KR20160077594A - 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판 및 그의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판 및 그의 제조방법이 개시된다.
본 발명의 일 측면인 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판은, 중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 12~25%, Al: 0.3~3.0%, Si: 0.6~2.5%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.5%, Bi: 0.5% 이하(0%는 제외), B: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 다른 측면에 따르면, 상기 조성을 가진 소지강판을 -30℃ 이하의 이슬점(dew point)으로 제어된 환원분위기에서, 1.6~4.1℃/s의 가열속도로 가열하는 단계; 상기 가열된 강판을 700~850℃ 환원분위기에서 유지시키는 균열단계; 상기 균열단계 후, 상기 강판을 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강판에 알루미늄 도금층을 형성하는 단계; 를 포함하는 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판의 제조방법을 통해 700MPa 이상의 항복강도 및 항복 강도와 연신률의 곱(YSxEL)이 30,000MPa%이상인 항복 강도와 성형성이 우수한 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판을 얻을 수 있다.

Description

도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판 및 그의 제조방법{HIGH MANGANESE STEEL SHEET HAVING EXCELLENT HOT DIP ALUMINIUM COATABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판 및 그의 제조방법에 관한 것으로서, 열간 프레스 성형용 강판을 대체하여 자동차의 충돌 구조부재 등에 사용될 수 있는 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
최근 부각되고 있는 지구 온난화와 같은 환경 문제를 저감하기 위한 이산화탄소의 규제에 따라 자동차의 경량화가 강하게 요구되고 있으며, 동시에 자동차의 충돌 안정성을 향상하기 위하여 자동차용 강판의 초고강도화가 지속적으로 이루어지고 있다.
이러한 초고강도 냉연강판을 생산하기 위해서는 대부분 저온 변태조직을 활용하는 것이 일반적이다. 하지만 초고강도를 달성하기 위하여 저온 변태 조직을 활용하는 경우, 인장 강도가 1000MPa급 이상에서는 20% 이상의 연신율을 확보하기가 어려워, 냉간 프레스 성형으로 복잡한 형상의 부품에 적용하는 것이 어려우므로 원하는 용도에 맞는 자유로운 부품 설계가 어려운 문제가 있었다.
이에, 자동차 차체 제작 및 유사한 적용 분야를 위하여, 의도하는 용도에 대해 최적화 된 양호한 성형성 및 기계적 성질을 나타내는 강을 제공하기 위하여 다양한 시도가 이루어졌다.
일 예로, 특허문헌 1에는 중량%로, C: 0.5~1.5％, Si: 0.01~0.1％, Mn: 10~25％, P: 0.1％ 이하, S: 0.05％ 이하, Al: 0.01~0.1％, Ni: 3.0~8.0％, Mo: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 함유하는 강판으로서, 높은 수준의 연성 및 700 내지 900MPa의 인장 강도를 가지는 고장력 강판이 개시되어 있으며, 특허문헌 2에는 중량%로, C: 1.00% 이하, Mn: 7.00~30.00%, Al: 1.00%~10.00%, Si: 2.50~8.00%, Al+Si: 3.50~12.00%, B: 0.00% ~ 0.01%, Fe 및 불가피한 불순물을 함유하는 강판이 개시되어 있다.
그러나, 상기의 발명들은 강의 항복강도가 낮아 충돌 특성이 열위할 뿐만 아니라, 비도금재의 경우 부식 환경에 장기간 견디기 어려워 자동차용 강재로 사용시 적용이 제한되는 단점이 있었다.
고망간강 용융 아연 도금강판을 자동차용 강판으로 사용하는 경우, 프레스 가공에 의해 부품을 가공한 후 점용접 또는 아크용접 등으로 용접하여 조립하게 되는데, 이때 고망간강 용융 아연 도금강판을 점용접하게 되면 용접 열영향부(Heat Affected Zone; HAZ)는 용접(입)열에 의해 용해되어 액상의 용융 아연으로 잔류하게 되고, 소지 조직은 고망간강의 높은 저항 값에 의해 타 강종 대비 고온이 되며, 높은 열팽창 계수에 의한 입계 확장이 일어나게 된다. 이러한 상태로 열영향부에 인장력이 작용하게 되면, 용접 열영향부 조직에서는 액상의 용융 아연이 소지 표면의 결정입계에 침투하여 균열을 발생시켜 취성파괴인 용접 액상금속취화(Liquid Metal Embrittlement, 이하, 'LME'이라 함)를 일으키게 된다.
