KR102491030B1 - 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 실시형태는 소지강판 및 상기 소지강판의 일면 또는 양면에 형성되는 용융아연도금층을 갖는 용융아연도금강판으로서, 상기 소지강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.1~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si 및 Al의 합은 1.2~3.5%를 만족하며, 상기 Al 및 Si의 비(Al/Si)는 0.5~2.0을 만족하고, 상기 소지강판의 표면 직하에 두께가 1~5㎛인 내부산화층을 포함하며, 상기 소지강판의 표면 직하로부터 50㎛까지의 영역에서의 탈탄율이 50% 이상인 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법 {HIGH STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCEELENT COATING ADHESION AND WELDABILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 부각되고 있는 환경 규제에 따라 엄격한 자동차 연비 규제 및 충돌 안정성 규제 강화에 대응하기 위한 방안으로 초고강도 강판에 대한 수요가 급증하고 있다. 또한, 국가별 탄소배출량 감축목표 달성을 위해 연비 개선이 요구되고 있는 반면, 고성능화와 각종 편의장치의 증가로 인해 자동차 중량은 지속적으로 증가하고 있으며, 이러한 문제를 해결하기 위하여 초고강도 강판의 수요가 지속적으로 증가하고 있다. 이에 철강사들은 Dual Phase(DP)강, Transformation Induced Plasticity(TRIP)강, Complex Phase(CP)강 등의 고강도 강판의 개발에 주력하고 있다.
자동차용 강판의 고강도화를 위해서는 강도를 증가시키기 위해 강 중에 다량의 Si, Mn, Al 등의 원소를 첨가하는 것이 일반적이나, 이들 원소를 포함하는 강판은 소둔 열처리 과정에서 상기 원소들이 강판 표면에 산화물을 생성하게 됨에 따라 용융아연도금욕 중에 강판 침지 시 도금성을 열위하게 만들고, 도금박리를 초래할 수 있다. 또한, 이후 점용접 과정에서 액상 용융금속에 모재 금속 입계로 침투하여 크랙을 유발하는 액상금속취화(Liquid Metal Embrittlement)를 일으켜 점용접성을 열위하게 만들 수 있다.
상술한 Si, Mn, Al이 다량 첨가된 강판의 도금성을 향상시키기 위해서는 강판 표면에 생성되는 산화물을 억제해야 하며, 이를 위해서는 강중에 Si 및 Al의 첨가량을 줄여야 하지만, 이러한 경우에는 목표로 하는 재질확보가 어려운 문제가 있다.
이를 해결하기 위한 대표적인 기술로는 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1은 강중에 Sb 등의 미량 성분 첨가를 통해 입계에 우선적으로 농화시킴으로써, Si 산화물 등이 표면에 형성되는 것을 억제하는 기술에 관한 것이다.
그러나, 강판 제조 시, 강 중 합금원소의 확산을 보다 확실하게 방지할 수 있는 기술의 개발이 여전히 요구되고 있는 실정이다.
일본 등록특허공보 제6222040호
본 발명의 일측면은, 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 소지강판 및 상기 소지강판의 일면 또는 양면에 형성되는 용융아연도금층을 갖는 용융아연도금강판으로서, 상기 소지강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.1~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si 및 Al의 합은 1.2~3.5%를 만족하며, 상기 Al 및 Si의 비(Al/Si)는 0.5~2.0을 만족하고, 상기 소지강판의 표면 직하에 두께가 1~5㎛인 내부산화층을 포함하며, 상기 소지강판의 표면 직하로부터 50㎛까지의 영역에서의 탈탄율이 50% 이상인 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판을 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.1~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si 및 Al의 합은 1.2% 이상을 만족하며, 상기 Al 및 Si의 비(Al/Si)는 0.5~2.0을 만족하는 소지강판을 준비하는 단계; 상기 소지강판을 이슬점 온도가 10~20℃이고, 부피%로, 3~20%의 수소, 잔부 질소 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 가스 분위기에서 750~900℃의 온도 범위로 균열하는 단계; 및 상기 균열된 소지강판을 440~460℃의 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 얻는 단계;를 포함하는 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 사진이며, (a)는 표면 사진이고, (b)는 도금밀착성 시험 후 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 3의 사진이며, (a)는 표면 사진이고, (b)는 도금밀착성 시험 후 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1을 SEM으로 관찰한 사진이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판에 대하여 설명한다. 본 발명의 용융아연도금강판은 소지강판 및 상기 소지강판의 일면 또는 양면에 형성되는 용융아연도금층을 갖는다. 먼저, 본 발명의 소지강판의 합금조성에 대해서 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 별도의 언급이 없는 한, 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.1~0.3%
상기 C는 오스테나이트 조직의 안정화에 기여하는 원소로서 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 조직을 확보하는데 유리한 측면이 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 상기 C 함량은 0.1% 이상인 것이 바람직하다. 다만, 0.3%를 초과하는 경우에는 주편 결함이 발생할 수 있고 용접성도 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.1~0.3%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.15%인 것이 보다 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.25%인 것이 보다 바람직하다.
