KR20080061853A - 기계적 성질 및 표면 품질이 우수한 고강도 아연도금용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

기계적 성질 및 표면 품질이 우수한 고강도 아연도금용 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

자동차 내.외판용 및 구조용으로 주로 사용되고, 기계적 성질 및 표면 품질이 우수한 고강도 아연도금강판이 제공된다.
이 강판은 중량%로, C: 0.01~0.2%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 0.2~4.0%, P: 0.001~0.1%, S: 0.03% 이하, Al: 0.01~1.5%, N: 0.001~0.03%, B: 0.0002~0.005%, Cr: 0.01~2.0%, Mo: 0.005~0.5%, Sb: 0.005~0.1%를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 다음의 관계식 5≤(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)≤18을 만족하며 그 표면의 산화물층 두께가 1㎛ 이하로 억제된다.
본 발명에 따르면, 우수한 표면특성과 함께 우수한 기계적 성질을 갖는 고강도 DP강의 제조가 가능할 수 있다.
Sb, 표면품질, 아연도금, 산화물층 두께, 권취온도

Description

기계적 성질 및 표면 품질이 우수한 고강도 아연도금강판 및 그 제조방법{High strength Zn-coated steel sheet having excellent mechanical properites and surface quality and the method for manufacturing the same}
도 1은 Sb의 첨가 유무에 따른 발명강과 비교강의 산화물 형상을 나타내는 사진이다.
도 2는 발명강 표면에 형성되는 표면 산화물의 크기 분포를 나타내는 그래프이다.
일본 공개특허공보 제2002-146477호
일본 공개특허공보 제2001-64750호
일본 공개특허공보 제2002-294397호
일본 공개특허공보 제2002-155317호
국내 출원번호 제2005-0128666호
일본 공개특허공보 제2001-288550호
본 발명은 자동차 내.외판용 및 구조용으로 주로 사용되는 기계적 성질 및 표면 품질이 우수한 고강도 DP(Dual Phase)강에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 종래의 고강도 DP강 보다 제조가 용이하며 표면품질 및 기계적 특성이 우수한 고강도 아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차용 강판은 자동차 성형품의 복잡화, 일체화 경향으로 더욱 더 높은 수준의 성형성을 갖는 강판이 요구되고 있을 뿐만 아니라, 한편으로는 자동차 사용환경 측면에서 내2차가공취성 및 용접부 피로특성이 우수하고, 도금표면이 미려한 강판이 요구되고 있음은 이미 잘 알려져 있는 사실과 같다.
일반적으로 강판의 성형성 및 강도를 올리기 위해서는 재질 강화 원소인 Si, Mn, Ti, Nb, Al 등을 첨가함으로써 제조하는 것이 보통이지만, 이들 원소들은 대부분 Fe에 비하여 산소 친화성이 높은 원소이기 때문에 냉연 소둔 공정중에 표면 농화 현상을 일으키는 문제점이 있다.
이러한 표면농화 현상이 일어나면 미도금 등의 도금 품질 저하가 발생할 뿐만 아니라 표면 농화물이 조대한 경우는 연속 소둔로의 허스롤(Hearth Roll)에 흡착하여 도금 강판 표면에 미소 덴트(dent) 등의 결함을 유발시키게 된다.
상기와 같은 도금 결함의 문제를 개선하기 위하여 그동안 일본 고로사들을 중심으로 개발된 공지의 심가공용 박강판 제조기술에 대한 내용을 간략히 설명하면 다음과 같다. Cr,Sb,Sn 등의 특정원소를 첨가함으로써 도금을 향상시키는 방법(일본 공개특허공보 제2002-146477호, 제2001-64750호, 제2002-294397호, 제2002-155317호, 국내 출원번호 제2005-0128666호) 또는 냉연 전 열연코일에 대하여 예비산화함으로써 냉연 소둔시 표면에 형성되는 농화물을 억제하는 방법(일본 공개특허공보 제2001-288550호) 등이 제안되었으나, 이들 방법은 특정 원소 첨가의 효과가 명확하지 않고, 첨가 원소의 야금학적 거동에 대한 고찰이 명확하지 않아 필요한 제조방법이 미흡할 뿐만 아니라 가공성이 저하되는 경우가 발생하는 문제점이 있다.