고강도강 아연 도금강판의 용접 LME 발생을 방지하기 위한 방안으로는 소지 강판의 입계를 강화하거나 입내와 입계의 경도 차를 없애는 방안 등이 알려져 있으나, 고망간강은 상온에서도 오스테나이트 조직을 가지고 있어 높은 용접 입열량과 열팽창 계수를 나타내므로, 고망간강을 도금 소재로 하는 아연 도금강판에서는 이와 같은 방안이 효과적이지 않다.
즉, 점용접 시 용접 어깨부의 온도는 최대 800?까지 급속히 상승하는데 반해, 아연 도금층은 420℃ 정도에서 용해가 시작되어 액상이 되고, 용접 어깨부의 온도가 더욱 올라갈수록 용융되어 형성된 액상의 유동성이 급격히 증가하여 소지 강판의 입계에 침투함에 따라 용접 LME 균열이 발생하게 되기 때문이다.
이에 본 발명의 발명자들은 용접 시 용접 LME 발생을 방지하기 위한 방안으로, 도금층의 융점을 높이는 방법이 매우 효과적임에 착안하여 연구를 거듭한 결과, 소지 강판 상에 도금층을 형성할 때, 도금층 형성 물질로 알루미늄(Al) 을 이용하면, 상기와 같은 목적을 달성할 수 있음을 알아내고 본 발명을 완성하였다. 즉, 도금층 형성 물질로 알루미늄을 이용하면 용접 시 도금층이 용해되어 액상으로 되기 전 또는 액상으로 되어 소지 강판의 입계로 침투하기 전에, 상대적으로 고 융점을 갖는 알루미늄 도금층이 용접 LME 발생을 효과적으로 저감시킬 수 있다. 하지만 강중 함유된 다량의 Si,Mn,Al이 단독 혹은 복합산화물을 소둔과정에서 형성시킴에 따라 용융 알루미늄의 도금성 확보가 어려운 실정이다.
따라서, 고강도 용융 알루미늄 도금강판의 도금성, 도금밀착성을 우수하게 확보할 수 있는 기술에 대한 요구가 매우 절실한 시점이다.
국제 공개특허공보 WO2011-122237 국제 공개특허공보 WO2002-101109
본 발명의 일 측면은, 항복강도, 도금성 및 도금밀착성을 우수하게 확보할 수 있는 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판 및 그의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면인 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판은, 중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 12~25%, Al: 0.3~3.0%, Si: 0.6~2.5%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.5%, Bi: 0.5% 이하(0%는 제외), B: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면인 도금성이 우수한 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 12~25%, Al: 0.3~3.0%, Si: 0.6~2.5%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.5%, Bi: 0.5% 이하(0%는 제외), B: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강판을 준비하는 단계; 상기 준비된 소지강판을 -30℃ 이하의 이슬점(dew point)으로 제어된 환원분위기에서, 1.6~4.1℃/s의 가열속도로 가열하는 단계; 상기 가열된 강판을 700~850℃ 환원분위기에서 유지시키는 균열단계; 상기 균열단계 후, 상기 강판을 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강판에 알루미늄 도금층을 형성하는 단계; 를 포함할 수 있다.
덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따르면, 700MPa 이상의 항복강도 및 항복 강도와 연신률의 곱(YSxEL)이 30,000MPa%이상인 항복 강도와 성형성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판을 제공할 수 있다.
본 발명자들은 종래의 고망간강에 있어서 다량의 망간과 탄소의 첨가에 의해 상온에서 강의 미세조직으로 오스테나이트의 확보가 가능하나, 항복강도가 낮아 충돌 성능이 열위한 문제가 있다는 점을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 강의 성분계 중 오스테나이트 조직의 안정화 기능을 수행하는 탄소, 망간, 알루미늄의 함량을 적절히 제어함과 동시에, 미세 석출물을 형성하는 원소들을 복합 첨가함으로써, 성형성이 우수하며, 항복강도가 우수하고 도금성이 우수한 오스테나이트계 고망간 용융 알루미늄 도금강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면인 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.3~0.9중량%
탄소는 오스테나이트 상의 안정화에 기여하는 원소로서, 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 상을 확보하는 데 유리한 측면이 있다.