실리콘(Si): 0.1~2.0%
실리콘(Si)은 페라이트 내에서 탄화물의 석출을 억제하고, 페라이트 내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하여, 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는, 상기 Si이 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 그 함량이 2.0%를 초과하는 경우 압연성이 열위해질 뿐만 아니라 열처리 과정에서 강판 표면에 산화물을 형성하여 도금성 및 밀착성 열위를 초래할 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.1~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.2%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 1.8%인 것이 보다 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.1~1.5%
알루미늄(Al)은 강중 산소와 결합하여 탈산작용을 하는 원소이며, 또한, Al은 상기 Si과 같이 페라이트 내에서 탄화물의 생성을 억제하여 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는, 상기 Al이 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 슬라브의 건전성이 열위해질 뿐만 아니라, 산소 친화력이 강한 원소이기 때문에 강판 표면에 산화물을 형성하여 도금성 및 밀착성 저해를 초래할 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.1~1.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.2%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 1.4%인 것이 보다 바람직하다.
망간(Mn): 1.5~3.0%
상기 Mn은 탄소와 함께 오스테나이트 조직을 안정화시키는 원소이다. 상기 Mn함량이 1.5% 미만이면 페라이트 변태 발생에 따라 목표 강도 확보가 어려워지게 되며, 3.0%를 초과하게 되면 2차 소둔 열처리 과정에서 상변태 지연에 따른 마르텐사이트 형성으로 목표로 하는 연성 확보에 어려움이 발생한다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.5~3.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 1.7%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 2.9%인 것이 보다 바람직하다.
상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
한편, 앞서 언급한 바와 같이, Si 및 Al는 모두 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, 이를 효과적으로 달성하기 위해서는 Si과 Al의 함량의 합이 1.2~3.5%의 범위를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 Si과 Al의 함량의 합이 1.2% 미만인 경우에는 연신율 증가의 효과를 충분히 얻기 곤란할 수 있다. 반면, 상기 Si과 Al의 함량의 합이 3.5%를 초과하게 되면 주조성 및 압연성이 열위해지는 문제를 초래할 수 있다. 상기 Si과 Al의 함량의 합의 하한은 1.3%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Si과 Al의 함량의 합의 상한은 3.4%인 것이 보다 바람직하다.
또한, Al 및 Si의 비(Al/Si)가 0.5~2.0인 것이 바람직하다. 상기 Al 및 Si의 비가 0.5 미만인 경우에는 Si-rich 산화물이 layer의 형태로 분포하게 됨에 따라 도금 박리가 발생할 수 있다. 반면, 상기 Al 및 Si의 비가 2.0을 초과하는 경우에는 Al-rich 산화물이 강판 표면에 치밀하게 형성되어 외부 산소의 강판 내 침투를 억제함에 따라 소지강판의 표면 직하에 내부산화층의 형성이 어렵게 되고, 표면에 layer형태로 형성된 Al-rich 산화물에 의해 도금성 및 밀착성이 열위해질 수 있다. 상기 Al 및 Si의 비의 하한은 0.6인 것이 보다 바람직하다. 상기 Al 및 Si의 비의 상한은 1.9인 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 용융아연도금강판은 소지강판의 표면 직하에 두께가 1~5㎛인 내부산화층을 포함하는 것이 바람직하다. 본 발명은 소지강판의 표면 직하에 내부산화층을 형성시킴으로써 소지강판에 존재하는 Al이나 Si이 강판의 표층부로 확산되는 것을 방지하여 상기 표층부에 Al 또는 Si 산화물이 형성되지 않도록 함으로써 도금성을 향상시키는 것을 하나의 특징으로 한다. 다만, 상기 내부산화층의 두께가 1㎛ 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 얻기 곤란할 수 있다. 반면, 상기 내부산화층의 두께가 5㎛를 초과하는 경우에는 소둔 열처리 과정에서 강판 표면의 산화물이 롤에 픽업이 되어 dent와 같은 표면 결함을 발생시킬 수 있는 단점이 있다. 따라서, 상기 내부산화층의 두께는 1~5㎛인 것이 바람직하다. 상기 내부산화층 두께의 하한은 1.5㎛인 것이 보다 바람직하고, 2㎛인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 내부산화층 두께의 상한은 4.5㎛인 것이 보다 바람직하고, 4㎛인 것이 보다 더 바람직하며, 3.5㎛인 것이 가장 바람직하다.
