KR20050063917A

KR20050063917A - 성형성 및 내2차가공취성이 우수한 고강도 합금화용융아연도금 강판의 제조방법

Info

Publication number: KR20050063917A
Application number: KR1020030095162A
Authority: KR
Inventors: 진광근
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2003-12-23
Filing date: 2003-12-23
Publication date: 2005-06-29
Also published as: KR100568367B1

Abstract

본 발명은 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법에 관한 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.0005~0.01%, Si: 0.05~0.30%, Mn: 0.3~2.0%, P: 0.02~0.1%, S: 0.02% 이하, N: 0.003% 이하, Sol.Al: 0.01~0.2%, B: 0.0003~0.003%, Ti: 0.005~0.05%와 Nb: 0.005~0.05% 가운데 1종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 B와 Si가 0.005 ≤ B/Si ≤ 0.02 을 만족하는 강을 열간 및 냉간압연하고, 760~830℃의 온도에서 10~120초 동안 소둔한 다음 480~540℃에서 합금화 용융아연도금하는 것을 포함하여 이루어진다.

또한, 본 발명에 따르면 성형성 및 내2차가공취성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금 강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.

Description

성형성 및 내2차가공취성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법{Method for manufacturing high strength galvannealed steel sheets excellent in drawability and resistance of secondary work embrittlement}

본 발명은 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 내식성이 요구되는 자동차 판넬 및 구조용 부품 등에 사용되는 성형성 및 내2차가공취성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법에 관한 것이다.

최근 환경문제와 관련하여 자동차의 연비를 개선시키기 위하여 차체 경량화를 위한 연구가 진행되고 있으며, 이에 따라 고강도 강판의 사용이 증가되고 있다. 이와 동시에 차량의 수명을 연장하기 위하여 방청, 내구멍 부식 등 차체 내식성에 대한 요구도 강화되고 있으며, 그 대책으로 도금강판의 적용 비율이 날로 늘어나고 있는 추세이다.

성형성이 우수한 고강도 강판에 관한 종래기술로는 일본 공개특허공보 소57-57945호, 소59-74232호, 평5-59491호, 평5-214487호, 소63-47338호, 평5-9698호가 있다.

상기한 종래기술중 일본 공개특허공보 소57-57945호는 극저탄소강에 Ti 또는 Nb와 같은 탄질화물 형성원소를 첨가한 소위 IF강에 고용강화 원소로 P, Si, Mn 등을 첨가한 강판이다. 그러나, 상기 종래기술에서 P는 강화능이 Si, Mn보다 크고 고용탄소가 존재하는 경우 r값을 감소시키는 경향이 작기 때문에 고용강화 원소로 매우 효과적인 원소이지만, P의 입계편석으로 2차가공취성이 증가되는 문제점이 있다.

이러한 2차가공취성의 문제를 해결하기 위한 종래기술이 일본 공개특허공보 소59-74232호이다. 상기 종래기술에서는 P를 첨가한 극저탄소강에 다량의 B를 첨가하여 입계에 고용상태의 B를 존재하게 함으로써 높은 내2차가공취성을 확보하고 있다. 그러나, 상기 B첨가에 의한 2차가공취성의 억제효과는 P첨가량 및 Mn첨가량이 증가하면 현저하게 감소되는 문제점이 있다.

따라서, 상기 일본 공개특허공보 평5-59491호 및 평5-214487호에서는 P에 의한 고용강화 대신 Si, Mn을 이용한 고용강화 방법을 제시하고 있다. 그러나, 상기 Si은 산화되기 쉬운 원소이기 때문에 열연 및 소둔과정에서 표면에 산화피막을 형성시켜 용융아연도금 공정에서 미도금 등의 문제를 발생시키고, Mn의 경우에는 Mn의 강화능이 작기 때문에 다량으로 첨가할 필요가 있고 이 경우 2차가공취성이 열화될 뿐 아니라 비용도 증가하는 문제점이 있다.

또한, 일본 공개특허공보 소63-47338호에서는 Si, P를 함유한 IF강을 이용하여 최적의 B와 고용탄소 양을 동시에 확보함으로써, 2차가공취성의 문제를 해결하고 있지만 용융아연도금 강판의 도금밀착성의 개선 및 합금화 속도에 대한 대책이 없는 문제점이 있다.