또한, 탄소는 강의 적층결함에너지를 증가시켜 인장 강도와 연신률을 동시에 증가시키는 역할을 한다.
이러한 탄소의 함량이 0.3% 미만이면 강판의 고온 가공시 탈탄에 의해 표층에 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 지연파괴에 취약하게 되는 문제가 있으며, 인장 강도와 연신률을 확보하기 어려운 문제가 있다.
반면, 그 함량이 0.9%를 초과하게 되면 전기 비저항이 증가하여 용접성이 저하될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 탄소의 함량을 0.3~0.9%로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 12~25중량%
망간은 탄소와 함께 오스테나이트 상을 안정화시키는 원소이다.
이러한 망간의 함량이 12% 미만이면 변형 중 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 안정한 오스테나이트 상을 확보하기 어려운 문제가 있다.
반면, 그 함량이 25%를 초과하게 되면 본 발명의 관심사항인 강도의 증가와 관련한 추가적인 향상이 실질적으로 일어나지 않고, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 12~25%로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.3~3.0중량%
알루미늄은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하는 원소이지만, 본 발명에서는 적층결함 에너지를 높여 ε(입실런)-마르텐사이트의 생성을 억제함으로써 강의 연성 및 내지연파괴 특성을 향상시키는 역할을 한다.
상기 알루미늄 함량이 0.3% 미만인 경우에는 급격한 가공경화 현상에 의해 오히려 강의 연성이 저하되어 내지연파괴 특성이 열위하게 되는 문제가 있으며, 반면, 상기 알루미늄 함량이 3.0중량%를 초과하는 경우에는 강의 인장강도가 저하되며, 주조성이 열위해지며, 열간압연시 강 표면 산화가 심화되어 표면품질이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 알루미늄 함량을 0.3~3.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.6~2.5중량%
실리콘은 상기 알루미늄과 마찬가지로 통상 강의 탈산제로서 사용되는 원소이지만, 본 발명에서는 고용강화에 의해 강의 항복 강도 및 인장 강도를 향상시키는 역할을 한다. 특히 본 발명에서는 탄질화물 형성원소인 티타늄과 바나듐이 실리콘과 복합 첨가되는 경우 석출된 탄질화물의 크기를 미세화하여, 탄질화물 형성 원소만 첨가되었을 경우보다 미세한 결정립을 얻는 것을 확인하였다.
본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 실리콘의 함량이 0.6% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 실리콘의 함량이 2.5%를 초과하게 되면 열간압연시 표면에 실리콘 산화물이 다량 형성되어 산세성을 저하시키고, 전기 비저항을 증가시켜 용접성이 열위하게 되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 실리콘의 함량은 0.6~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
바나듐(V): 0.05~0.5중량%
바나듐은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄질화물을 형성하는 원소로써, 본 발명에서는 저온에서 미세한 석출물을 형성시켜 강의 항복강도를 증가시키는 중요한 역할을 한다.
본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 바나듐의 함량이 0.05중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 상기 바나듐의 함량이 0.5중량%를 초과하는 경우에는 고온에서 조대한 탄질화물이 형성되어 열간 가공성이 저하되고, 강의 항복강도가 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 바나듐의 함량은 0.05~0.5중량%로 제한함이 바람직하다.
티나튬(Ti): 0.01~0.5중량%
티타늄(Ti)은 0.01~0.5%가 바람직하다. 티타늄은 강재 내부의 질소와 반응하여 질화물이 침전되어 열간 압연의 성형성을 향상시킨다. 또한 상기 티타늄은 일부 강재내의 탄소와 반응하여 석출상을 형성함으로써 강도를 증가시키는 역할을 한다. 이를 이해서 티타늄은 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하지만, 0.5%를 초과하는 경우 침전물이 과다하게 형성되어 부품의 피로 특성을 악화시킨다. 따라서, 상기 티타늄의 함량은 0.01~0.5%인 것이 바람직하다.
