KR20100034118A - 마르텐사이트 조직을 가진 초고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

마르텐사이트 조직을 가진 초고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 용융아연도금강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 용융아연도금 강판은 i) 마르텐사이트 조직을 포함하는 강판, 및 ii) 강판 위에 형성된 용융아연도금층을 포함한다. 강판은 0.05wt% 내지 0.20wt%의 C, 0.5wt% 내지 3.5wt%의 Mn, 0.1wt% 내지 0.8wt%의 Si, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Al, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Cr, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Mo, 0.001wt%내지 0.05wt%의 Ti, 20ppm 내지 80ppm의 N, 5ppm 내지 50ppm의 B와 잔부 Fe 및 불순물을 포함한다.
용융아연도금강판, 마르텐사이트, 침지, 오스테나이트, 소둔

Description

마르텐사이트 조직을 가진 초고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조 방법 {HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET HAVING A MARTENSITIC STRUCTURE WITH ULTIMATE HIGH STRENGTH AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 용융아연도금강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 좀더 상세하게는, 본 발명은 모재로서 마르텐사이트 조직을 포함하는 강을 사용하여 초고강도를 가지도록 한 용융아연도금강판 및 그 제조 방법을 제공하고자 한다.
용융아연도금강판은 저렴하면서도 내식성이 우수하므로, 자동차의 외장재로서 널리 사용되고 있다. 자동차의 사이드 임팩트(side impact) 등의 부품은 외부 충격에 강하면서 내식성이 우수해야 하므로, 용융아연도금강판을 사용한다. 자동차를 경량화하면서도 사고시 승객을 보호하기 위해서는 자동차의 외장재로 사용되는 용융아연도금강판의 강도 확보가 필요하다.
최근 환경 규제 강화, 안정성 및 연료 효율성에 대한 요구의 증가로 자동차 차체 및 구조재에서 고강도강의 사용이 증가하고 있다. 고강도강은 자동차에서 크게 두 가지 용도로 사용된다. 고강도강의 용도는 자동차의 충돌시 충격을 흡수하는 용도 및 충격을 분산시키는 용도로 나누어진다. DP강(Dual Phase 강) 또는 TRIP 강(TRansformation Induced Plasticity steel, 변태유기소성강)은 인성이 우수하여 정면 충돌 상황에서의 충격을 이상적으로 흡수한다. 반면에, 이러한 강들도 측면 충돌 또는 자동차 전복시 탑승자의 안전을 보호하기 위한 강도에는 미치지 못한다. 따라서 강한 충격에도 변형되지 않으면서 충격을 다른 부분으로 분산시키기 위해서는 항복 강도와 인장 강도가 매우 우수한 소재가 필요하다.
마르텐사이트 조직을 가진 강판을 사용하여 DP강 및 TRIP강의 강도보다 우수한 강도를 가진 용융아연도금강판을 제공하고자 한다. 또한, 전술한 용융아연도금강판의 제조 방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 용융아연도금강판은, i) 마르텐사이트 조직을 포함하는 강판, 및 ii) 강판 위에 형성된 용융아연도금층을 포함한다. 강판은 0.05wt% 내지 0.20wt%의 C, 0.5wt% 내지 3.5wt%의 Mn, 0.1wt% 내지 0.8wt%의 Si, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Al, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Cr, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Mo, 0.001wt%내지 0.05wt%의 Ti, 20ppm 내지 80ppm의 N, 5ppm 내지 50ppm의 B와 잔부 Fe 및 불순물을 포함한다.
C의 양은 실질적으로 0.15wt%이고, Mn의 양은 실질적으로 2.0wt%이며, Si의 양은 실질적으로 0.3wt%이고, Al의 양은 실질적으로 0.03wt%이며, Cr의 양은 실질적으로 0.3wt%이고, Mo의 양은 실질적으로 0.3wt%이며, B의 양은 실질적으로 29ppm일 수 있다. N, Ti 및 B는 하기의 수학식을 만족할 수 있다.
B(ppm) ≥ 0.8 × (N(ppm) - Ti(ppm)/2.9) + 5
강판의 마르텐사이트 조직 함량은 60vol% 이상이고, 100vol% 미만일 수 있다. 강판은 베이나이트 조직을 더 포함하고, 베이나이트 조직 함량은 0보다 크고 40vol% 이하일 수 있다. 용융아연도금층은 Fe를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 용융아연도금강판의 제조 방법은, i) 0.05wt% 내지 0.20wt%의 C, 0.5wt% 내지 3.5wt%의 Mn, 0.1wt% 내지 0.8wt%의 Si, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Al, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Cr, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Mo, 0.001wt%내지 0.05wt%의 Ti, 20ppm 내지 80ppm의 N, 5ppm 내지 50ppm의 B와 잔부 Fe 및 불순물을 포함하는 강판을 제공하는 단계, ii) 강판을 가열하여 강판의 온도를 780℃ 내지 950℃로 유지하는 단계, iii) 가열된 강판을 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금하는 단계, 및 iv) 소둔된 용융아연도금강판을 10℃/s 내지 60℃/s의 냉각(quenching) 속도로 냉각시켜 강판을 마르텐사이트 변태시키는 단계를 포함한다.
강판을 제공하는 단계에서, C의 양은 실질적으로 0.15wt%이고, Mn의 양은 실질적으로 2.0wt%이며, Si의 양은 실질적으로 0.3wt%이고, Al의 양은 실질적으로 0.03wt%이며, Cr의 양은 실질적으로 0.3wt%이고, Mo의 양은 실질적으로 0.3wt%이며, B의 양은 실질적으로 29ppm일 수 있다. 강판을 제공하는 단계에서, N, Ti 및 B는 하기의 수학식을 만족할 수 있다.
B(ppm) ≥ 0.8 × (N(ppm) - Ti(ppm)/2.9) + 5
강판의 온도를 780℃ 내지 950℃로 유지하는 단계에서, 강판은 오스테나이트 변태될 수 있다. 강판을 마르텐사이트 변태시키는 단계에서, 냉각 속도는 20℃/s 내지 40℃/s일 수 있다. 가열된 강판을 용융아연도금하는 단계에서, 용융아연도금욕은 Fe를 포함할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 따른 용융아연도금강판의 제조 방법은 가열된 강판을 용융아연도금한 후 강판을 소둔하는 단계를 더 포함할 수 있다.
