	1.65	13.5	0.0150	0.0045	0.015	0.20	0.008	0.0025	0.002	0	0	0.005

(상기 D 성분조성을 갖는 강판의 경우 열간압연 과정에서 크랙이 발생하여, 후속 공정의 진행을 중단하였다.)

강종	1차 재결정 소둔			2차 재결정 소둔			냉각		도금			구분
강종	이슬점 온도 (℃)	소둔 온도 (℃)	유지 시간 (s)	이슬점 온도 (℃)	소둔 온도 (℃)	유지 시간 (s)	온도 (℃)	평균 속도 (℃/s)	재가열 온도 (℃)	도금욕 온도 (℃)	도금욕 Al농도 (%)	구분
A	-35	820	60	-10	820	50	290	20	500	457	0.22	비교예 1
B	-35	820	45	-5	850	45	300	28	500	456	0.18	발명예 1
B	-35	860	60	0	820	45	300	15	500	456	0.21	발명예 2
C	-23	850	60	2	820	50	300	19	500	457	0.22	발명예 3
	-39	850	80	-10	860	45	350	13	480	455	0.20	발명예 4
	-65	800	80	-10	850	50	300	21	480	455	0.21	비교예 2
E	-33	820	56	-2	850	50	310	17	480	455	0.24	발명예 5
	-25	850	80	-10	850	48	330	45	480	455	0.16	발명예 6
	-35	820	42	5	850	55	290	26	480	456	0.20	발명예 7
	-5	800	80	-10	850	48	330	45	480	455	0.16	비교예 3
	-35	820	42	-55	850	55	290	26	480	456	0.20	비교예 4
	-35	860	34	-15	680	55	300	31	480	470	0.23	비교예 5
F	-25	820	55	-3	840	36	280	39	490	460	0.19	발명예 8
	-38	870	70	4	840	55	350	22	480	456	0.22	발명예 9
	-29	840	60	1	860	40	550	17	480	456	0.22	비교예 6
	-60	850	60	-60	850	48	350	25	470	456	0.22	비교예 7
G	-30	850	50	-1	840	56	300	22	470	456	0.21	발명예 10
	-37	850	70	4	800	60	300	16	470	456	0.23	발명예 11
	-31	840	60	-9	850	60	250	10	470	456	0.23	발명예 12
H	-35	840	50	-55	830	55	300	9	470	456	0.22	비교예 8

구분	표면 품질	도금 밀착성	인장특성		표층부 미세조직			내부 미세조직			내부 산화물		LME 크랙 크기 (㎛)
구분	표면 품질	도금 밀착성	TS (Mpa)	TS×El (MPa%)	F (%)	γ (%)	B+M+ 석출물 (%)	F (%)	γ (%)	B+M+ 석출물 (%)	성분	깊이 (㎛)	LME 크랙 크기 (㎛)
비교예1	○	○	695	19332	71	<1	>28	15	8	77	Mn,Si, Al	0.8	67
발명예1	○	○	≥900	21467	65	<1	>34	17	7	76	Mn,Si, Al,Cr	1.2	15
발명예2	○	○	≥900	22086	67	<1	>32	20	5	75	Mn,Si, Al,Cr	1.4	23
발명예3	○	○	≥900	22416	72	<1	>27	13	10	77	Mn,Si, Cr	2.8	33
발명예4	○	○	≥900	22098	73	<1	>26	12	9	79	Mn,Si, Cr	1.4	13
비교예2	△	○	≥900	22156	69	<1	>30	12	10	78	Mn,Si, Cr	1.3	32
발명예5	○	○	≥900	21375	70	<1	>29	15	8	77	Mn,Si, Al,Cr	1.1	26
발명예6	○	○	≥900	21036	71	<1	>28	14	8	78	Mn,Si, Al,Cr	0.9	28
발명예7	○	○	≥900	21886	69	<1	>30	14	11	75	Mn,Si, Al,Cr	1.7	22
비교예3	○	○	≥900	21088	36	5	59	14	8	78	Mn,Si, Al,Cr	1.0	188
비교예4	×	×	≥900	21934	14	8	78	15	11	74	-	-	460
비교예5	○	○	≥900	13122	81	<1	>18	75	<1	>24	Mn,Si, Al,Cr	0.8	18
발명예8	○	○	≥900	22630	69	<1	>30	8	12	80	Mn,Si, Al,Cr	1.2	22
발명예9	○	○	≥900	22033	73	<1	>26	8	11	81	Mn,Si, Al,Cr	1.8	10
비교예6	○	○	≥900	15333	72	<1	>27	9	1	90	Mn,Si, Al,Cr	1.6	17
비교예7	×	×	≥900	21980	11	6	83	9	12	79	-	-	737
발명예10	○	○	≥900	22311	68	<1	>31	7	11	82	Mn,Si, Al,Cr	1.9	42
발명예11	○	○	≥900	22406	66	<1	>33	9	10	81	Mn,Si, Al,Cr	2.9	36
발명예12	○	○	≥900	23126	67	<1	>32	7	12	81	Mn,Si, Al,Cr	1.6	35
비교예8	×	×	≥900	22156	10	8	82	7	18	75	-	-	612