비스무스(Bi): 0.5중량% 이하(0%는 제외)
강중에 Si, Mn이 다량 함유된 경우, 재질 확보를 위해 700~850℃의 환원분위기에서 열처리하면 산소친화력이 높은 Si, Mn이 단독 혹은 복합산화물을 강판 표층에 형성함으로써 이후 용융 알루미늄 도금욕에 침지하여 도금하면 미도금이 다량 발생하여 도금성이 열위하다. 이러한 도금성을 개선하기 위해 강중에 미량의 비스무스(Bi)를 첨가할 경우, 강중 Si의 표면 농화를 효과적으로 억제하여 Si계 산화물의 형성을 억제함으로써 용융 알루미늄 도금성을 확보할 수 있게 된다. 그러나, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 희토류 금속으로 알려진 비스무스의 원가 경쟁력 측면에서 경제성을 확보하기 어렵기 때문에 본 발명에서 상기 비스무스의 함량을 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
보론(B): 0.0005~0.005중량%
보론(B)은 0.0005~0.005%가 바람직하다. 보론은 미량 첨가되는 경우 주편의 입계를 강화하여 열간 압연성을 향상시킨다. 보론이 0.0005% 미만에서는 상기의 효과를 기대할 수 없고, 0.005% 초과에서는 추가적인 성능의 향상을 기대할 수 없고 비용의 증가를 발생하므로, 그 함량은 0.0005~0.005%인 것이 바람직하다.
잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 한편, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
이때, 상기 강판은, 중량%로, Cr: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), Mo: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), Nb: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음), Sb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), Sn: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)로부터 구성된 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가적으로 더 포함될 수 있다.
이하에서는, 상술한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판을 제조하기 위한 바람직한 일 예로서, 본 발명의 다른 일 측면인 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
전술한 조성을 만족하는 강판을 가열한다. 본 발명에 일 측면에 따르면, 상기 가열시 이슬점을 제어하는 것이 중요하다. 상기 이슬점을 제어함으로써, 강판 표면에 Si,Mn,Al 산화물의 농화를 최대한 억제할 필요가 있기 때문이다. 상기 이슬점이 -30℃를 초과하면 강중 Mn이 산소와 반응하여 Mn 산화물을 강판 표층에 띠 형태로 두껍게 형성시킴에 따라 알루미늄의 젖음성이 열위해진다. 따라서 강판 표면에 Si,Mn,Al 산화물의 농화를 최대한 억제할 수 있도록 가열 및 균열구간에서의 이슬점은 -30℃이하로 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 일측면은 가열구간의 가열속도를 제어하게 되는데 가열속도는 조업 라인에서 라인 스피드(line speed) 즉, 생산성과 직결되므로 강판의 품질에 안 좋은 영향을 미치지 않는 범위 내에서는 빠를수록 좋다.
하지만 가열속도가 증가시키기 위해 라인 스피드를 증가시킬 경우, 선행코일과의 용접부 파단의 발생 및 강판이 한쪽으로 쏠리는 사행 발생 우려가 가중되어 가열속도를 무한정 높일 수는 없다.
또한, 가열구간의 가열속도가 감소하면 강판 표면에 Si,Mn,Al이 농화가 심해 두꺼운 산화물층을 형성함으로써 알루미늄 도금 이후 미도금이 발생할 뿐만 아니라 도금층이 탈락하는 도금박리를 유발할 수 있다.
따라서, 가열구간에서의 가열속도가 소둔 산화물층의 두께에 영향을 미쳐 이후 알루미늄 도금하는 과정에서 도금성 및 도금박리 여부를 결정짓는 중요한 변수가 된다.
구체적으로, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 가열시 가열속도는 1.6~4.1℃/s로 제어하는 것이 바람직하다. 가열속도가 1.6℃/s에 미치지 못하면, 강판의 생산성이 떨어지는 단점과 더불어 가열하는 과정에서 강판 표면에 Si,Mn,Al 농화가 증가하여 띠 형태의 Si,Mn,Al 복합 산화물이 두껍게 형성되어 알루미늄 도금 이후 미도금 발생 및 도금층이 박리되는 현상을 초래할 수 있다. 또한, 가열속도가 4.1℃/s를 초과하면, 선행코일과의 용접부 파단의 발생 및 강판이 한쪽으로 쏠리는 사행 발생 우려가 가중되어 가열속도를 무한정 높일 수는 없다.