또한 상기 종래기술 중 일부는 현재의 일반적인 열연-냉연-연속소둔의 설비에서는 구현할 수 없는 제조방법이기 때문에 실제로 상업적인 생산은 이루어지고 있지 않는 문제점들이 있는 것이다.
본 발명은 상기한 종래의 문제점을 개선하기 위한 것으로, 강의 합금성분과 열연권취온도를 적절히 제어함에 의해 종래의 고강도 DP강 보다 제조가 용이하며 표면품질 및 기계적 특성이 우수한 고강도 아연도금강판 및 그 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은 중량%로, C: 0.01~0.2%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 0.2~4.0%, P: 0.001~0.1%, S: 0.03% 이하, Al: 0.01~1.5%, N: 0.001~0.03%, B: 0.0002~0.005%, Cr: 0.01~2.0%, Mo: 0.005~0.5%, Sb: 0.005~0.1%를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 다음의 관계식 5≤(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)≤18을 만족하며 그 표면의 산화물층 두께가 1㎛ 이하로 억제되는 기계적 성질 및 표면 품질이 우수한 고강도 아연도금강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.01~0.2%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 0.2~4.0%, P: 0.001~0.1%, S: 0.03% 이하, Al: 0.01~1.5%, N: 0.001~0.03%, B: 0.0002~0.005%, Cr: 0.01~2.0%, Mo: 0.005~0.5%, Sb: 0.005~0.1%를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 다음의 관계식 5≤(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)≤18을 만족하는 강 슬라브를 1100~1250℃로 재가열하고, 열간압연한 다음 권취온도(CT)는 다음의 조건 CT=(700-(30Mn+18Si+54P+15Cr+7Mo)+150B)±20℃을 만족하도록 권취하고 산세 및 냉간압연을 실시한 후, 700℃~860℃ 온도구간에서 소둔하는 것을 포함하여 이루어지는 기계적 성질 및 표면 품질이 우수한 고강도 아연도금강판의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.
본 발명자들은 종래의 고강도 DP강 보다 제조가 용이하며 우수한 기계적 성질 및 표면품질을 갖는 고강도 DP강을 제조하기 위한 방안을 연구하던 중 강의 합 금성분과 열연권취온도를 적절히 제어함으로써 강판 표면의 산화물 입자의 직경이 억제되어 우수한 표면품질을 가지는 동시에 기계적 성질이 개선된다는 사실을 규명하였다.
이하, 본 발명의 강성분의 조성범위를 설명한다.
탄소(C)의 함량은 0.01~0.2%가 바람직하다.
강중 C는 강판의 강도를 증가시키고, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직을 확보하는 데 매우 중요한 성분이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없는 반면, 0.2%를 초과하게 되면 인성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아지므로, 상기 C의 함량은 0.01~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si)의 함량은 0.01~1.5%가 바람직하다.
강중 Si은 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 촉진하고 미변태 오오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 1.5%를 초과하게 되면 표면특성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아지므로, 상기 Si의 함량은 0.01~1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn)의 함량은 0.2~4.0%가 바람직하다.
상기 Mn은 고용강화 효과가 매우 큰 원소이며 동시에 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직 형성을 촉진한다. 그 첨가량이 0.2% 미만인 경우 그 효과가 미미하여 고강도를 확보하기 어려우며, 4.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높기 때문에 상기 Mn의 함량은 0.2~4.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
인(P)의 함량은 0.001~0.1%가 바람직하다.
강중 P도 Mn과 함께 강도상승을 위해 첨가되는 대표적인 고용강화 원소이며 첨가량이 0.001% 미만에서는 소정의 효과를 거두기 어려우며,　인의　함량이 0.1%를 초과하면 용접성이 악화되고　연주시　일어나는　중심편석에 의해서　부위별로 강의 재질편차가　크게 되는 단점이 있고, 용접성도 저하될 수 있다. 따라서 상기 P의 함량은 0.001~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S)의 함량은 0.03% 이하가 바람직하다.
강중 S는 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소이므로 그 상한을 0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al)의 함량은 0.01~1.5%가 바람직하다.