마르텐사이트 조직을 포함하는 강판을 사용하여 1.2GPa 이상의 우수한 강도를 가지면서 우수한 내식성을 가진 용융아연도금강판을 제조할 수 있다. 따라서 전술한 용융아연도금강판을 자동차의 외장 부품으로 사용하여 자동차의 외장 부품의 강도를 향상시켜 사고시 승객을 안전하게 보호할 수 있다. 또한, 강도가 우수한 용융아연도금강판을 사용함으로써 자동차를 경량화시킬 수 있다.
어느 부분이 다른 부분의 "위에" 있다고 언급하는 경우, 이는 바로 다른 부분의 위에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 그 사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
여기서 사용되는 전문용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
"아래", "위" 등의 상대적인 공간을 나타내는 용어는 도면에서 도시된 한 부분의 다른 부분에 대한 관계를 좀더 쉽게 설명하기 위해 사용될 수 있다. 이러한 용어들은 도면에서 의도한 의미와 함께 사용중인 장치의 다른 의미나 동작을 포함하도록 의도된다. 예를 들면, 도면중의 장치를 뒤집으면, 다른 부분들의 "아래"에 있는 것으로 설명된 어느 부분들은 다른 부분들의 "위"에 있는 것으로 설명된다. 따라서 "아래"라는 예시적인 용어는 위와 아래 방향을 전부 포함한다. 장치는 90°회전 또는 다른 각도로 회전할 수 있고, 상대적인 공간을 나타내는 용어도 이에 따라서 해석된다.
본 명세서에 사용된 "용융아연도금"의 용어는 순수 아연 또는 아연을 포함하는 합금을 용융시켜 도금하는 공정을 의미한다. 따라서 순수 아연만 용융시켜 강판을 도금할 수도 있고, 아연 이외에 철 등의 기타 원소를 포함하는 합금을 용융시켜 강판을 도금할 수도 있다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 용융아연도금강판의 제조 방법의 개략적인 순서도를 나타낸다. 도 1에 도시한 용융아연도금강판의 제조 방법은 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다. 따라서 다른 방법을 사용하여 용융아연도금강판을 제조할 수도 있다.
도 1에 도시한 바와 같이, 용융아연도금강판의 제조 방법은, 강판을 제공하 는 단계(S10), 강판을 가열하여 기설정된 온도로 유지하는 단계(S20), 가열된 강판을 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금하는 단계(S30), 용융아연도금된 강판을 소둔하는 단계(S40) 및 용융아연도금된 강판을 냉각하여 강판을 마르텐사이트로 변태시키는 단계(S50)를 포함한다. 이러한 공정은 GA(galvanized annealed steel) 판을 제조하는 경우에 해당되고, 합금화된 용융아연도금층이 강판 표면에 형성된다. 반면에, 용융아연도금된 강판을 소둔하는 단계(S40)를 거치지 않고 바로, 단계(S50)를 실시하는 공정은 GI(galvanized steel) 판을 제조하는 경우에 해당된다. 이 경우, 용융아연도금층이 강판 표면에 형성된다.
강판을 제공하는 단계(S10)에서는 0.05wt% 내지 0.20wt%의 C, 0.5wt% 내지 3.5wt%의 Mn, 0.1wt% 내지 0.8wt%의 Si, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Al, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Cr, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Mo, 0.001wt%내지 0.05wt%의 Ti, 20ppm 내지 80ppm의 N, 5ppm 내지 50ppm의 B와 잔부 Fe 및 불순물을 포함하는 강판을 제공한다. 강판은 전술한 조성을 포함하므로, 강판을 용융아연도금한 후 냉각하는 경우, 강판을 마르텐사이트 변태시킬 수 있다.
강판은 0.05wt% 내지 0.20wt%의 탄소(C)를 포함한다. 탄소(C)는 강판의 고강도화에 효과적이고, 오스테나이트 조직을 안정화시킨다. 탄소(C)는 강판에 포함된 오스테나이트 조직을 안정화시킴으로써 강판을 용융아연도금한 후에 냉각하여 마르텐사이트 변태시킬 수 있다. 탄소(C)의 양이 너무 많은 경우, 용접성이 열화되어 자동차 강재로 사용시 문제점을 유발할 수 있다. 또한, 탄소(C)의 양이 너무 적은 경우, 고강도의 강재를 확보하기가 어렵다. 그리고 탄소(C)의 양이 너무 적 은 경우, 강판을 오스테나이트화하기 위하여 필요한 온도가 높아지므로 공정상 적합하지 않다. 바람직하게는, 탄소(C)의 양은 실질적으로 0.15wt%일 수 있다.
또한, 강판은 0.5wt% 내지 3.5wt%의 망간(Mn)을 포함한다. 망간(Mn)은 오스테나이트상을 안정화시켜 강판을 냉각, 침지 또는 소둔시 페라이트상 또는 베이나이트상의 생성을 억제한다. 또한 망간(Mn)은 고용 강화 효과에 의해 강재의 강도를 증가시킨다. 망간(Mn)의 양이 너무 많은 경우, 고온에서 열처리시 강판의 내산화성이 저하된다. 한편, 망간(Mn)의 양이 너무 적은 경우, 강판의 강도가 저하된다. 바람직하게는, 망간(Mn)의 양은 실질적으로 2.0wt%일 수 있다.
그리고 강판은 0.1wt% 내지 0.8wt%의 실리콘(Si)을 포함한다. 실리콘(Si)의 양이 너무 많은 경우, 강판을 고온에서 열처리시 표면 산화물을 생성하여 침지 공정에서의 젖음성을 저하시킨다. 또한, 실리콘(Si)의 양이 너무 적은 경우, 탄화물 생성에 의해 강재의 연성이 저하된다. 바람직하게는, 실리콘(Si)의 양은 실질적으로 0.3wt%일 수 있다.
또한, 강판은 0.01wt% 내지 1.5wt%의 알루미늄(Al)을 포함한다. 알루미늄(Al)이 포함되었을 때, 질소(N)는 BN 보다 안정적인 석출물인 AlN를 형성하여 유효 붕소의 농도를 증가시킨다. 알루미늄(Al)은 탈산제로도 사용된다. 따라서 알루미늄(Al)의 잔존량이 0.01wt% 이하이면 경제적으로 바람직하지 않다. 알루미늄(Al)의 양이 너무 많은 경우, 산화물을 형성하여 젖음성을 저하시킨다. 바람직하게는, 알루미늄(Al)의 양은 0.03wt%가 적당하다.