(상기 표 3에서 표면품질은 ○: 미도금 부위 없음, △: 직경 1mm 이하 크기의 미도금 존재, ×: 직경 2mm 초과 크기의 미도금 존재의 기준으로 평가하였으며, 도금 밀착성은 ○: 도금박리 무, ×: 도금박리 유의 기준으로 평가하였다.)

(상기 표 3에서 F는 페라이트, γ는 오스테나이트, B는 베이나이트, M은 마르텐사이트를 의미한다.)

상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 강 성분조성 및 제조조건이 본 발명을 만족하는 발명예 1 내지 12의 경우에는 소지철 표면으로부터 두께방향 2.9㎛ 이내에 Mn, Si, Al 또는 Cr의 내부산화물이 형성되어, 상대적으로 표면산화가 억제됨에 따라 도금 표면품질이 우수하고 도금 밀착성이 우수하였다.

또한, 인장강도가 900MPa 이상으로 고강도를 가질 뿐만 아니라, TS×El 값이 16000MPa% 이상으로 높아, 재질특성이 우수하였다.

특히, 소지강판의 내부조직이 연질상과 경질상과 더불어 오스테나이트 상을 일정 분율로 포함함으로써 높은 강도와 연신율을 가지며, 그 표면에서는 페라이트를 주상으로 포함함에 따라 점 용접시 LME 크기가 67㎛ 이하로 양호하였다.

반면, 비교예 1의 경우에는 강 성분조성 중 Mn의 함량이 불충분한 경우로서, 제조조건이 본 발명을 만족함에 따라 도금 표면품질과 도금 밀착성 및 점 용접성은 양호하였으나, 충분한 강도를 확보할 수 없었다.

비교예 2의 경우에는 1차 재결정 소둔시 이슬점 온도가 -40℃ 미만인 경우로서 1차 재결정 소둔과정에서 Si 함량이 높은 산화물이 형성되어 후속하는 2차 재결정 소둔이 본 발명의 조건을 만족하더라도 도금성이 열위하여, 최종적으로 미도금이 발생하여 표면품질이 열위하였다.

비교예 3의 경우에는 1차 재결정 소둔시 이슬점 온도가 -20℃를 초과한 경우로서 1차 재결정 소둔과정에서 형성된 내부산화물로 인해 소지철 표층부에 페라이트층의 형성이 억제되었다. 이로 인해, 표층부 미세조직의 페라이트 상 분율이 36%로 낮고, 오스테나이트상이 과다하게 형성됨이 따라 용접 후 LME 크기가 188㎛로 점 용접성이 열위하였다.

비교예 4는 2차 재결정 소둔시 로내 이슬점 온도가 -20℃보다 낮은 경우로서, 소둔과정에서 Si, Mn, Al, Cr 등의 표면산화물이 두껍게 형성되어 도금 표면품질 및 도금 밀착성이 열위하였다. 또한, 소지철 표층부 조직이 본 발명에서 의도하는 조직으로 형성되지 못함에 따라 용접 후 LME 크기가 460㎛로 매우 크게 발생하였다.

비교예 5는 2차 재결정 소둔시 소둔온도가 낮은 경우로서, 소치철 내부의 페라이트상 분율이 과다하고, 오스테나이트 상분율은 낮아 재질특성이 열위하였다.

비교예 6은 2차 재결정 소둔 후 냉각온도가 과도하게 높은 경우로서, 소지철 내부 오스테나이트 상분율이 낮아 재질특성이 열위하였다.