강중 Al은 통상 강의 탈산을 위하여 첨가되지만 본 발명에서는 알루미늄이 연성 향상을 위해서 첨가된다. 또한, 알루미늄은 오스템퍼링공정에서　형성되는　탄화물의　생성을　억제하고 강도를 증가시키기 위해서 첨가된다.　상기 Al이 0.01% 미만이 첨가되면, 상기의 효과를 충분히 얻기 어려우며, 첨가량이 1.5%를 넘게 되면 냉연판 소둔시 내부산화가 발달하여 GA 도금의 합금화를 방해하여 높은 합금화 온도를 필요로 하므로 상기 Al의 함량은 0.01%~1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N)의 함량은 0.001~0.03%가 바람직하다.
강중 N는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분으로서, 상기 N의 함량이 0.001% 미만의 경우에는 이러한 효과를 기대하기 어렵고, 0.03%를 초과하는 경우에는 Al과 결합하여 조대한 AlN이 정출되어 기계적 성질을 떨어뜨릴 수 있으므로 그 상한을 0.03%로 한정하였다.
보론(B)의 함량은 0.0002~0.005%가 바람직하다.
강중 B은 입계강화원소로서 점용점부의 피로특성을 향상시키고, P입계취성을 방지하는 효과가 있다. 또한 Al 및 Si 함량이 높은 강의 제조에 있어서 고온 연성을 향상시키는 효과가 있다. 그리고 다른 효과로는 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 상기 B의 함량이 0.005% 초과하면 표면에 과다한 B이 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있다. 따라서, 소정의 효과를 얻기 위하여는 0.0002% 이상 첨가되어야 하지만 0.005%를 초과하게 되면 급격히 가공성이 하락하고 도금강판의 표면특성이 열화될 수 있 기 때문에 그 함량을 0.0002~0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr)의 함량은 0.01~2.0%가 바람직하다.
강중 Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분으로서, 상기 Cr의 함량이 0.01% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어렵다. 반면, 2.0%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 연성이 저하될 가능성이 높기 때문에, 상기 Cr의 함량을 0.01~2.0%로 한정하였다.
몰리브덴(Mo)의 함량은 0.005~0.5%가 바람직하다.
강중 Mo은 내2차가공취성 및 도금성을 개선시키는 원소로서 첨가되었으나, 그 함량이 0.005% 미만에서는 소정의 효과가 나타나지 않고, 0.5%를 넘어서는 경우는 개선효과가 크게 감소할 뿐만 아니라 경제적으로도 불리하므로 그 함량을 0.005 ~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
스티븀(Sb)의 함량은 0.005~0.1%가 바람직하다.
강중 Sb은 고온에서 이들 원소 자체가 산화 피막을 형성하지는 않지만 표면 및 결정립 계면에 농화되어 강중 성분 원소가 표면에 확산되는 것을 억제하여 결과적으로 산화물의 생성을 억제하는 효과가 있다. Sb 첨가는 Si, Mn, Al이 다량 함유되어 있어서 소둔 공정에서 산화물의 생성을 억제하여 도금성을 개선시키며, 특히 Mn, B이 복합적으로 첨가된 경우 표면 산화물층의 조대화를 효과적으로 억제한다.
소둔 산화물이 조대하게 성장할 경우 산화물이 롤(Roll)에 반복적으로 적층되어 냉연재 및 도금재 표면에 덴트(dent)결함을 유발하게 되는데 Sb 첨가에 의한 표면 산화물의 억제는 이러한 덴트 결함의 억제에 매우 효과적이다. Sb의 적당량의 첨가는 강재의 강도 및 연성을 동시에 높이는 효과가 있으므로, 적정한 양의 첨가가 기계적 성질의 개선에 효과적일 수 있다.
상기 Sb 이외에도 Se, Y 등에서도 유사한 효과가 확인되지만, Se, Y 등은 이들 성분 원소 자체의 표면 농화가 타 원소에 비하여 크며, Se, Y은 표면에 형성되는 SiO2, Al2O3의 아래에 산화물을 생성하여 산화물이 조대해질 염려가 있으므로 바람직하지 않다.