강판에 포함된 크롬(Cr)의 양은 0.01wt% 내지 1.5wt%이다. 크롬(Cr)은 베이 나이트 핵생성을 억제하며 강판의 고강도화에도 유효하다. 크롬(Cr)의 양이 너무 적은 경우, 현저한 효과가 얻어지지 않는다. 그리고 크롬(Cr)의 양이 너무 많은 경우, 가공성이나 도금성을 저하시킨다. 바람직하게는, 크롬(Cr)의 양은 실질적으로 0.3wt%일 수 있다.
또한, 강판은 0.01wt% 내지 1.5wt%의 몰리브덴(Mo)을 함유한다. 몰리브덴(Mo)은 붕소(Boron) 첨가 효과를 증가시키며 강판을 고강도화시킨다. 몰리브덴(Mo)의 양이 너무 적은 경우, 현저한 강화 효과가 얻어지지 않는다. 또한, 몰리브덴(Mo)의 양이 너무 큰 경우, 가공성을 열화시키며 경제적으로도 바람직하지 않다. 바람직하게는, 몰리브덴(Mo)의 양은 실질적으로 0.3wt%일 수 있다.
강판은 0.001wt% 내지 0.05wt의 티타늄(Ti)을 포함한다. 티타늄은 강재내에 잔존하는 질소와 결합하여 TiN 석출물을 형성한다. 그 결과, 티타늄은 유효 붕소의 농도를 증가시킨다. 티타늄의 양이 너무 많은 경우, 재결정 온도가 증가하여 소둔 온도 증가에 따른 Si, Mn 및 B의 표면 농화를 다량 발생시켜서 젖음성을 저하시킨다. 티타늄의 양이 너무 적은 경우, N에 의해 B의 유효 농도가 감소한다. 그러나 붕소(B)의 농도가 20ppm을 초과하는 경우, 티타늄을 강판에 첨가하지 않을 수도 있다.
강판은 20ppm 내지 80ppm의 질소(N)를 포함한다. 질소(N)의 양이 20ppm 미만인 경우, 조업이 불가능하다. 또한, 질소의 양이 너무 많은 경우, BN 석출물을 형성하여 유효 붕소의 농도를 감소시킨다.
강판은 5ppm 내지 50ppm의 붕소(B)를 포함한다. 붕소는 오스테나이트 결정 립계에 농화되므로, 결정립계에서의 페라이트 또는 베이나이트 핵생성을 억제한다. 그 결과, 붕소(B)는 강판의 마르텐사이트의 분율을 증가시킨다. 붕소의 양이 5ppm 미만인 경우, 전술한 효과를 기대할 수 없다. 또한, 붕소의 양이 50ppm을 초과하는 경우, 냉간 압연 중 표면 농화에 의해 크랙을 유발할 수 있다.
한편, 질소(N), 티타늄(Ti) 및 붕소(B)는 하기의 수학식 1을 만족한다.
B(ppm) ≥ 0.8 × (N(ppm) - Ti(ppm)/2.9) + 5
강재에 포함된 붕소의 함량이 수학식 1의 우항보다 낮은 경우, 붕소 첨가로 인한 강판의 강도 향상 효과를 기대할 수 없다. 따라서 오스테나이트로부터 베이나이트로의 변태가 효과적이지 않다. Ti의 함량이 높아 수학식 1에서 괄호 안의 값이 0 보다 작아지면, 잉여 Ti는 B의 분포에 영향을 미치지 않는다. 따라서 Ti는 강판의 물성을 저하시키지 않는다. 잉여 Ti은 C와 석출물을 형성하므로 석출물에 의한 강화 효과를 기대할 수 있다.
한편, C의 양이 0.12wt% 이상인 경우, C, Mn, Si, Cr 및 Mo은 하기의 수학식 2 및 수학식 3을 동시에 만족한다. 강판의 조성을 하기의 수학식 2의 우항에 입력시 그 값이 200 이하인 경우, 강판이 마르텐사이트 변태되어도 충분한 강도를 얻지 못한다. 그리고 강판의 조성을 하기의 수학식 3의 좌항에 입력시 그 값이 800 이상인 경우, 강판의 용접성이 저하된다.
200 < 803 × C(wt%) + 83 × Mn(wt%) + 178 × Si(wt%) + 122 × Cr(wt%) + 320 × Mo(wt%)
803 × C(wt%) + 134 × Mn(wt%) + 134 × Si(wt%) + 160 × Cr(wt%) + 160 × Mo(wt%) < 800
따라서 전술한 범위로 강판의 조성을 유지한다. 그 결과, 마르텐사이트 변태되어 초고강도를 가지는 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.
단계(S20)에서는 강판을 가열하여 기설정된 온도로 유지함으로써 강판을 오스테나이트 변태시킨다. 강판을 일정한 가열 속도로 가열한 후, 강판의 온도를 780℃ 내지 950℃로 유지한다. 강판의 가열 유지 온도가 너무 낮은 경우, 강판 내 페라이트 분율이 증가하여 도금액 침지시 또는 합금화 처리시 생성되는 베이나이트의 양이 증가한다. 또한, 강판의 가열 유지 온도가 너무 높은 경우, Si, Mn 및 B의 표면 농화량이 증가하여 도금액 침지시 젖음성이 저하되고 제조 비용이 너무 많이 소모된다. 따라서 전술한 범위로 강판의 가열 유지 온도를 조절한다.
다음으로, 단계(S30)에서는 가열된 강판을 용융아연도금욕에 침지하여 강판을 용융아연도금한다. 따라서 강판의 표면에 용융아연이 코팅되면서 용융아연도금강판이 제조된다. 여기서, 용융아연도금욕은 430℃ 내지 490℃의 온도로 가열될 수 있다. 용융아연도금욕의 온도를 전술한 범위로 조절함으로써 용융아연도금을 원활하고 효율적으로 실시할 수 있다.
단계(S40)에서는 용융아연도금된 강판을 소둔하여 용융아연도금층을 합금화한다. 따라서, 용융아연도금욕이 Fe를 포함하므로, Zn-Fe 합금이 형성된다. 이 러한 공정은 GA(galvanized annealed steel) 판을 제조하는 경우에 해당된다. 여기서, 강판의 소둔 온도는 480℃ 내지 520℃일 수 있다. 소둔 온도가 너무 낮으면, 합금화처리 소요 시간이 길어져 생산성이 저하된다. 또한, 소둔 온도가 너무 높으면, 용융아연도금층의 감마상이 두껍게 형성되어 파우더링성이 열화된다.
한편, GI(galvanized steel) 판을 제조하는 경우, 강판을 소둔하지 않는다. 따라서 합금화처리가 필요하지 않은 용융아연도금강판은 단계(S30)을 적용한 후 단계(S40)를 거치지 않고 바로 단계(S50)를 적용한다.