상기 내부산화층은 Al, Si 복합 산화물로 이루어지는 산화물을 포함할 수 있다. 이와 같이, 산화물이 Al, Si 복합 산화물이 이루어지도록 함으로써 산화물의 형태가 layer와 같은 연속적인 형태보다는 단속적인 형태의 산화물을 형성시켜 도금 밀착성을 향상킬 수 있는 효과를 얻을 수 있다.
상기 Al, Si 복합 산화물은 결정립내 또는 결정립계에 모두 존재할 수 있다. 이때, 상기 Al, Si 복합 산화물은 단속적으로 존재하는 것이 바람직하다. 이와 같이, 상기 Al, Si 복합 산화물은 단속적으로 존재하도록 함으로써 연속적으로 존재하도록 하는 것에 비하여 도금 밀착성 확보에 유리할 수 있다.
한편, 본 발명의 용융아연도금강판은 소지강판의 표면 직하로부터 50㎛ 까지의 영역에서의 탈탄율이 50% 이상인 것이 바람직하다. 본 발명이 제안하는 바와 같이 열처리로 내 이슬점 온도가 높을 경우, 강판 표층부에 내부산화물이 형성되는 동시에 강중 C이 강판 표면에 흡착된 산소와 반응하여 CO 또는 CO2 가스화되는 반응이 일어나고, 모재 표층부에 C depletion 영역이 형성되는데, 이러한 탈탄 반응이 일어날 경우 점용접 LME 균열 저항성이 우수해지게 된다. 다만, 상기 탈탄율이 50% 미만인 경우에는 탈탄반응이 충분치 않아 LME 균열 저항성이 열위해질 수 있다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 용융아연도금강판은 600MPa 이상의 항복강도, 950MPa 이상의 인장강도 및 20% 이상의 연신율을 가져 우수한 기계적 물성을 확보할 수 있다. 또한, 소지강판의 전체 면적 대비 용융아연도금층의 면적이 95% 이상이면서도 도금밀착성이 양호하여, 우수한 도금성을 가질 수 있다. 아울러, LME 균열 최대길이가 50㎛ 이하로서, 우수한 LME 균열 저항성을 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 만족하는 소지강판을 준비한다. 본 발명에서는 상기 소지강판 준비 방법에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 바람직한 일례로서, 상기 소지강판을 준비하는 단계는, 슬라브를 1000~1300℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 800~950℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 630~700℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 산세한 뒤, 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;를 포함할 수 있다.