따라서, Sb를 첨가하는 것에 의하여 냉연판의 소둔시 MnO, SiO2, Al2O3 등의 표면 농화 발생을 억제하는데 탁월한 효과 및 기계적 성질의 개선이 가능하며 상기 효과를 얻으려면 최소 0.005% 이상 필요하나 특정 한도 이상 첨가될 경우 향상된 효과를 얻을 수 없기 때문에 그 상한을 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 성분 범위를 갖는 강판의 합금설계시 각각의 합금조성비는 5≤ (7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)≤18의 관계식을 만족할 수 있다.
강중 Mn, Si, Al, B 등은 소둔조업시 표면에 농화물을 형성하는 특성을 가진 원소들로서 이들 원소의 농화물이 많을수록 도금특성이 저하하게 된다. 반면, C, P, Sb 등은 강중 결정립계에 편석하는 경향이 강하며, 이들 원소가 편석하면 상기의 표면농화 원소들의 입계확산을 방해하는 역할을 하기 때문에 표면품질 측면에서는 매우 유리하다.
하지만, 입계편석 원소가 너무 많은 경우는 연신율 등의 재질특성이 열화되며, 또한 표면 농화경향을 가진 원소들이 많은 경우는 표면특성이 저하되기 때문에 적절한 양의 제어가 필요한 것이며 상기의 관계식은 각 원소의 표면 농화 거동 및 편석거동의 정도에 따라 재질특성의 열화를 막으면서 우수한 표면품질의 확보가 가능한 영역을 경험적 수치로서 관계식으로 구성한 것이다. 예컨데 상기 수식에 의해 계산된 값이 5보다 작은 값을 가지면 재질이 열화되며, 18보다 큰 값을 가지면 표면품질의 확보가 어려움을 의미하는 것이다.
본 발명에서는 상기한 성분을 포함하는 강판에 Co: 0.01~1.0%, Zr: 0.001~0.1%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1%, La: 0.0005~0.040%, Ce: 0.0005~0.040% 및 Ca: 0.0005~0.030% 중의 적어도 1종을 추가로 포함할 수 있다.
Co의 함량은 0.01~1.0%가 바람직하다.
강중 Co는 강의 강도를 향상시키기 위해서 첨가하는 원소로서, 고온 소둔시 산화물 형성을 억제하기 때문에 용융도금시 용융아연강판에 대한 젖음성을 향상시 킬 수 있다. 상기 효과를 확보하기 위하여 그 함량이 최소 0.01% 이상 필요하나, 특정 한도 이상으로 첨가될 경우 강의 연신율이 크게 감소하기 때문에 그 상한을 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Zr의 함량은 0.001~0.1%가 바람직하다.
강중 Zr은 주상정입계에 고용되어 Al이 농화된 저융점 화합물의 용융온도를 높여주어 1300℃ 이하에서 액상막 형성을 막아주고 주상정 입계를 강화시켜줄 수 있다. 0.001% 미만의 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 더 향상된 효과를 보기 어렵다. 따라서, 그 함량을 0.001~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti, Nb의 함량은 0.001~0.1%가 바람직하다.
강중 Ti 및 Nb은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Ti 및 Nb의 함량이 0.001% 미만의 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 페라이트 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 그 함량을 0.001~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
La, Ce의 함량은 0.0005~0.04%가 바람직하다.
강중 La 및 Ce은 입계 취화의 문제가 되고 있는 주상정의 크기와 양을 감소 시키고 고온 연성이 우수한 등축정량을 증가시켜 주조조직의 열간 가공성을 향상시켜 주며 입계에 편석되어 입계 파단강도를 저하시키는 P 및 S과 화합물을 만들어 P 및 S의 악영향을 감소시킨다. 그러나 상기 La 및 Ce의 첨가량이 각각 0.0005% 미만인 경우에는 그 첨가 효과가 없고, 0.04%를 초과하는 경우에는 첨가효과가 포화되므로, 상기 La 및 Ce의 각각의 첨가량은 0.0005~0.04%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ca의 함량은 0.0005~0.03%가 바람직하다.