비교예 7은 1차 및 2차 재결정 소둔시 이슬점 온도가 본 발명에서 제안한 온도보다 낮은 경우로서, Si, Mn, Al, Cr 등이 표면으로 확산하여 외부 산화됨에 따라 도금성 및 도금 밀착성이 열위하였으며, 표층부 페라이트 상분율이 낮고, 오스테나이트 상의 분율은 높아 용접 후 LME 크기가 737㎛로 용접성이 매우 열위하였다.

비교예 8은 강 중 Mn 함량이 과다하고, 2차 재결정 소둔로 내 이슬점 온도가 낮은 경우로서, 강 중 Mn, Si, Cr 등이 표면으로 확산하여 표면에 두꺼운 산화물층을 형성함에 따라 도금성 및 도금 밀착성이 불량하였다. 또한, 소지철 표층부 페라이트 상분율이 낮고, 오스테나이트 상의 분율은 높아 용접 후 LME 크기가 612㎛로 용접성이 매우 열위하였다.

Claims

소지강판 및 상기 소지강판 표면에 형성되는 아연 도금층을 포함하고,
상기 소지강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5~2.5%, 망간(Mn): 2.0~8.0%, 가용성 알루미늄(sol.Al): 0.001~0.5%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 0.01~0.7%, 티타늄(Ti): (48/14)*[N]~0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 소지강판은 미세조직이 면적분율 7~30%의 페라이트, 5~20%의 오스테나이트, 50~80%의 베이나이트 및 마르텐사이트와 2% 이하(0% 포함)의 석출물을 포함하고,
상기 소지강판은 표면으로부터 두께 방향으로 2㎛ 이내의 미세조직이 면적분율 50% 이상의 페라이트, 2% 이하(0% 포함)의 오스테나이트, 50% 이하(0% 포함)의 베이나이트와 마르텐사이트와 2% 이하(0% 포함)의 석출물을 포함하는 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
제 1항에 있어서,
상기 소지강판은 중량%로, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하(0% 포함), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 포함), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0% 포함) 및 보론(B): 0.005% 이하(0% 포함) 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
제 1항에 있어서,
상기 소지강판은 표면으로부터 두께 방향으로 5㎛ 이내에 Si 산화물, Mn 산화물, Al 산화물 및 Cr 산화물 중에서 선택된 2종 이상의 내부산화물을 포함하는 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
제 1항에 있어서,
상기 용융아연도금강판은 900MPa 이상의 인장강도를 갖고, 인장강도(MPa)×연신율(%)의 값이 16000MPa% 이상인 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5~2.5%, 망간(Mn): 2.0~8.0%, 가용성 알루미늄(sol.Al): 0.001~0.5%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 0.01~0.7%, 티타늄(Ti): (48/14)*[N]~0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 700℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 산세 후 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 이슬점 온도 -40~-20℃, 가스 분위기 3~70%H₂ 및 잔부 N₂로 제어된 소둔로에서 750~950℃의 온도범위로 5~120초간 1차 재결정 소둔하는 단계;
상기 1차 재결정 소둔된 냉연강판을 이슬점 온도 -20~5℃, 가스 분위기 3~70%H₂ 및 잔부 N₂로 제어된 소둔로에서 700~950℃의 온도범위로 5~120초간 2차 재결정 소둔하는 단계;
상기 2차 재결정 소둔된 냉연강판을 200~400℃까지 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 냉연강판을 450~500℃로 재가열 또는 재냉각한 후 아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 제조하는 단계를 포함하고,
상기 1차 재결정 소둔하는 단계 후 2차 재결정 소둔 전 냉각하는 단계를 더 포함하는 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 강 슬라브는 중량%로, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하(0% 포함), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 포함), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0% 포함) 및 보론(B): 0.005% 이하(0% 포함) 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
삭제
제 5항에 있어서,
상기 2차 재결정 소둔하는 단계 후 냉각은 5~100℃/s의 평균냉각속도로 1차 및 2차의 단계적 냉각을 실시하는 것인 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
삭제
제 5항에 있어서,
상기 도금욕은 0.13~0.3%의 Al 및 잔부 Zn을 포함하고, 440~500℃의 온도범위로 유지하는 것인 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 제조된 용융아연도금강판의 도금부착량을 조절한 후 냉각하는 단계를 더 포함하는 것인 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 냉연강판을 1차 재결정 소둔 전, 상기 냉연강판의 표면에 Fe, Ni, Co 및 Sn 중 1종 이상을 편면당 0.01~5.0g/m²의 부착량으로 사전도금하는 단계를 더 포함하는 것인 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.