전술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1000~1300℃에서 재가열한다. 상기 슬라브 재가열온도가 1000℃ 미만인 경우에는 압연 하중이 현저히 증가하는 문제가 발생할 수 있고, 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일이 과다해지는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 슬라브 재가열온도는 1000~1300℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 슬라브 재가열온도의 하한은 1050℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 슬라브 재가열온도의 상한은 1250℃인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 슬라브를 800~950℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 열간 마무리 압연온도가 800℃ 미만인 경우에는 압연 하중이 증가하여 압연이 어려워지는 문제점이 있고, 950℃를 초과하는 경우에는 압연롤의 열적 피로 증가로 롤수명이 짧아지는 단점이 있다. 따라서, 상기 열간 마무리 압연온도는 800~950℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 열간 마무리 압연온도의 하한은 830℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 열간 마무리 압연온도의 상한은 930℃인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 630~700℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 630℃ 미만인 경우에는 내부산화층이 형성되지 않음에 따라 소둔 열처리 과정에서 강판 표층부에 산화물의 형성이 촉진되어 도금성이 열위해질 수 있고, 700℃를 초과하는 경우에는 내부산화층의 깊이가 상당히 깊어져 이후 소둔 열처리 과정에서 롤에 산화물이 픽업되어 dent와 같은 표면결함을 유발할 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 630~700℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 650℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 680℃인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 권취된 열연강판을 산세한 뒤, 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 본 발명에서는 상기 산세 및 냉간압연 공정에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 통상적으로 행하여지는 모든 방법을 이용할 수 있다.
이와 같이 준비된 소지강판에 대하여 이슬점 온도가 10~20℃이고, 부피%로, 3~20%의 수소, 잔부 질소 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 가스 분위기에서 750~900℃의 온도 범위로 균열한다. 상기 균열은 상기 온도범위로 가열한 뒤, 유지하는 것을 의미한다. 상기 이슬점 온도가 10℃ 미만인 경우에는 국부적으로 내부산화가 충분히 일어나지 않아 강중 Si과 Mn의 표면농화를 효과적으로 억제하는데 한계가 있을 뿐만 아니라, 탈탄 효과가 충분하지 않아 LME 균열 저항성이 열위해질 수 있다. 반면, 20℃를 초과하는 경우에는 Fe가 산화될 수 있는 이슬점 영역인 만큼 Fe산화물에 의해 도금 박리가 발생할 수 있다. 상기 가스 중 수소의 분율이 3부피% 미만인 경우에는 충분한 환원능을 확보할 수 없어 Fe산화물 등이 강판 표면에 잔류하여 미도금 또는 도금박리를 발생시킬 수 있고, 20부피%를 초과하는 경우에는 고비용의 수소를 다량 사용함에 따라 비용이 상승하는 단점이 있다. 상기 균열온도가 750℃ 미만인 경우에는 A3이상의 재결정 온도를 확보하지 못해 미재결정 영역으로 인한 기계적 물성의 편차가 발생할 수 있고, 내부산화가 일어나지 않아 Si, Mn 등이 강판 표면으로 확산하여 산화물을 형성함으로써 도금품질이 열위해지는 단점이 있다. 반면, 900℃를 초과하는 경우에는 열처리 설비의 한계로 인해 강판의 온도를 높이는데 한계가 있고, 2차 재결정에 의해 우수한 재질의 강판을 얻을 수 없다는 단점이 있다.
이후, 상기 균열된 소지강판을 440~460℃의 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 얻는다. 상기 용융아연도금욕의 온도가 440℃ 미만인 경우에는 도금욕의 점도가 증가하여 강판을 감는 롤(roll)의 이동도가 감소되어 강판과 롤간의 미끄럼(slip)을 유발시켜 강판에 결함을 유발할 수 있고, 460℃를 초과하는 경우에는 강판이 도금욕 중에 용해되는 현상이 촉진되어 Fe-Zn 화합물 형태의 드로스 발생이 가속화되어 표면결함을 유발시킬 수 있다.
한편, 상기 용융아연도금강판을 얻는 단계 후, 상기 용융아연도금강판을 480~600℃에서 합금화 열처리하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 480℃ 미만인 경우에는 모재 내 Fe가 도금층 내로 충분히 확산되지 못해 도금층 내 Fe함량을 충분히 확보하지 못할 수 있고, 600℃를 초과하는 경우에는 도금층 내 Fe함량이 과도하여 강판을 가공하는 과정에서 도금층이 탈락하는 파우더링 현상이 발생할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세하게 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 용융금속을 진공용해로에서 폭 175mm, 두께 90mm의 잉곳으로 제조한 후, 1200℃에서 1시간 동안 재가열하여 균질화 처리를 하고, Ar3 이상의 온도인 900℃에서 열간 마무리 압연한 뒤, 680℃에서 1시간 동안 유지시켜 열연권취를 모사하였다. 이후 열연강판을 15%HCl의 산세용액에 40초 침지하여 산세공정을 모사하였다. 이후 50~60%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 이 냉연강판을 800℃의 환원로에서 하기 표 2에 기재된 이슬점 온도 조건을 갖는 5부피%H+95부피%N의 가스 분위기로 균열처리를 행한 뒤, 냉각하고, 460℃의 용융아연도금욕에 5초 동안 침지한 후, 에어 와이핑(Air wipping)을 통해 도금 부착량을 편면 기준 60g/m2 수준으로 조절하여 용융아연도금강판을 제조하였다.