따라서, 상기 일본 공개특허공보 평5-9698호에서는 Si, Mn, P를 첨가한 IF강을 열간압연한 후 600℃ 이상에서 권취하고, 800~950℃로 소둔하는 과정에서 노내 분위기 가스의 산화발란스를 제어하여 용융아연욕에 침적하기 전 강판 표면의 300Å까지 Si농화량을 1.5mg/㎡이하로 낮춤으로써 도금밀착성을 개선하였다. 그러나, 상기 종래기술의 경우 Si농화량이 가열중 산화발란스에 의하여 조정되기 때문에 정밀한 제어가 어렵고, Si농화량이 1.5mg/㎡ 이상이 되면 도금밀착성이 급격히 열화될 뿐만 아니라 합금화 속도가 지연되는 문제점이 있다.

본 발명은 상기한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, P를 함유한 Ti-B 또는 Ti-Nb-B 첨가 극저탄소강을 원판으로 하는 고강도 합금화 용융아연도금 강판에 있어서 강판과 인접한 합금 도금층의 Fe함량을 적절하게 제어함에 의하여 강판표층으로의 아연의 입계확산을 억제함으로써 성형성 및 내2차가공취성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금 강판을 제공하는데 그 목적이 있다.

상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.0005~0.01%, Si: 0.05~0.30%, Mn: 0.3~2.0%, P: 0.02~0.1%, S: 0.02% 이하, N: 0.003% 이하, Sol.Al: 0.01~0.2%, B: 0.0003~0.003%, Ti: 0.005~0.05%와 Nb: 0.005~0.05% 가운데 1종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 B와 Si가 0.005 ≤ B/Si ≤ 0.02 을 만족하는 강을 열간 및 냉간압연하고, 760~830℃의 온도에서 10~120초 동안 소둔한 다음 480~540℃에서 합금화 용융아연도금하는 것을 포함하여 이루어진다.

이하, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.

본 발명은 Si, Mn, P 등을 첨가한 극저탄소강에 Si와 B의 비를 적절하게 제어함으로써 강판 표면 산화물의 형성을 제어하고, 합금화 용융아연도금시 합금화 온도를 적절하게 제어함에 의하여 강판과 접촉하고 있는 합금도금층의 Fe함량을 13% 이하로 제어함으로써 우수한 성형성과 내2차가공취성을 확보하는데 특징이 있다.

이하, 본 발명의 성분 및 제조조건에 대하여 상세하게 설명한다.

C: 0.0005~0.01중량%(이하, 단순히 '%'로 기재함)

상기 C는 소둔판의 (111)집합조직의 발달을 억제시켜 성형성을 저하시키는 원소로 Ti 또는 Nb를 첨가하여 열연판에서 석출시키는 것이 성형성 확보를 위하여 바람직하다. 상기 C의 함량이 0.0005% 미만이면 탄소함량을 낮추기 위한 탈가스 비용이 너무 증가하고, 0.01%를 초과하면 C를 석출시키기 위한 Ti 또는 Nb 첨가량이 증가하여 비용이 증가하고, 탄화물이 증가하면 성형성이 저하되는 문제점이 있으므로, 그 함량은 0.0005~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.05~0.30%

상기 Si은 고용강화 원소로서 강도를 높이는데 유효한 성분이다. 상기 Si의 함량이 0.05% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과가 너무 미미하고, 0.30중량%를 초과하여 첨가되면 강 표면에 농화되는 Mn, B와 복합 산화피막을 형성시켜 미도금을 발생시키기 때문에, 그 함량은 0.05~0.30%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 0.3~2.0%

상기 Mn은 고용강화 원소로 강도를 향상시키는데 유효한 성분이다. 상기 Mn의 함량이 0.3% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과가 너무 미미하고, 2.0%를 초과하여 첨가되면 성형성과 도금밀착성이 저하되는 문제점이 있으므로, 그 함량은 0.3~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.02~0.1%

상기 P는 고용강화 효과가 가장 우수한 성분이다. 상기 P의 함량이 0.02% 미만이면 상기 고용강화 효과가 너무 작고, 0.1%를 초과하면 과다한 FeTiP를 형성하여 소둔 재결정 온도를 상승시킴으로써 성형성을 열화시킬 뿐만 아니라 입계편석량이 증가하여 내2차가공취성 및 점용접성을 열화시키므로, 그 함량은 0.02~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.02% 이하