단계(S50)에서는 용융아연도금강판을 냉각하여 강판을 마르텐사이트 변태시킨다. 여기서, 용융아연도금강판의 냉각 속도는 10℃/s 내지 60℃/s일 수 있다. 용융아연도금강판의 냉각 속도가 너무 작은 경우, 강판의 냉각 도중 베이나이트가 생성되어 마르텐사이트의 분율이 감소한다. 또한, 용융아연도금강판의 냉각 속도가 너무 큰 경우, 냉각시 다량의 에너지가 소비되어 실제로는 부적합하다. 바람직하게는, 용융아연도금강판의 냉각 속도는 20℃/s 내지 40℃/s일 수 있다.
냉각된 강판의 마르텐사이트 조직 함량은 60vol% 이상이고, 100vol% 미만일 수 있다. 마르텐사이트 조직 함량이 너무 작은 경우, 고강도를 요구하는 자동차 외장 부품으로서 용융아연도금강판을 사용하기에 부적합하다. 또한, 강판은 마르텐사이트 이외에 베이나이트를 포함할 수 있다. 냉각된 강판에 포함된 베이나이트의 양은 0보다 크고 40vol% 이하일 수 있다. 베이나이트는 오스테나이트 변태된 강판을 용융아연도금하는 동안 열처리에 의해 강판 중에 생성된다. 냉각된 강판은 마르텐사이트 및 베이나이트를 포함하므로, 매우 우수한 강도를 가진다.
도 2는 도 1의 용융아연도금강판의 제조 방법을 순서대로 나타낸 그래프이다. 도 2의 그래프는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다. 따라서 도 2의 그래프를 다른 형태로 변형할 수 있다.
도 2는 도 1의 각 단계들(S20, S30, S40, S50)에 따른 강판의 가열 공정 및 냉각 공정을 나타낸다. 즉, 단계(S20)는 강판을 가열하여 오스테나이트 변태시키는 공정을 나타내고, 단계(S30)는 가열된 강판을 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금하는 공정을 나타낸다. 단계(S30)의 용융아연도금온도(TGI)는 단계(S20)에서의 오스테나이트 변태 온도보다 낮다.
다음으로, 단계(S40)에서는 용융아연도금된 강판을 온도(TGA)에서 소둔한다. 단계(S40)의 소둔 온도(TGA)는 단계(S30) 의 용융아연도금온도(TGI)보다 약간 높다. 강판이 단계(S30) 및 단계(40)를 통과하면서 강판 조직 중 일부에 베이나이트가 형성될 수 있다.
마지막으로, 단계(S50)에서는 용융아연도금된 강판을 냉각하여 용융아연도금된 강판의 온도를 마르텐사이트 생성 개시 온도(Ms) 및 마르텐사이트 생성 종료 온도(Mf) 아래로 낮춘다. 따라서 강판을 마르텐사이트 변태시킬 수 있다. GI 판을 제조하는 하는 경우, 단계(S30)을 통과한 후 단계(S40)를 거치지 않고 바로 단계(S50)를 실시한다. 한편, GA 판을 제조하는 경우, 단계들(S30, S40, S50)을 모두 실시한다. 전술한 각 단계들을 통하여 용융아연도금된 강판을 마르텐사이트 변태시킬 수 있다.
도 3은 전술한 용융아연도금강판을 제조하기 위한 용융아연도금장치(100)를 개략적으로 나타낸다. 도 3의 용융아연도금장치(100)는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다. 따라서 용융아연도금장치(100)를 다른 형태로 변형할 수 있다.
도 3에 도시한 바와 같이, 용융아연도금장치(100)는 가열로(10), 용융아연도금욕(20), 소둔로(30), 및 가스 분사기(40)를 포함한다. 강판은 화살표 방향을 따라 우측에서 좌측으로 복수의 이송용 롤들(60)에 의해 계속적으로 이동하면서 용융아연도금강판으로 제조된 후, 외부로 배출된다.
도 3에 도시한 바와 같이, 가열로(10)는 강판을 가열하여 오스테나이트 변태시킨다. 다음으로, 가열로(10)로부터 인출된 강판은 용융아연도금욕(20)에 침지되면서 아연도금된다. 용융아연도금욕(20)에 수용된 도금액(P)은 기설정된 온도로 가열되므로, 강판의 조직 중 일부는 오스테나이트로부터 베이나이트로 변태될 수 있다. 도금액(P)의 조성 및 온도는 GI 공정 또는 GA 공정인지 여부에 따라 달라질 수 있다. 도금액(P)의 조성은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 이해할 수 있으므로, 그 상세한 설명을 생략한다.
다음으로, 용융아연도금된 강판은 용융아연도금욕(20) 후단에 연결된 소둔로(30)에서 소둔된다. 따라서 용융아연도금층이 건조되면서 강판 표면 위에 밀착 코팅된다. 이 경우, 용융아연도금된 강판의 조직 중 일부가 가열되면서 베이나이트로 변태될 수 있다.
소둔로(30)에서 인출된 용융아연도금된 강판은 가스 분사기(40)로부터 분사 되는 가스에 의해 냉각된다. 용융아연도금된 강판이 마르텐사이트 변태 온도 아래로 급격히 냉각되므로, 강판은 마르텐사이트 변태된다. 따라서 마르텐사이트 변태되어 고강도 특성을 가진 강 위에 용융아연도금층이 형성된 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.
이하에서는 실험예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 이러한 실험예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실험예
전술한 조성 범위를 가지는 강을 이용하여 용융아연도금공정을 시뮬레이션 실험하였다. 실험예 1 내지 실험예 4에서는 염욕을 이용하여 용융아연도금 공정을 시뮬레이션하였다. 또한, 실험예 5 및 실험예 6에서는 Vatron사의 MultiPAS(Multi Purpose Annealing Simulator) 실험장비를 사용하여 용융아연도금공정을 시뮬레이션하였다.
실험예 1
0.15wt%의 C, 2.0wt%의 Mn, 0.3wt%의 Si, 0.03wt%의 Al, 0.3wt%의 Cr, 0.3wt%의 Mo, 30ppm의 N, 30ppm의 B와 잔부 Fe 및 불순물을 포함하는 시편을 준비하였다. 시편을 870℃로 가열된 염욕에 침지하여 1분 동안 유지하였다. 다음으로, 870℃로 가열한 시편을 460℃의 온도를 가지는 염욕에 10초 동안 침지하였다. 침지된 시편을 인출하여 수냉시켜 냉각하였다. 즉, 실험예 1에서는 GI 공정을 시뮬레이션하였다. 이외의 세부적인 공정 조건은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통 상의 지식을 가진 자가 용이하게 이해할 수 있으므로, 그 상세한 설명을 생략한다.