이와 같이 제조된 용융아연도금강판에 대하여 기계적 물성, 내부산화층 두께, 도금성, 탈탄율 및 LME 균열 최대길이를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 한편, 상기 측정된 산화물은 Al, Si 복합 산화물이었다.
기계적 물성은 용융아연도금강판을 압연방향의 수직방향으로 40mm×200mm 크기로 절단하고, 측면을 밀링연삭한 뒤, JIS 5호 규격으로 인장시편을 제작하여 인장시험기로 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(EL)를 측정하였다.
내부산화층 두께는 주사전자현미경(Scanning Electron Spectroscopy, SEM)를 통해 얻어진 단면 미세조직 사진에서 10군데를 임의로 선정하여 5000배율에서 측정한 뒤, 그 평균값을 기재하였다.
도금성은 용융아연도금강판의 전체 면적 대비 용융아연도금층의 형성 면적을 image analysis로 측정하여 분율을 측정하는 것과, 구조용 접착제를 용융아연도금강판 위에 도포한 후, 175℃에서 20분 동안 경화시킨 뒤, 90°로 벤딩(bending)하였을 때, sealer에 묻어 나오는지 여부(도금밀착성)를 확인하는 것으로 평가하였다.
탈탄율은 GDOES(Glow Discharge Optical Emission Spectroscopy) depth profile 상에서 C의 profile을 소지강판의 깊이 방향으로 약 50㎛까지 측정한 후, 상기 profile 상에서 전체 면적 대비 depletion된 영역의 분율을 측정하여 나타내었다.
LME 균열 최대길이는 강판을 적층시킨 뒤, 선단경이 6mm인 Cu-Cr 전극을 사용하여 용접전류를 흘려주며 가압력 2.6kN으로 16cycle의 통전시간과 15cycle의 holding시간의 조건에서 용접을 실시한 후, 용접봉 전극과 강판이 접촉하는 면적 경계의 경사부에 대해 광학현미경으로 단면을 관찰하여 측정하였다.
강종No. 합금조성(중량%)
C Si Al Mn Al+Si Al/Si
발명강1 0.21 0.50 0.80 2.7 1.30 1.60
발명강2 0.22 0.65 0.75 2.6 1.40 1.15
발명강3 0.23 0.71 0.62 2.6 1.33 0.87
발명강4 0.21 0.66 0.76 2.8 1.42 1.15
비교강1 0.22 1.00 0.30 2.7 0.80 0.30
비교강2 0.20 0.40 1.00 2.8 2.00 2.50
비교강3 0.22 0.98 0.25 2.7 0.65 0.26
비교강4 0.23 0.35 0.60 2.8 0.95 1.71
발명강5 0.21 0.70 0.70 2.7 1.40 1.00
구분 강종No. 이슬점 온도
(℃)		 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 내부
산화층
두께
(㎛)		 도금성 탈탄율
(%)		 LME균열
최대길이
(㎛)
도금층
면적분율
(%)		 도금
밀착성
발명예1 발명강1 14 744 1044 22.0 2.5 98 비박리 69 45
발명예2 발명강2 15 762 1058 22.4 2.6 97 비박리 72 43
발명예3 발명강3 10 756 1051 22.1 2.2 96 비박리 65 48
발명예4 발명강4 13 768 1049 22.6 2.4 95 비박리 68 46
비교예1 비교강1 -25 722 1033 23.1 0.6 96 박리 31 128
비교예2 비교강2 -38 766 1057 22.5 0.5 87 박리 28 133
비교예3 비교강3 -11 670 1022 20.9 0.7 98 박리 36 115
비교예4 비교강4 0 505 989 18.9 1.3 98 비박리 44 105
비교예5 발명강5 5 742 1039 21.7 1.6 98 비박리 47 102
상기 표 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 4의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 내부산화물층 두께, 탈탄율을 확보함에 따라, 우수한 도금성과 LME 균열 저항성을 가지고 있음을 알 수 있다.