상기 S의 함량이 0.02%를 초과하면 유해한 개재물인 MnS를 형성하고 열간가공성을 저하시키므로, 그 함량은 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.003% 이하

상기 N은 강중 Ti 또는 Nb와 결합하여 석출물을 형성하는 성분이다. 상기 N의 함량이 0.003%를 초과하면 드로잉성을 저하시키므로, 그 함량을 0.003% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Sol.Al: 0.01~0.2%

상기 Sol.Al은 용강의 탈산작용을 하여 강중의 산소를 낮추고, 고온역에서 입계에 편석하여 열연판 결정립과 탄화물을 미세하게 하는데 유효한 성분이다. 상기 Sol.Al의 함량이 0.01% 미만이면 탈산이 부족하고, 0.2%를 초과하면 합금비용이 과도하게 증가할 뿐만 아니라 성형성도 열화되므로, 그 함량은 0.2% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

B: 0.0003~0.003%

상기 B는 입계강도를 증가시켜 내2차가공취성을 향상시키고, 용융아연도금 강판의 경우 용융아연이 강판의 입계로 확산하여 Zn-Fe 금속간 화합물을 형성함으로써 결정립계를 취약하게 하는 현상을 억제하는데 유효한 성분이다. 또한, Si, Mn 등과 함께 강판의 표면에 복합 산화피막을 형성함과 동시에 산화피막의 융점을 낮추고 표면장력을 증가시키기 때문에 Si, Mn 등을 첨가한 강판에서 용융 아연도금 이전에 산화피막이 존재하지 않는 표면을 제공하여 용융아연과 강판의 밀착성을 향상시키는 효과가 있다. 상기 B의 함량이 0.0003% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.003%를 초과하면 재결정온도를 과도하게 상승시켜 성형성을 저하시키므로, 그 함량은 0.0003~0.003%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.05%와 Nb: 0.005~0.05% 가운데 1종 이상

상기 Ti는 강중의 질소, 황, 탄소를 석출물로 고정시켜 성형성을 향상시키는데 유효한 성분이다. 상기 Ti의 함량이 0.005% 미만이면 상기 원소들과 결합하는데 불충분하고, 0.05%를 초과하면 도금층의 합금화를 촉진시켜 강판과 인접한 합금도금층의 Fe함량을 증가시킴으로써 내2차가공취성을 저해하므로, 그 함량은 0.005~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Nb는 강중 탄소를 고정하여 성형성을 개선하고 r값과 연신율의 이방성을 감소시키는데 유효한 성분이다. 상기 Nb의 함량이 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과가 적으며, 0.05%를 초과하면 연신율이 저하되므로, 그 함량은 0.005~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기한 성분 이외의 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

본 발명에서는 B의 첨가 효과를 극대화하기 위해서, 0.005 ≤ B/Si ≤ 0.02 을 만족하는 것이 요구된다. 즉, 상기한 B의 효과는 B/Si 비의 영향을 받으며, B/Si 비가 0.005 미만이면 국부적인 보론 농화층이 강판 표면에 형성되어 국부적인 미도금을 발생시키며, 0.02를 초과하면 보론의 표면 농화량이 증가하여 복합산화피막의 유동성을 증가시켜 조대한 산화피막을 형성함으로써 미도금이 증가되므로, 상기 B/Si 비는 0.005~0.02로 제한하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 조성되는 강을 열간압연 및 냉간압연한 다음, 760~830℃에서 10~120초 동안 소둔한다. 즉, 냉간압연된 강판은 성형성 확보를 위하여 용융아연도금 전에 정해진 온도에서 일정한 시간동안 소둔을 행하게 되는데, 상기 소둔온도가 760℃ 미만이거나 소둔시간이 10초 미만이면 소둔에 의하여 강판의 연화가 충분하게 일어나지 않아 성형성이 열화된다. 또한, 소둔온도가 830℃를 초과하거나 소둔시간이 120초를 초과하면 Si, Mn, B의 농화양이 너무 증가하여 산화피막의 도포면적이 증가하고, 그 결과 도금 밀착성이 저하하여 미도금이 발생하게 된다.