실험예 2
실험예 1과 동일한 조성을 가지는 시편을 준비하였다. 시편을 870℃로 가열된 염욕에 침지하여 1분 동안 유지하였다. 870℃로 가열한 시편을 460℃의 온도를 가지는 염욕에 10초 동안 침지하였다. 침지된 시편을 인출하여 500℃의 온도를 가지는 염욕에 20초 동안 침지한 후 인출하여 수냉으로 상온까지 냉각시켰다. 즉, 실험예 1에서는 GA 공정을 시뮬레이션하였다. 세부적인 공정 조건은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 이해할 수 있으므로, 그 상세한 설명을 생략한다.
실험예 3
실험예 1과 동일한 조성을 가지는 시편을 830℃로 가열된 염욕에 침지하여 1분 동안 유지하였다. 나머지 공정 조건은 실험예 1과 동일하다.
실험예 4
실험예 1과 동일한 조성을 가지는 시편을 830℃로 가열된 염욕에 침지하여 1분 동안 유지하였다. 나머지 공정 조건은 실험예 2와 동일하다.
실험예 5
실험예 1과 동일한 조성을 가지는 시편을 준비하였다. 시편을 상온에서 저항가열방법을 이용하여 870℃까지 10℃/s의 가열 속도로 가열하였다. 시편을 870℃에서 1분 동안 유지한 후, 압축 공기를 이용하여 460℃까지 30℃/s의 냉각 속도 로 냉각시켰다. 강판을 460℃에서 10초간 유지한 후, 압축 공기를 이용하여 상온까지 30℃/s의 속도로 냉각시켰다. 이외의 세부적인 공정 조건은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 이해할 수 있으므로, 그 상세한 설명을 생략한다.
실험예 6
실험예 1과 동일한 조성을 가지는 시편을 준비하였다. 시편을 상온에서 저항가열방법을 이용하여 870℃까지 10℃/s의 가열 속도로 가열하였다. 시편을 870℃에서 1분 동안 유지한 후, 압축 공기를 이용하여 460℃까지 30℃/s의 냉각 속도로 냉각시켰다. 강판을 460℃에서 10초간 유지한 후, 강판을 저항가열하여 500℃까지 30℃/s의 가열 속도로 가열하였다. 강판을 500℃에서 20초간 유지한 후, 압축 공기를 이용하여 상온까지 30℃/s의 냉각 속도로 냉각시켰다. 이외의 세부적인 공정 조건은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 이해할 수 있으므로, 그 상세한 설명을 생략한다.
비교예 1
실험예 1과 동일한 조성을 가지는 시편을 준비하였다. 시편은 전술한 실험예 1 내지 실험예 4와는 달리 용융아연도금공정, 즉 시편을 염화욕에 침지하는 단계를 거치지 않았다. 즉, 시편을 870℃까지 가열한 후 1분 동안 유지하였다. 다음으로, 가열된 시편을 수냉하여 상온까지 냉각시켰다.
비교예 2
시편을 830℃까지 가열한 것을 제외하고는 전술한 비교예 1과 동일하였다.
비교예 3
실험예 1과 동일한 조성을 가지는 시편을 준비하였다. 시편은 전술한 실험예 5 또는 실험예 6과 다르게 용융아연도금공정, 즉 시편을 460℃에서 유지하는 단계를 거치지 않았다. 시편을 상온으로부터 저항가열방법을 이용하여 870℃까지 10℃/s의 속도로 가열하였다. 강판을 870℃에서 1분 동안 유지한 후, 압축 공기를 이용하여 상온까지 30℃/s의 냉각 속도로 냉각시켰다.
비교예 4
붕소를 첨가하지 않는 시편을 준비하였다. 붕소를 제외한 나머지 조성은 실험예 1과 동일하였다. 시편은 실험예 1과 동일한 공정을 이용하여 제조하였다.
비교예 5
붕소를 첨가하지 않는 시편을 준비하였다. 붕소를 제외한 나머지 조성은 실험예 1과 동일하였다. 시편은 실험예 3과 동일한 공정을 이용하여 제조하였다.
비교예 6
붕소를 첨가하지 않는 시편을 준비하였다. 붕소를 제외한 나머지 조성은 실험예 1과 동일하였다. 시편은 실험예 2와 동일한 공정을 이용하여 제조하였다.
비교예 7
붕소를 첨가하지 않는 시편을 준비하였다. 붕소를 제외한 나머지 조성은 실험예 1과 동일하였다. 시편은 실험예 5와 동일한 공정을 이용하여 제조하였다.
비교예 8
붕소를 첨가하지 않는 시편을 준비하였다. 붕소를 제외한 나머지 조성은 실 험예 1과 동일하였다. 시편은 실험예 6과 동일한 공정을 이용하여 제조하였다.
비교예 9
붕소를 첨가하지 않는 시편을 준비하였다. 붕소를 제외한 나머지 조성은 실험예 1과 동일하였다. 시편은 비교예 3과 동일한 공정을 이용하여 제조하였다.
비교예 10
크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)을 첨가하지 않는 시편을 준비하였다. 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)을 제외한 나머지 조성은 실험예 1과 동일하였다. 시편은 실험예 5와 동일한 공정을 이용하여 제조하였다.
비교예 11
크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)을 첨가하지 않는 시편을 준비하였다. 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)을 제외한 나머지 조성은 실험예 1과 동일하였다. 시편은 실험예 6과 동일한 공정을 이용하여 제조하였다.
비교예 12
크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)을 첨가하지 않는 시편을 준비하였다. 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)을 제외한 나머지 조성은 실험예 1과 동일하였다. 시편은 비교예 3과 동일한 공정을 이용하여 제조하였다.
실험 결과
주사전자현미경으로 관찰한 시편의 조직 사진
도 4 내지 도 12는 각각 전술한 실험예 1 내지 실험예 4, 비교예 1 및 비교예 2, 비교예 4 내지 비교예 6에 따른 시편의 주사전자현미경 사진들을 나타낸다. 즉, 도 4는 실험예 1에 따른 시편의 주사전자현미경 사진, 도 5는 실험예 2에 따른 시편의 주사전자현미경 사진. 도 6은 실험예 3에 따른 시편의 주사전자현미경 사진, 도 7은 실험예 4에 따른 시편의 주사전자현미경 사진, 도 8은 비교예 1에 따른 시편의 주사전자현미경 사진, 도 9는 비교예 2에 따른 시편의 주사전자현미경 사진, 도 10은 비교예 4에 따른 시편의 주사전자현미경 사진, 도 11은 비교예 5에 따른 주사전자현미경 사진, 그리고 도 12는 비교예 6에 따른 주사전자현미경 사진을 나타낸다.