강중 Ca(칼슘)은 용강중의 MnO, MnS등의 비금속 개재물과 화합물을 만들어 비금속 개재물을 구상화시켜 주상정 입계의 판단강도를 높여 줄 뿐만 아니라 강판의 플렌지크랙 발생 민감성을 완화시켜주고 강판의 구멍확장성을 높여주나 0.03% 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되므로 그 함량을 0.0005~0.030%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.
본 발명에서는 강판 표면의 산화물층 두께가 1㎛ 이하로 억제되는 것이다.
소둔 공정에 의하여 금속 표면에 형성되는 산화물층은 도금시 금속 소지와 도금층 사이에 장애물로 작용하여 도금밀착성을 저해하는 역할을 한다. 따라서 소 둔에 의한 산화물층이 두껍지 않고 균일하게 형성되는 것이 도금층의 품질 확보에 있어서 유리하다. 본 발명에서는 Sb를 0.005~0.1% 첨가하여 Sb가 산화되지 않고 금속 표층에 농화되어 산화 반응을 억제하는 작용을 하게 함으로서 산화물층이 균일하고 그 두께가 1㎛ 이하가 되도록 억제하는 것이다.
이하, 상기와 같이 조성되는 강을 갖는 강판의 제조방법에 대하여 상세하게 설명한다.
먼저, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1100~1250℃에서 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1100℃ 미만인 경우 조직 균일화 및 Ti, Nb 등의 재고용이 충분하지 않으며, 1250℃를 초과하게 되면 산화스케일과 금속과의 계면 및 금속 내부에 SiO2, MnO, Al2O3와 같은 산화물이 다량 생성되어 표면 품질을 저해하기 때문이다. 따라서, 상기 재가열 온도는 1100~1250℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이후, Ar3 변태점 이상 950℃ 이하에서 열간마무리압연을 종료한다. 열간마무리 압연온도 Ar3 변태점 미만에서는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고 제조상 문제가 발생할 수 있으며, 950℃를 초과하게 되면 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라, 강판이 조대화될 가능성이 높다. 따라서, 상기 열간마무리 압연온도는 Ar3 변태점 이상 950℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 열간마무리 압연을 종료한 후, 열연권취 작업을 하는데 있어서 권취온도(CT)는 다음의 조건 CT=(700-(30Mn+18Si+54P+15Cr+7Mo)+150B)±20℃을 만족하도록 권취하는 것이 요구된다. 본 발명에 있어서 Mn, Si, P, Cr, Mo 등의 원소는 미세조직 중 마르텐사이트 형성과 관계되는 합금원소로서 첨가되지만, 이들 원소들은 권취온도가 높을수록 편석이 발생할 위험성이 증가하며, 이 경우 그 첨가효과가 저하하여 원하는 강도 및 가공성을 확보하기 어렵게 된다.
상기 관계식은 권취온도와 합금원소량들의 관계에 따라 원하는 강도와 가공성을 확보하기 위한 수단으로서 경험식으로 고안된 것이며 상기 권취방법에 의해 양호한 재질의 확보가 용이한 것이다.
상기 공정에 의하여 만들어진 열연판은 산세후 목표 두께로 냉연한 후 재결정 및 미세 조직 결함 제거를 위하여 700~860℃의 온도로 소둔한다. 상기 소둔 온도가 700℃ 미만에서는 소둔 산화물의 발달이 미세하여 상기 Sb 등의 첨가 효과가 뚜렷하게 보이지 않으며, 860℃를 초과하는 경우에는 산화물의 성장이 과도하여 표면 농화물을 충분히 억제할 수 없다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
[실시예]
하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 1200℃의 온도 범위로 가열하여 추출한 후 관계식 2에 의해 계산된 목표온도(±20℃)로 권취한 후 냉간압연하여 냉연 강판을 제조하였다. 이후, N2-10%H2O 분위기에서 780~830℃의 온도로 90초 동안 3℃/sec의 가열속도로 소둔 열처리를 실시하고, 460℃, 0.12~0.19Al%의 Zn욕 온도에서 도금 처리를 한 후, 540~560℃의 온도로 24초 동안 Zn도금의 합금화 열처리를 실시한 다음 도금 강판의 표면 품질을 관찰하였다.