반면, 비교예 1 및 3은 본 발명이 제안하는 Al/Si 보다 낮을 뿐만 아니라, 매우 낮은 이슬점 온도로 인하여 본 발명이 제안하는 내부산화층 두께와 탈탄율을 확보하지 못함에 따라 도금밀착성과 LME 균열 저항성이 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 2는 본 발명이 제안하는 Al/Si를 초과할 뿐만 아니라, 매우 낮은 이슬점 온도로 인하여 본 발명이 제안하는 내부산화층 두께와 탈탄율을 확보하지 못함에 따라, 미도금이 발생하였고, 도금밀착성과 LME 균열 저항성 또한 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 4는 본 발명이 제안하는 Si 및 Al의 합을 만족하지 않음에 따라 연신율이 낮은 수준이며, 낮은 이슬점 온도로 인하여 본 발명이 제안하는 탈탄율을 확보하지 못함에 따라, LME 균열 저항성이 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 5는 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 낮은 이슬점 온도로 인하여 본 발명이 제안하는 탈탄율을 확보하지 못함에 따라, LME 균열 저항성이 열위한 것을 알 수 있다.
도 1은 발명예 1의 사진이며, (a)는 표면 사진이고, (b)는 도금밀착성 시험 후 사진이다. 도 2는 비교예 3의 사진이며, (a)는 표면 사진이고, (b)는 도금밀착성 시험 후 사진이다. 도 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 발명예 1은 미도금된 영역이 거의 없고, 도금층의 박리도 일어나지 않아 도금 품질이 양호한 반면, 비교예 3은 미도금된 영역은 거의 없으나 도금층의 박리가 일어나 도금품질이 열위한 것을 알 수 있다.
도 3은 발명예 1을 SEM으로 관찰한 사진이다. 도 3을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1은 단속적으로 존재하는 산화물을 포함하는 내부산화층이 적정 두께로 형성되어 있음을 알 수 있다.

Claims (9)

  1. 소지강판 및 상기 소지강판의 일면 또는 양면에 형성되는 용융아연도금층을 갖는 용융아연도금강판으로서,
    상기 소지강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.1~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si 및 Al의 합은 1.2~3.5%를 만족하며, 상기 Al 및 Si의 비(Al/Si)는 1.15~2.0을 만족하고,
    상기 소지강판의 표면 직하에 두께가 1~5㎛인 내부산화층을 포함하며,
    상기 소지강판의 표면 직하로부터 50㎛까지의 영역에서의 탈탄율이 50% 이상인 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 내부산화층은 Al, Si 복합 산화물로 이루어지는 산화물을 포함하는 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
  3. 청구항 2에 있어서,
    상기 산화물은 단속적으로 존재하는 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 용융아연도금강판은 600MPa 이상의 항복강도, 950MPa 이상의 인장강도 및 20% 이상의 연신율을 갖는 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 용융아연도금강판은 상기 소지강판의 전체 면적 대비 용융아연도금층의 면적이 95% 이상인 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 용융아연도금강판은 LME 균열 최대길이가 50㎛이하인 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.1~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si 및 Al의 합은 1.2% 이상을 만족하며, 상기 Al 및 Si의 비(Al/Si)는 1.15~2.0을 만족하는 소지강판을 준비하는 단계;
    상기 소지강판을 이슬점 온도가 10~20℃이고, 부피%로, 3~20%의 수소, 잔부 질소 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 가스 분위기에서 750~900℃의 온도 범위로 균열하는 단계; 및
    상기 균열된 소지강판을 440~460℃의 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 얻는 단계;를 포함하는 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 소지강판을 준비하는 단계는, 슬라브를 1000~1300℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 800~950℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 630~700℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 산세한 뒤, 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;를 포함하는 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  9. 청구항 7에 있어서,
    상기 용융아연도금강판을 얻는 단계 후, 상기 용융아연도금강판을 480~600℃에서 합금화 열처리하는 단계를 추가로 포함하는 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
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