이 후, 상기 가열된 소지강판을 700~850℃에서 균열하는 단계를 실시할 수 있다. 온도가 700℃보다 낮으면 A1 변태점(726℃)보다 낮아져 오스테나이트계 단상조직을 얻을 수 없게 된다.
한편, 온도가 850℃보다 높으면 소둔로 온도를 높이는 데 사용되는 연료 및 에너지 소비가 늘어날 뿐 아니라 2차 재결정에 의해 강의 인장강도 또는 연신율 등이 우수한 강판을 얻을 수 없게 되고 강판 표면에 Si,Mn,Al 산화물이 두껍게 형성되어 알루미늄 도금 이후 도금층과 강판 계면에 존재하는 소둔 산화물에 의해 미도금 발생 및 도금박리현상을 유발할 수 있다.
따라서, 균열온도는 700~850℃로 제어하는 것이 바람직하다. 단, 본 발명의 효과를 보다 향상시키기 위하여는 상기 균열온도를 726~820℃로 제어하는 것이 보다 바람직하다.
이때, 상기 환원분위기 가스는 수소 3~20% 및 잔부 질소로 이루어진 혼합가스인 것이 바람직하다. 또한 환원성 가스 중 수소함량이 3% 미만이면 강판 표면에 불가피하게 형성된 철 산화피막의 환원이 충분이 일어나지 않아 잔류 산화층에 의한 도금층의 박리를 초래할 수 있으며 20%를 초과하게 되더라도 문제는 없지만 수소함량이 증가함에 따라 비용 및 폭발위험성이 증가하기 때문에 수소함량을 3~20%로 제어하는 것이 바람직하다.
이후, 상기 소지강판을 냉각할 수 있다. 여기서 냉각하는 방법은 특별히 한정되는 것은 아니며, 어떠한 방법을 사용해도 무관하다.
다음으로, 상기 냉각된 소지강판을 도금욕에 침지하여 도금층을 형성할 수 있다. 상기 도금층을 형성하는 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 다만, 상기 도금욕의 온도는 660~700℃로 제어하는 것이 바람직한데, 만약 상기 도금욕의 온도가 660℃ 미만일 경우 도금욕의 점도가 증가하여 강판을 감는 롤(roll)의 이동도가 감소되어 강판과 롤간의 미끄럼(slip)을 유발시켜 강판에 결함을 발생시키게 된다.
또한, 도금욕의 온도가 700℃를 초과하게 되면 강판의 용해를 촉진시켜 Fe-Al 화합물 형태의 드로스 발생을 가속화시켜 미도금을 발생시킨다. 따라서, 강판의 결함발생을 최소화하기 위해서 도금욕의 온도를 660~700℃로 제어하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 도금단계 후 상기 용융 알루미늄 도금강판을 추가적으로 합금화 열처리할 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도를 720℃ 이상으로 제어함으로써 알루미늄 도금층 내에 충분히 Fe 함유량을 확보할 수 있고 840℃ 이하로 제어함으로써 도금층 내에 Fe 함유량이 과도하여 가공하는 과정에서 도금층이 탈락하는 파우더링 현상을 방지할 수 있다.
이하, 실시 예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시 예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시 예 1)
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 강괴를 1180℃의 가열로에서 1시간 균질화 처리한 후 900℃의 마무리 압연온도로 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 열연강판을 300℃의 권취온도로 권취한 다음, 산세 후 55%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 그 다음, 소둔온도를 790℃로 설정하여 열처리를 실시하였다. 5% 수소를 포함하는 질소 가스를 불어 주며, -33 ℃의 이슬점과 2.9(℃/s)의 가열속도로 가열하였다.
그리고, 환원분위기로 균열하기 위해 840 ℃온도에서 60초 동안 유지(균열처리)한 후, 냉각한 다음, 상기 강판을 도금욕 중에 5초 동안 침지한 후 에어 와이핑(Air wipping)을 통해 표면에 입혀진 도금부착량이 70 g/㎡ 수준을 유지하도록 하였다.