실험예 1 및 실험예 2의 시편의 주사전자현미경 사진
도 4 및 도 5에 도시한 바와 같이, 각각 실험예 1 및 실험예 2에서는 시편에 형성된 마르텐사이트 조직들이 관찰되었다. 미세한 마르텐사이트 조직들 사이에는 베이나이트들이 부분적으로 관찰되었다. 실험예 1에서의 베이나이트 분율은 3% 이하이었고, 실험예 2에서의 베이나이트 분율은 약 10%이었다. 마르텐사이트 기지내에 베이나이트가 존재하므로, 베이나이트를 구형으로 가정하는 경우, 3차원적으로는 각각 약 3% 및 10%이다. 실험예 2에서의 베이나이트 분율이 높은 것은 460℃에서 10초간 침지한 후 다시 500℃에서 20초간 추가적으로 침지하였기 때문이다. 따라서 합금화 시뮬레이션 공정에서 베이나이트가 추가로 형성되었기 때문이다.
실험예 3 및 실험예 4의 시편의 주사전자현미경 사진
도 6 및 도 7에 도시한 바와 같이, 각각 실험예 3 및 실험예 4에서는 시편에 형성된 마르텐사이트 조직들이 관찰되었다. 미세한 마르텐사이트 조직들 사이에는 베이나이트와 페라이트 조직이 부분적으로 관찰되었다. 실험예 3에서의 베이나이 트와 페라이트의 분율의 합은 11% 이하이었다. 이것은 실험예 1에서의 베이나이트 분율보다 높다. 또한, 실험예 4에서의 베이나이트와 페라이트의 분율의 합은 28%이었다. 이것은 실험예 2에서의 베이나이트 분율보다 높았다. 이는 830℃는 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 이상 영역으로서 침지 이전에 이미 3%의 페라이트가 함유되었기 때문이다. 즉, 침지 중 페라이트의 존재로 인해 페라이트가 모상에 존재하지 않은 때보다 더많은 베이나이트가 생성되었기 때문이다.
실험예 3 및 실험예 4에서 생성된 마르텐사이트와 베이나이트 조직은 실험예 1 및 실험예 2에서 생성된 마르텐사이트와 베이나이트 조직보다 미세하다. 마르텐사이트와 베이나이트 변태시, 생성된 마르텐사이트와 베이나이트의 크기는 모상인 오스테나이트의 크기를 초과할 수 없다. 따라서, 830℃에서의 오스테나이트의 크기가 870℃에서의 오스테나이트 크기보다 작으므로, 변태 이후의 마르텐사이트와 베이나이트의 크기가 작아진다.
비교예 1 및 비교예 2의 시편의 주사전자현미경 사진
도 8에 도시한 바와 같이, 비교예 1에 포함된 조직은 모두 마르텐사이트이며, 베이나이트 또는 페라이트 조직을 포함하지 않는다. 이는 870℃에서 강판 조직이 모두 오스테나이트화된 후, 후속 냉각 과정에서 모두 마르텐사이트로 변태하였기 때문이다. 870℃에서 오스테나이트 결정립의 평균 크기는 10㎛이었다.
도 9에 도시한 바와 같이, 비교예 2에 포함된 조직은 마르텐사이트를 기지조직으로 하며 3%의 페라이트를 포함한다. 이는 830℃에서 오스테나이트와 페라이트가 공존하므로, 830℃에서 기존재하는 페라이트는 후속 냉각 과정에 영향을 받지 않아 조직내에 그대로 존재하기 때문이다. 830℃에서 오스테나이트의 평균 입도는 7㎛이었다.
비교예 4의 시편의 주사전자현미경 사진
도 10에 도시한 바와 같이, 비교예 4에 포함된 조직은 모두 외괸싱 마르텐사이트이었다. 이는 870℃에서 상온으로 수냉하였을 경우, 냉각 속도가 빠르므로, 붕소가 존재하지 않음에도 불구하고 모두 마르텐사이트로 변태하였기 때문이다.
비교예 5의 시편의 주사전자현미경 사진
도 11에 도시한 바와 같이, 비교예 5에 포함된 조직은 마르텐사이트와 베이나이트를 포함하였다. 수냉 과정에서는 베이나이트 변태가 일어나지 않으므로, 도 11의 조직에 나타난 베이나이트는 460℃에서 침지하는 동안 생성된 것임을 알 수 있었다. 또한, 이 온도에서 생성된 베이나이트의 양은 비교예 1의 베이나이트의 양보다 많으므로, 붕소가 냉각 과정뿐 아니라 등온 변태시에도 베이나이트의 생성을 억제한다는 것을 알 수 있었다.
비교예 6의 시편의 주사전자현미경 사진
도 12에 도시한 바와 같이, 비교예 6에 포함된 조직은 마르텐사이트와 베이나이트를 포함하였다. 베이나이트의 분율에 있어서 비교예 5의 경우보다 증가하였으므로, 500℃에서 20초간 침지하여 합금화를 진행하는 경우, 베이나이트가 추가로 생성되는 것을 알 수 있었다.
인장강도 측정 결과
전술한 실험예 1 내지 실험예 4와 비교예 1 및 비교예 2에 따라 제조한 시편 을 냉간압연방향을 인장축에 평행한 방향으로 하여, ASTM E-8 표준 규격을 따라 가공한 후 변형률 0.001/s으로 인장 실험을 수행하였다.
도 13은 실험예 1, 실험예 2 및 비교예 1에 따라 제조한 시편의 인장 강도를 측정한 결과를 나타낸 그래프이고, 도 14는 실험예 3, 실험예 4 및 비교예 2에 따라 제조한 시편의 인장 강도를 측정한 결과를 나타낸 그래프이다. 또한, 도 15는 비교예 4 내지 비교예 6에 따라 제조한 시편의 인장 강도를 측정한 결과를 나타낸 그래프이다.
실험예 1, 실험예 2 및 비교예 1의 시편의 인장강도
도 13은 실험예 1, 실험예 2 및 비교예 1에 따른 시편들의 인장강도를 각각 3번씩 측정하여 나타낸다. 도 13에서 각각 실험예 1은 적색, 실험예 2는 청색, 비교예 1은 흑색으로 나타낸다.