이후, 소둔이 끝난 강판을 용융아연욕에 침적한 다음 다시 가열하여 아연도금층을 합금화시키면 여러가지의 Zn-Fe 화합물이 형성된다. 통상의 합금화 용융아연도금 강판의 합금도금층의 경우 강판과 계면에서부터 Γ상(FeZn₁₀), ζ상(FeZn₁₃), δ상(FeZn₇) 등의 화합물을 형성하는데, 각 상들은 각각 24~31%, 6.7~7.2%, 8.5~13%의 Fe함량을 갖는다. 본 발명에서는 합금화 용융아연도금 강판의 내2차가공취성은 Fe함량이 많은 Γ상이 강판 표층에 형성되면 저하되며, 따라서 합금화 반응속도를 제어하여 강판과 계면의 합금도금층의 화합물 상이 Fe함량이 13%이하인 ζ상, δ상이 되도록 함으로써, 내2차가공취성을 개선하게 된다.

이를 위하여 본 발명에서는 합금화 처리시 합금화 온도를 480~540℃로 제어한다. 상기 합금화 온도가 480℃ 미만이면 Zn-Fe합금상이 형성되지 않고, 540℃를 초과하면 과합금화에 의하여 Γ상이 발달함으로써 내2차가공취성을 저하시키므로, 상기 합금화처리 온도는 480~540℃로 제한하는 것이 바람직하다.

상기와 같은 합금화처리 온도에서 합금화처리를 행하면 강판과 인접한 합금도금층의 Fe함량이 13% 이하로 제어되어 -50℃ 이하의 내2차가공취성을 얻을 수 있다.

본 발명에 따라 제조된 고강도 합금화 용융아연도금 강판은 우수한 성형성 및 내2차가공취성을 가질 뿐만 아니라 인장강도도 340~440MPa을 가지게 된다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

[실시예]

하기 표 1과 같은 성분을 갖는 강을 열간 마무리압연 온도는 920℃로 하여 3.2mm로 열간압연하였고, 권취온도 560℃로 권취하였으며, 산세후 0.8mm로 냉간압연하였다.

이어 하기 표 2와 같은 조건에서 소둔 및 합금화 용융아연도금을 실시하였다. 이렇게 제조된 시편들의 기계적 성질, 합금화 용융아연도금 강판의 표면검사 및 파우더링 특성을 조사하였으며, 그 결과는 하기 표 2와 같다.

상기 파우더링 특성은 60도 V-굽힘후 다시 펴서 테이프 박리폭(W:mm)으로 평가하였다.

구분	성분함량(중량%)										B/Si
구분	C	Si	Mn	P	S	N	Al	B	Ti	Nb	B/Si
발명강A	0.0024	0.06	0.55	0.025	0.010	0.0016	0.11	0.0005	0.031	-	0.008
발명강B	0.0021	0.06	0.52	0.026	0.010	0.0024	0.13	0.0006	-	0.045	0.010
발명강C	0.0018	0.06	0.59	0.030	0.010	0.0023	0.11	0.0006	0.028	0.009	0.010
발명강D	0.0032	0.14	0.91	0.051	0.011	0.0025	0.06	0.0011	0.021	0.015	0.008
발명강E	0.0041	0.16	1.21	0.086	0.011	0.0023	0.06	0.0015	0.020	0.047	0.009
비교강A	0.0120	0.14	0.90	0.071	0.012	0.0020	0.15	0.0010	0.032	0.011	0.007
비교강B	0.0035	0.50	0.91	0.052	0.011	0.0025	0.06	0.0011	0.021	0.015	0.002
비교강C	0.0033	0.21	2.25	0.042	0.010	0.0020	0.05	0.0008	0.025	0.030	0.004
비교강D	0.0035	0.13	0.93	0.123	0.011	0.0022	0.13	0.0012	0.029	0.011	0.009
비교강E	0.0030	0.13	0.90	0.076	0.012	0.0022	0.13	0.0002	0.032	0.013	0.0015
비교강F	0.0031	0.12	0.92	0.077	0.012	0.0022	0.13	0.0038	0.032	0.013	0.032
비교강G	0.0035	0.13	0.96	0.069	0.011	0.0025	0.10	0.0012	0.065	0.012	0.009
비교강H	0.0037	0.14	0.95	0.070	0.013	0.0015	0.12	0.0011	0.030	0.065	0.008