표 2에서 도금 외관은 미도금 및 여타 도금 결함을 포함하지 않는 경우를 ○로 하였으며, 도금 결함이 발생하는 경우 결함명을 명기하였다. 또한, 도금 밀착성 평가는 도금판을 20mm × 50mm로 절단한 후 60˚ 굽힘시험을 실시한 후에 다시 펴서 굽혀졌던 자리에 테이프를 붙여서 떨어져 나오는 도금층의 폭을 다음과 같은 기준으로 평가하였다.
◎ : 떨어져 나온 도금이 없거나 폭이 1mm 이내
○ : 떨어져 나온 도금폭이 1~3mm 이내
△ : 떨어져 나온 도금폭이 3~5mm 이내
X : 떨어져 나온 도금폭이 5mm 이상
강번 C Si Mn P S Al N Ti Nb Mo Cr B Sb 기타 성분 식1 계산값 식2 계산값
1 0.095 0.08 1.8 0.014 0.006 0.434 0.015 　 　 0.03 　 　 0.02 　 12.6 644
2 0.06 0.16 1.624 0.015 0.003 0.05 0.005 　 　 0.059 　 0.0003 0.05 0.001Ca 7.1 648
3 0.08 0.16 1.789 0.017 0.004 0.055 0.005 　 　 　 0.124 0.0003 0.03 0.021Nb 10.8 641
4 0.083 0.5 1.685 0.009 0.003 0.049 0.005 　 　 0.06 　 0.0003 0.06 　 6.6 640
5 0.09 0.19 2.19 0.011 0.005 0.25 0.018 0.013 0.011 0.03 0.28 　 0.03 0.005Zr 13.0 626
6 0.08 0.17 2.19 0.016 0.003 0.05 0.011 　 0.011 0.03 0.27 　 0.03 0.05Mo 13.3 626
7 0.097 0.481 2.22 0.015 0.002 0.051 0.014 0.015 0.021 0.034 0.48 0.0005 0.09 　 6.3 617
8 0.1 0.345 2.78 0.015 0.002 0.43 0.016 0.018 0.021 0.034 0.48 0.0007 0.08 0.005Ti 8.2 602
9 0.081 0.163 1.81 0.01 0.003 0.048 0.003 　 　 　 　 　 0.02 　 13.4 642
10 0.045 0.153 1.629 0.01 0.003 0.075 0.003 　 　 0.06 　 0.003 0.03 　 11.3 648
11 0.102 0.312 0.861 0.08 0.012 0.113 　 0.02 0.007 0.089 　 0.0005 0.03 　 6.1 664
12 0.052 0.12 2.24 0.014 0.006 0.04 0.015 　 　 0.05 　 　 　 　 56.4 　
13 0.08 0.04 1.83 0.016 0.005 0.035 0.005 　 　 0.02 　 　 　 　 29.6 　
14 0.08 0.17 2.19 0.011 0.007 0.05 0.02 　 0.011 0.03 0.27 0.001 　 0.001Ca 38.1 　
15 0.096 0.135 2.37 0.014 0.002 0.023 0.019 0.014 0.02 0.033 0.48 0.0003 　 　 34.9 　
16 0.101 0.8 0.865 0.08 0.012 0.113 　 0.02 0.007 0.089 　 0.0005 　 　 18.9 　
강번 권취 온도 (℃) 소둔 온도 (℃) Zn욕중 Al(%) 도금 방식 산화물층 두께 (㎛) 도금외관 도금 밀착성 재질특성 (TS×El) 비 고
1 640 800 0.13 GA 0.3 ○ ◎ 17732 발 명 강
2 650 800 0.12 GA 0.2 ○ ◎ 17530
3 640 800 0.12 GA 0.3 ○ ◎ 17945
4 640 820 0.13 GA 0.2 ○ ◎ 17324
5 630 820 0.13 GA 0.3 ○ ◎ 15642
6 620 800 0.13 GA 0.3 ○ ◎ 16658
7 620 800 0.13 GA 0.2 ○ ◎ 17932
8 600 800 0.13 GA 0.2 ○ ◎ 16125
9 650 800 0.13 GA 0.3 ○ ◎ 17100
10 650 800 0.13 GA 0.3 ○ ◎ 18111
11 660 800 0.13 GA 0.2 ○ ◎ 17890
12 600 830 0.13 GA 1.1 미도금 X 14322 비 교 강
13 620 800 0.13 GA 0.4 ○ △ 15242
14 620 800 0.13 GA 0.4 미도금 △ 13887
15 700 800 0.13 GA 0.7 미도금 X 14452
16 700 800 0.13 GA 0.2 줄무늬 △ 13260
상기 표 2에서 나타난 바와 같이 본 발명의 성분범위와 제조방법을 만족하는 발명강(1~11)의 경우, 우수한 도금 표면특성과 함께 강도 연신율 밸런스(TS × El)가 우수한 고강도 DP강의 제조가 가능한 것을 알 수 있다.