도 13에 도시한 바와 같이, 실험예 1에서 시편의 최대인장강도(ultimate tensile strength, UTS)는 약 1400MPa이었다. 또한, 실험예 2에서 시편의 최대인장강도는 약 1270MPa이었다. 한편, 비교예 1에서 시편의 최대인장강도는 약 1470MPa이었다. 도 13에 도시한 바와 같이, 비교예 1의 시편의 강도가 가장 우수하였지만, 실험예 1 및 실험예 2의 시편들의 강도와 큰 차이는 없었다. 따라서 실험예 1 및 실험예 2을 통해서 마르텐사이트 변태된 용융아연도금강판의 강도가 우수하다는 것을 확인할 수 있었다.
실험예 3, 실험예 4 및 비교예 2의 시편의 인장강도
도 14는 실험예 3, 실험예 4 및 비교예 2에 따른 시편들의 인장강도를 각각 3번씩 측정하여 나타낸다. 도 14에서 각각 실험예 3은 적색, 실험예 4는 청색, 비교예 2는 흑색으로 나타낸다.
도 14에 도시한 바와 같이, 실험예 3에서 시편의 최대인장강도는 약 1410MPa이었다. 또한, 실험예 4에서 시편의 최대인장강도는 약 1280MPa이었다. 한편, 비교예 2에서 시편의 최대인장강도는 약 1480MPa이었다. 도 14에 도시한 바와 같이, 비교예 2의 시편의 강도가 가장 우수하였지만, 실험예 3 및 실험예 4의 시편들의 강도와 큰 차이는 없었다. 따라서 실험예 3 및 실험예 4를 통해서 마르텐사이트 변태된 용융아연도금강판의 강도가 우수하다는 것을 확인할 수 있었다. 또한, 도 13의 실험예 1 및 실험예 2의 시편들의 강도에 비해 도 14의 실험예 3 및 실험예 4의 시편들의 강도가 약간 더 크다는 것을 알 수 있었다.
비교예 4 내지 비교예 6의 시편의 인장강도
도 15는 비교예 4 내지 비교예 6에 따른 시편들의 인장강도를 각각 3번씩 측정하여 나타낸다. 도 15에서 각각 비교예 4는 흑색, 실험예 5는 적색, 실험예 6은 청색으로 나타낸다.
도 15에 도시한 바와 같이, 비교예 4에서 시편의 최대인장강도는 약 1430MPa이었다. 또한, 실험예 5에서 시편의 최대인장강도는 약 1170MPa이었다. 한편, 실험예 6에서 시편의 최대인장강도는 약 1060MPa이었다.
도 15에 도시한 바와 같이, 시편에 붕소를 첨가하지 않은 비교예 4 내지 비교예 6에서 각각 실험예 1 및 실험예 2의 시편의 강도보다 낮은 시편의 강도가 얻어졌다. 이는 용융아연도금 공정 시뮬레이션 및 합금화 용융아연도금공정 시뮬레 이션에서 변태된 베이나이트의 양이 붕소 첨가시보다 더 많기 때문이다. 따라서 소량의 붕소를 시편에 첨가함으로써 시편의 강도를 크게 향상시킬 수 있다는 것을 알 수 있었다.
실험예 1 내지 4 및 비교예 1, 비교예 2의 최대인장강도 실험 결과
도 16은 전술한 실험예 1 내지 실험예 4, 비교예 1 및 비교예 2 에 따라 제조한 시편들의 최대인장강도를 나타낸 그래프이다. 시편들의 최대인장강도는 각각 3번씩 측정하였다.
도 16의 870℃의 가열 온도에서 흑색 사각형 점은 비교예 1, 적색 사각형 점은 실험예 1, 청색 사각형 점은 실험예 2를 나타낸다. 또한 도 16의 830℃의 가열 온도에서 흑색 원형 점은 비교예 2, 적색 원형 점은 실험예 3, 청색 원형 점은 실험예 4를 나타낸다.
도 16에 도시한 바와 같이, 실험예 1에 따라 제조한 시편의 최대 인장 강도는 평균 약 1400MPa이었고, 실험예 2에 따라 제조한 시편의 최대 인장 강도는 평균 약 1290MPa이었다. 실험예 3에 따라 제조한 시편의 최대 인장 강도는 평균 약 1410MPa이었고, 실험예 4에 따라 제조한 시편의 최대 인장 강도는 평균 약 1280MPa이었다. 또한, 비교예 1에 따라 제조한 시편의 경우 최대인장강도는 평균 약 1450Mpa로 비교예 2에 따라 제조한 시편의 경우와 동일한 결과를 보여주었다.
도 16에 도시한 바와 같이, 실험예 1 내지 실험예 4에 따라 제조한 시편들의 최대인장강도는 비교예 1 및 비교예 2 에 따라 제조한 시편들의 최대인장강도보다 작았으나 그 차이는 크지 않았다. 따라서 실험예 1 내지 실험예 4를 통하여 강도 가 우수한 용융아연도금강판을 제조할 수 있었다.
실험예 5 및 실험예 6, 비교예 3 및 비교예 7 내지 비교예 12의 최대인장강도 실험 결과
도 17은 전술한 실험예 5 및 실험예 6, 비교예 3 및 비교예 7 내지 비교예 12에 따라 제조한 시편들의 최대인장강도를 나타낸 그래프이다. 시편들의 최대인장강도는 각각 4번씩 측정하였다.
도 17의 왼쪽 열, 흑색 사각형 점은 비교예 3, 적색 사각형 점은 실험예 5, 청색 사각형 점은 실험예 6을 나타낸다. 도 17의 중간 열, 흑색 원형점은 비교예 12, 적색 원형점은 비교예 11, 청색 원형점은 비교예 10을 나타낸다. 도 17의 오른쪽 열, 흑색 삼각형 점은 비교예 7, 적샛 삼각형은 비교예 8, 청색 삼각형은 비교예 9를 나타낸다.
도 17에 도시한 바와 같이, 강판의 냉각 속도가 낮은 경우와 붕소, 크롬, 몰리브덴이 모두 포함된 경우, 수냉시의 강판의 최대인장강도와 유사한 최대인장강도를 나타내었다. 붕소가 포함되지 않고 크롬과 몰리브덴이 첨가 된 경우, 수냉시보다 최대인장강도가 감소하였다. 이는, 느린 속도로 냉각하는 경우 베이나이트 변태가 진행되었다는 것을 의미한다. 또한, 비교예 5 및 비교예 6의 경우 최대인장강도는 상호 유사하다. 이는 강판을 460℃에서 침지시, 오스테나이트가 모두 베이나이트로 변화하였기 때문에 500℃에서 합금화 공정 시뮬레이션을 실시하여도 조직상의 차이가 없기 때문이라고 판단되었다.