구분	강종	소둔온도(℃)	소둔시간(초)	합금화온도(℃)	인장강도(kg/㎟)	연신율(%)	드로잉성r값	파우더링(W)	도금성
발명재1	발명강A	790	90	500	35.2	41.6	2.02	2	양호
발명재2	발명강B	790	90	500	36.6	41.0	1.93	2	양호
발명재3	발명강C	790	90	500	36.5	41.3	2.09	2	양호
발명재4	발명강D	790	90	520	41.6	38.8	1.76	3	양호
발명재5	발명강E	790	90	520	45.9	36.5	1.62	4	양호
비교재1	비교강A	790	90	520	44.3	33.6	1.20	4	양호
비교재2	비교강B	790	90	520	41.5	36.3	1.65	7	불량
비교재3	비교강C	790	90	520	46.5	31.8	1.39	9	불량
비교재4	비교강D	790	90	520	46.8	32.0	1.46	6	불량
비교재5	비교강E	790	90	520	40.8	39.2	1.78	7	불량
비교재6	비교강F	790	90	520	42.0	34.3	1.37	8	불량
비교재7	비교강G	790	90	520	40.9	37.4	1.74	7	불량
비교재8	비교강H	790	90	520	43.5	34.7	1.45	4	양호
비교재9	발명강D	740	90	520	43.8	28.6	1.22	3	양호
비교재10	발명강D	850	90	520	39.4	37.7	1.67	6	불량

상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 범위를 만족하는 발명재 1~5는 성형성을 나타내는 드로잉성이 1.6 이상이고, 합금화 도금층의 파우더링성이 4mm 이하로 양호한 특성을 나타내었다.

반면에 본 발명의 범위를 만족하지 않는 비교재 1~10은 드로잉성 또는 파우더링성이 불량하였다.

도 1은 발명재 5를 이용하여 드로잉비(Drawing ratio) 2.0으로 원통형 컵을 성형하고 컵 온도를 저온조에서 변화시키면서 추를 떨어뜨려 충격을 가할 때 컵의 벽을 따라 발생하는 파괴양상을 관찰하여 강판과 인접한 합금도금층의 Fe함량에 따른 합금화 용융아연도금 강판의 내2차가공취성을 나타내는 지수인 DBTT(연성-취성 천이온도)의 관계를 나타낸 것이다. 하기 표 3은 강판과 인접한 합금층의 Fe함량에 따른 DBTT를 나타낸 것이다.

합금층의 Fe 함량(중량%)	DBTT(℃)
6.9	-65
7.3	-60
7.5	-60
7.5	-60
8	-55
8.8	-55
9.6	-55
10	-50
11	-50
14	-40
16	-40
17	-35
25	-25
27	-20
29	-20

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면 B/Si 비를 적절하게 제어한 Ti 또는 Nb를 1종 이상 함유한 극저탄소강을 이용하여 강판과 합금 도금층 계면의 Fe함량을 13% 이하로 억제함으로써, 성형성이 우수하고 내2차가공취성이 -50℃ 이하의 고강도 합금화 용융아연도금 강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.

도 1은 합금층의 Fe함량에 따른 연성취성천이온도의 변화를 나타내는 그래프이다.

Claims

중량%로, C: 0.0005~0.01%, Si: 0.05~0.30%, Mn: 0.3~2.0%, P: 0.02~0.1%, S: 0.02% 이하, N: 0.003% 이하, Sol.Al: 0.01~0.2%, B: 0.0003~0.003%, Ti: 0.005~0.05%와 Nb: 0.005~0.05% 가운데 1종 이상, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 B와 Si가 0.005 ≤ B/Si ≤ 0.02 을 만족하는 강을 열간 및 냉간압연하고, 760~830℃의 온도에서 10~120초 동안 소둔한 다음 480~540℃에서 합금화 용융아연도금하는 것을 포함하여 이루어지는 성형성 및 내2차 가공취성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 합금화 용융아연도금 후 강판과 인접한 합금 도금층의 Fe함량이 13% 이하임을 특징으로 하는 성형성 및 내2차 가공취성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법.