상기 도금공정을 마친 강판에 대하여 항복강도(Mpa), 연신율(%), 항복강도와 연신율의 곱을 평가하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
시편NO. C
(중량%)		 Mn
(중량%)		 Al
(중량%)		 Si
(중량%)		 Ti
(중량%)		 V
(중량%)		 Bi
(중량%)		 B
(중량%)
발명예1 0.51 15.1 2.08 1.0 0.069 0.21 0.03 0.0023
발명예2 0.45 16.9 1.41 1.5 0.062 0.35 0.05 0.0025
발명예3 0.54 16.8 1.56 0.9 0.072 0.22 0.08 0.0014
발명예4 0.44 16.5 1.59 1.0 0.080 0.32 0.03 0.0016
발명예5 0.64 17.4 1.40 1.5 0.078 0.19 0.06 0.0026
발명예6 0.61 16.3 1.38 1.4 0.068 0.23 0.05 0.0018
비교예1 0.52 16.8 1.32 0.0 0.066 0.0　 0.04 0.0019
비교예2 0.52 14.8 2.00 0.0 0.071 0.19 0.03 0.0023
비교예3 0.50 17.0 1.33 0.6 0.076 0.0　 0.05 0.0022
비교예4 0.52 16.6 1.42 2.0 0.0　 0.0　 0.04 0.0020
비교예5 0.30 20.0 0.89 1.8 0.074 0.21 0.06 0.0019
비교예6 0.46 17.4 1.55 1.0 0.0　 0.22 0.04 0.0015
시편NO. 항복강도(Mpa) 연신율(%) 항복강도와 연신율의 곱
발명예1 724 46.2 33,449
발명예2 862 40 34,480
발명예3 753 50.1 37,725
발명예4 714 48.8 34,843
발명예5 822 44.2 36,332
발명예6 780 53.4 41,652
비교예1 528 53.8 28,406
비교예2 602 47.3 28,475
비교예3 622 55.6 34,583
비교예4 616 42.8 26,365
비교예5 714 37.5 26,775
비교예6 610 52.4 31,964
상기 표 2를 참조하면, 본 발명의 조성을 모두 만족하는 발명예 1　내지　발명예　6은 ７0０ＭＰａ　이상의 항복강도　및　３０，０００ＭＰａ％　이상의　항복강도ｘ연신율을 가짐을 확인할 수 있다.
반면에, 비교예 1은　실리콘　및　바나듐을 첨가하지 않아 연신률은　우수하나，７００ＭＰａ　이상의　항복강도를 확보할 수 없었다.
비교예 2 는　바나듐을 0.１9% 첨가함으로써, 비교예 1에 비하여 항복강도는　다소　향상되었으나, 실리콘이 미첨가되어 ７００ＭＰａ　이상의　항복강도를 얻을 수 없었다.
비교예 3은 실리콘을 0.6% 첨가한 강으로서, 비교예 1 대비 항복강도는　다소　향상되었으나, 바나듐을 첨가하지 않아 ７００ＭＰａ　이상의　항복강도를 확보할 수 없었다.
비교예 4는 바나듐과 티타늄이 미첨가된 강으로서， ７００ＭＰａ　이상의　항복강도를 얻을 수 없었다.
비교예 5는 탄소　０．30％　첨가하여　항복　강도는　비교예 1 대비 다소 개선되나　연신률이　열위하여　３０，０００ＭＰａ％　이상의　항복강도ｘ연신율을　확보할　수　없었다．
비교예 6은 티타늄이　미첨가된 강종으로 ７００ＭＰａ　이상의　항복강도를 확보할 수 없었다.
(실시 예 2)
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 강괴를 1180℃의 가열로에서 1시간 균질화 처리한 후 900℃의 마무리 압연온도로 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 열연강판을 300℃의 권취온도로 권취한 다음, 산세 후 55%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 그 다음, 소둔온도를 790℃로 설정하여 열처리를 실시하였다. 5% 수소를 포함하는 질소 가스를 불어 주며, 하기 표 3에 나타낸 이슬점과 가열속도에 따라 가열하였다.