비교예 3 및 비교예 12를 상호 비교시, 마르텐사이트상에서의 크롬 및 몰리 브덴의 고용 강화 영향을 알 수 있었다. 크롬과 몰리브덴이 강판에 포함된 경우, 마르텐사이트 단일상에서 100Mpa의 강도 차이를 보였다. 또한, 용융아연도금공정을 모사할수록 강도의 차이는 커지는 것을 알 수 있었다.
본 발명을 앞서 기재한 바에 따라 설명하였지만, 다음에 기재하는 특허청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 한, 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것을 본 발명이 속하는 기술 분야에 종사하는 자들은 쉽게 이해할 것이다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 용융아연도금강판의 제조 방법의 개략적인 순서도이다.
도 2는 도 1의 용융아연도금강판의 제조 방법을 순서대로 나타낸 그래프이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 용융아연도금강판의 제조 장치의 개략적인 도면이다.
도 4 내지 도 7은 각각 실험예 1 내지 실험예 4에 따라 제조한 시편의 주사전자현미경 사진들이다.
도 8 및 도 9는 각각 비교예 1 및 비교예 2에 따라 제조한 시편의 주사전자현미경 사진들이다.
도 10 내지 도 12는 비교예 4 내지 비교예 6에 따라 제조한 시편의 주사전자현미경 사진들이다.
도 13은 실험예 1, 실험예 2 및 비교예 1에 따라 제조한 시편의 인장 강도를 나타낸 그래프이다.
도 14는 실험예 3, 실험예 4 및 비교예 2에 따라 제조한 시편의 인장 강도를 나타낸 그래프이다.
도 15는 비교예 4 내지 비교예 6에 따라 제조한 시편의 인장 강도를 나타낸 그래프이다.
도 16은 실험예 1 내지 실험예 4, 비교예 1 및 비교예 2에 따라 제조한 시편 의 최대인장강도를 나타낸 그래프이다.
도 17은 실험예 5, 실험예 6, 비교예 3 및 비교예 7 내지 비교예 12에 따라 제조한 시편의 최대인장강도를 나타낸 그래프이다.

Claims (13)

  1. 마르텐사이트 조직을 포함하는 강판, 및
    상기 강판 위에 형성된 용융아연도금층
    을 포함하고,
    상기 강판은 0.05wt% 내지 0.20wt%의 C, 0.5wt% 내지 3.5wt%의 Mn, 0.1wt% 내지 0.8wt%의 Si, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Al, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Cr, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Mo, 0.001wt%내지 0.05wt%의 Ti, 20ppm 내지 80ppm의 N, 5ppm 내지 50ppm의 B와 잔부 Fe 및 불순물을 포함하는 용융아연도금강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 C의 양은 실질적으로 0.15wt%이고, 상기 Mn의 양은 실질적으로 2.0wt%이며, 상기 Si의 양은 실질적으로 0.3wt%이고, 상기 Al의 양은 실질적으로 0.03wt%이며, 상기 Cr의 양은 실질적으로 0.3wt%이고, 상기 Mo의 양은 실질적으로 0.3wt%이며, 상기 B의 양은 실질적으로 29ppm인 용융아연도금강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 N, Ti 및 B는 하기의 수학식을 만족하는 용융아연도금강판.
    B(ppm) ≥ 0.8 × (N(ppm) - Ti(ppm)/2.9) + 5
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 마르텐사이트 조직 함량은 60vol% 이상이고, 100vol% 미만인 용융아연도금강판.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 강판은 베이나이트 조직을 더 포함하고, 상기 베이나이트 조직 함량은 0보다 크고 40vol% 이하인 용융아연도금강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 용융아연도금층은 Fe를 포함하는 용융아연도금강판.
  7. 0.05wt% 내지 0.20wt%의 C, 0.5wt% 내지 3.5wt%의 Mn, 0.1wt% 내지 0.8wt%의 Si, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Al, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Cr, 0.01wt% 내지 1.5wt%의 Mo, 0.001wt%내지 0.05wt%의 Ti, 20ppm 내지 80ppm의 N, 5ppm 내지 50ppm의 B와 잔부 Fe 및 불순물을 포함하는 강판을 제공하는 단계,
    상기 강판을 가열하여 상기 강판의 온도를 780℃ 내지 950℃로 유지하는 단계,
    상기 가열된 강판을 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금하는 단계, 및
    상기 소둔된 용융아연도금강판을 10℃/s 내지 60℃/s의 냉각 속도로 냉각(quenching)시켜 상기 강판을 마르텐사이트 변태시키는 단계
    를 포함하는 용융아연도금강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 강판을 제공하는 단계에서, 상기 C의 양은 실질적으로 0.15wt%이고, 상기 Mn의 양은 실질적으로 2.0wt%이며, 상기 Si의 양은 실질적으로 0.3wt%이고, 상기 Al의 양은 실질적으로 0.03wt%이며, 상기 Cr의 양은 실질적으로 0.3wt%이고, 상기 Mo의 양은 실질적으로 0.3wt%이며, 상기 B의 양은 실질적으로 29ppm인 용융아연도금강판의 제조 방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 강판을 제공하는 단계에서, 상기 N, Ti 및 B는 하기의 수학식을 만족하는 용융아연도금강판의 제조 방법.
    B(ppm) ≥ 0.8 × (N(ppm) - Ti(ppm)/2.9) + 5
  10. 제7항에 있어서,
    상기 강판의 온도를 780℃ 내지 950℃로 유지하는 단계에서, 상기 강판은 오스테나이트 변태되는 용융아연도금강판의 제조 방법.
  11. 제7항에 있어서,
    상기 강판을 마르텐사이트 변태시키는 단계에서, 상기 냉각 속도는 20℃/s 내지 40℃/s인 용융아연도금강판의 제조 방법.
  12. 제7항에 있어서,
    상기 가열된 강판을 용융아연도금하는 단계에서, 상기 용융아연도금욕은 Fe를 포함하는 용융아연도금강판의 제조 방법.
  13. 제12항에 있어서,
    용융아연도금강판의 제조 방법은 상기 가열된 강판을 용융아연도금한 후 상기 강판을 소둔하는 단계를 더 포함하는 용융아연도금강판의 제조 방법.
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