그러나, 본 발명의 성분범위와 제조방법을 만족하지 않는 비교강(12~16)의 경우 도금 표면특성 및 강도 연신율 밸런스에 있어서 열위한 특성을 나타내었다.
또한, 도 1은 Sb 첨가 유무에 따른 발명강 11과 비교강 16의 산화물 형상을 나타낸다. 도 1(a)는 비교강 16이고, 도 1(b)는 발명강 11이다. 도 1에서 나타난 바와 같이 발명강 11의 경우 산화물의 입도가 확연하게 작게 나타나 있으며, 즉 Sb 첨가에 따른 산화물 생성 억제 효과가 나타나는 것을 잘 알 수 있다.
또한, 도 2는 발명강 11 표면에 형성되는 표면 산화물의 크기 분포를 나타낸다. 본 발명강에 있어서 소둔 공정에서 금속 표면에 형성되는 산화물의 크기 분포는 1㎛ 이하에서 안정적인 확률분포를 보이고 있다. 즉, 미세한 산화물의 균일한 분포는 보다 균질한 도금층 생성에 도움이 되는 것을 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 우수한 표면특성과 함께 우수한 기계적 성질을 갖는 고강도 DP강의 제조가 가능할 수 있다.

Claims (4)

  1. 중량%로, C: 0.01~0.2%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 0.2~4.0%, P: 0.001~0.1%, S: 0.03% 이하, Al: 0.01~1.5%, N: 0.001~0.03%, B: 0.0002~0.005%, Cr: 0.01~2.0%, Mo: 0.005~0.5%, Sb: 0.005~0.1%를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 다음의 관계식 5≤(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)≤18을 만족하며 그 표면의 산화물층 두께가 1㎛ 이하로 억제되는 기계적 성질 및 표면 품질이 우수한 고강도 아연도금강판.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강판에는 중량%로, Co: 0.01~1.0%, Zr: 0.001~0.1%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1%, La: 0.0005~0.040%, Ce: 0.0005~0.040% 및 Ca: 0.0005~0.030% 중의 적어도 1종을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 기계적 성질 및 표면 품질이 우수한 고강도 아연도금강판.
  3. 중량%로, C: 0.01~0.2%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 0.2~4.0%, P: 0.001~0.1%, S: 0.03% 이하, Al: 0.01~1.5%, N: 0.001~0.03%, B: 0.0002~0.005%, Cr: 0.01~2.0%, Mo: 0.005~0.5%, Sb: 0.005~0.1%를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 다음의 관계식 5≤(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)≤18을 만족하는 강 슬라브를 1100~1250℃로 재가열하고, 열간압연한 다음 권취온도(CT)는 다음의 조건 CT=(700-(30Mn+18Si+54P+15Cr+7Mo)+150B)±20℃을 만족하도록 권취하고 산세 및 냉 간압연을 실시한 후, 700℃~860℃ 온도구간에서 소둔하는 것을 포함하여 이루어지는 기계적 성질 및 표면 품질이 우수한 고강도 아연도금강판의 제조방법.
  4. 제 3항에 있어서, 상기 강판에는 중량%로, Co: 0.01~1.0%, Zr: 0.001~0.1%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1%, La: 0.0005~0.040%, Ce: 0.0005~0.040% 및 Ca: 0.0005~0.030% 중의 적어도 1종을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 기계적 성질 및 표면 품질이 우수한 고강도 아연도금강판의 제조방법.
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