그리고, 환원분위기로 균열하기 위해 하기 표 3에 나타낸 온도에서 60초 동안 소둔공정을 실시하였다. 그 후, 상기 강판을 도금욕 중에 5초 동안 침지한 후 에어 와이핑(Air wipping)을 통해 표면에 입혀진 도금부착량이 70 g/㎡ 수준을 유지하도록 하였다.
상기 도금공정을 마친 강판의 도금성을 평가하기 위해 도금된 표면 전체 면적에 대한 알루미늄 도금층의 피복 면적율을 측정하여 하기 표 3에 함께 나타내었다. 단면 관찰을 위해서 시편을 15x15㎟로 절단하여 단면을 연마한 다음 주사전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscope)으로 도금층을 관찰하였다.
또한, 강판의 도금밀착성을 측정하기 위해 30x80㎟ 크기의 시편을 180° 각도로 굽힙 가공 후 벤딩 테스트(bending test)를 실시하였다. 강판의 재질 특성에 따라 소재가 파단되지 않는 범위에서 0T 벤딩(bending)을 실시하였다. 벤딩부에 투명 비닐테이프를 붙였다가 떼어냈을 때 도금층이 묻어나오면 '박리', 도금층이 전혀 묻어 나오지 않으면 '비박리'로 하기 표 3에 기재하였다.
구분 이슬점
(℃)		 가열속도
(℃/s)		 균열온도
(℃)		 알루미늄 도금층
피복면적율(%)		 도금
밀착성
발명예1 -33 2.9 840 97.5 비박리
발명예2 -50 3.1 812 99 비박리
발명예3 -48 3.0 770 95 비박리
발명예4 -38 4.0 790 96 비박리
발명예5 -62 3.5 821 95.5 비박리
발명예6 -43 1.7 750 98.8 비박리
비교예1 0 2.1 800 78 박리
비교예2 -45 3.3 690 95 비박리
비교예3 -35 1.1 805 68 박리
비교예4 -42 2.8 870 82 박리
비교예5 -35 1.3 700 76 박리
비교예6 -11 3.2 880 60 박리
상기 표 3에 나타낸 바와 같이, 발명예 1 내지 6은 가열구간 가열속도 및 이슬점, 균열단계 온도 모두 본 발명이 제어하는 조건을 만족하여, 알루미늄 도금층의 피복면적율이 모두 95% 이상으로 나타나 도금성이 매우 우수하고, 박리된 부분이 없어 도금밀착성도 뛰어남을 확인할 수 있다.
그러나, 비교예 1은 균열구간에서의 이슬점이 본 발명의 조건을 초과하여 강판 표면에 띠 형태의 두꺼운 Mn 산화물이 불가피하게 형성되어 알루미늄 도금하는 과정에서 알루미늄의 젖음성이 불량한 결과를 가져왔다. Mn 산화물에 의해 알루미늄 도금층의 피복면적율이 78%에 그쳐 도금성이 열위하였다.
또한, 비교예 2는 균열구간에서의 소둔온도가 본 발명의 조건에 미치지 못하여 소둔온도가 낮게 열처리됨에 따라 Si, Mn, Al의 표면 농화가 심하지 않아 소둔 산화물이 강판 표면에 적게 형성됨으로 인해 알루미늄 도금층의 피복면적율이 95%에 이르렀고 도금 밀착성이 양호하였으나, 오스테나이트 단상 조직을 형성하지 못했으며 강의 인장강도 또는 연신율이 원하는 수준을 만족하지 못하였다.
또한, 비교예 3은 가열구간에서의 가열속도가 본 발명의 조건에 미치지 못하여 실제 조업라인에서 강판의 생산성의 저하를 가져오는 동시에 가열속도가 낮아 목표한 소둔온도에 이르기까지 걸리는 시간이 길어진다. 이로 인해 강판 표면에 형성되는 Si, Mn, Al 산화물층의 두께가 두꺼워져 환원분위기에서 열처리하더라도 알루미늄 도금 이후 Si, Mn, Al 산화물이 도금층과 강판 계면에 띠 형태로 잔류하게 되어 알루미늄 도금의 탈락현상을 초래하였다.
또한, 비교예 4는 균열구간의 소둔온도가 본 발명의 조건을 초과하여 2차 재결정에 의해 강의 재질 즉, 인장강도 또는 연신율이 원하는 수준에 미달하였고 소둔온도에 이르는 데 걸리는 시간이 상대적으로 길뿐만 아니라 소둔온도가 높아짐에 따라 강판 표면으로 강중의 Si, Mn 또는 Al의 확산이 많아져 도금층과 소지 강판 계면에 띠 형태로 Si, Mn 또는 Al 산화물을 형성하게 된다.
이에 따라 환원 분위기에서 열처리하더라도 알루미늄 도금 이후에 도금층과 강판 계면에 잔류하는 Si, Mn 또는 Al 산화물에 의해 도금층이 탈락하는 현상을 가져왔다.
그리고, 비교예 5는 가열구간에서의 가열속도가 본 발명의 조건에 미달하여 목표하는 소둔온도에 이르는 시간이 길어 강판 표면으로 강중의 Si, Mn 또는 Al의 확산이 많아져 도금층과 소지 강판 계면에 띠 형태로 Si, Mn 또는 Al 산화물을 형성하게 된다.
이로 인해, 이후 알루미늄 도금 공정을 거치면서 강판 표면에 합금화 억제층이 불균일하게 형성되어 알루미늄 도금층의 피복면적율이 76%에 그쳐 도금성이 열위하였고 도금 박리가 발생하였다.
한편, 소둔온도가 본 발명의 조건에 미치지 못하여 소둔온도가 낮게 열처리됨에 따라 소둔과정에서 강판 표면으로 농화되는 Si, Mn 또는 Al의 양이 감소되긴 하지만 오스테나이트 단상 조직을 형성하지 못했으며 강의 인장강도 또는 연신율이 원하는 수준을 만족하지 못하였다.
또한, 비교예 6은 가열구간에서의 이슬점이 본 발명의 조건을 초과하여 높은 이슬점으로 인해 강판 표면에 두꺼운 띠 형태의 Mn 산화물이 형성되어 도금성 열위와 더불어 도금층이 탈락하는 도금박리현상이 발생하였다. 또한 균열구간의 소둔온도가 본 발명의 조건을 초과하여 2차 재결정에 의해 강의 재질 즉, 인장강도 또는 연신율이 원하는 수준에 미달하였고 소둔온도에 이르는 데 걸리는 시간이 상대적으로 길뿐만 아니라 소둔온도가 높아짐에 따라 강판 표면으로 강중의 Si, Mn 또는 Al의 확산이 많아져 도금층과 소지 강판 계면에 띠 형태로 Si, Mn 또는 Al 산화물을 형성하게 되어 도금성 열위 및 도금 박리를 가중시키는 결과를 초래하였다.
이상 실시 예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (5)

  1. 중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 12~25%, Al: 0.3~3.0%, Si: 0.6~2.5%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.5%, Bi: 0.5% 이하(0%는 제외), B: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    중량%로, Cr: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), Mo: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), Nb: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않음), Sb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), Sn: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)로부터 구성된 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가적으로 더 포함되는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    항복 강도가 700MPa 이상이며, 항복강도와 연신율의 곱이 30,000MPa% 이상인 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판의 도금층과 소지 계면에 형성된 산화물은 Si계 산화물, Mn계 산화물 및 Al계 산화물 중 1종 또는 2종 이상인 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판.
  5. 중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 12~25%, Al: 0.3~3.0%, Si: 0.6~2.5%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.5%, Bi: 0.5% 이하(0%는 제외), B: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강판을 준비하는 단계;
    상기 준비된 소지강판을 -30℃ 이하의 이슬점(dew point)으로 제어된 환원분위기에서, 1.6~4.1℃/s의 가열속도로 가열하는 단계;
    상기 가열된 강판을 700~850℃ 환원분위기에서 유지시키는 균열단계;
    상기 균열단계 후, 상기 강판을 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 강판에 알루미늄 도금층을 형성하는 단계; 를 포함하는 도금성이 우수한 오스테나이트계 고강도 고망간 용융 알루미늄 도금강판의 제조방법.
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