KR20180069567A - 점용접성이 우수한 고망간 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

점용접성이 우수한 고망간 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

C: 1중량% 이하, Mn: 8~25중량%, Si: 0.1중량% 이하 및 Al: 3.0중량% 이하를 포함하는 소지강판과 합금화 용융아연도금층을 포함하고, 상기 소지강판과 합금화 용융아연도금층의 계면에 형성된 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층을 포함하며, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 고망간 합금화 용융아연도금강판과 이를 제조하는 방법이 개시된다.
[관계식 1] [C]/[Mn]≤[Si]/[Al]
[관계식 2] [Si]≤[Mn]/200
(여기서, [C], [Mn], [Si] 및 [Al] 각각은 소지강판에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)

Description

점용접성이 우수한 고망간 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법 {HIGH MANGANESE GALVANNEALED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT WELDABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은 점용접성이 우수한 고망간 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 경량화에 의한 연비 향상 및 승객 안전성의 과점에서 자동차 차체 및 구조재의 고강도화가 요구됨에 따라 다양한 종류의 자동차용 고강도강이 개발되어 왔다.
그런데, 대부분의 강은 고강도화 됨에 따라 연성이 감소하게 되며, 결과적으로 부품으로의 가공에 있어서 많은 제약이 존재한다. 이러한 강의 고강도화에 따른 연성 저하를 해결하기 위해 많은 선행 연구가 진행되어 왔으며, 그 결과 강에 망간을 8~25중량% 포함시켜 강재의 소성변형시 쌍정(twin)이 유발되도록 함으로써 강도와 함께 연성을 획기적으로 향상시킨 고망간강이 제안되었다.
한편, 이와 같이 강도 및 연성이 우수한 고망간강을 자동차용 부품으로 사용하기 위해서는 내식성에 관한 요구를 만족하여야 하는 바, 일반적으로 고망간강의 표면에 도금과 같은 표면처리를 한 후 사용되게 되며, 일 예로써, 고망간 합금화 용융아연도금강판을 들 수 있다.
이러한 고망간 합금화 용융아연도금강판을 자용차용 부품으로 사용하는 경우, 프레스 가공에 의해 부품의 형태로 가공한 후, 점용접 등으로 용접하여 조립하게 되는데, 이때, 고망간 합금화 용융아연도금강판을 점용접하게 되면 용접열영향부는 용접(입)열에 의해 용해되어 액상의 용융 아연으로 잔류하게 되고, 소지 조직은 고망간강의 높은 저항값에 의해 타 강종 대비 고온이 되며, 높은 열팽창 계수에 의한 입계 확장이 일어나게 된다. 이러한 상태로 용접열영향부에 인장력이 작용하게 되면, 용접열영향부 조직에서는 액상의 용융 아연이 소지 표면의 결정립계에 침투하여 균열을 발생시켜 취성파괴인 액상금속취화(LME, Liquid Metal Embrittlement)를 일으키게 된다.
따라서, 점용접시 용접열영향부에서 액상금속취화의 발생을 효과적으로 방지할 수 있는 고망간 합금화 용융아연도금강판을 개발하기 위한 시도가 이어지고 있다.
본 발명의 여러 목적 중 하나는, 점용접성이 우수한 고망간 합금화 용융아연도금강판과 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, C: 1중량% 이하, Mn: 8~25중량%, Si: 0.1중량% 이하 및 Al: 3.0중량% 이하를 포함하는 소지강판과 합금화 용융아연도금층을 포함하고, 상기 소지강판과 합금화 용융아연도금층의 계면에 형성된 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층을 포함하며, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 고망간 합금화 용융아연도금강판을 제공한다.
[관계식 1] [C]/[Mn]≤[Si]/[Al]
[관계식 2] [Si]≤[Mn]/200
(여기서, [C], [Mn], [Si], [Al] 각각은 소지강판에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
본 발명의 다른 측면은, C: 0.3~1중량%, Mn: 8~25중량%, Si: 0.1중량% 이하 및 Al: 3.0중량% 이하를 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 소지강판을 용융아연도금 후, 합금화 열처리하여 고망간 합금화 용융아연도금강판을 제조하는 방법으로서, 상기 합금화 열처리시, 용융아연도금된 소지강판의 평균 온도는 480~600℃인 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] [C]/[Mn]≤[Si]/[Al]
[관계식 2] [Si]≤[Mn]/200
(여기서, [C], [Mn], [Si], [Al] 각각은 소지강판에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명에 따른 고망간 합금화 용융아연도금강판은 점용접성이 우수한 장점이 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 본 발명에 따른 고망간 합금화 용융아연도금강판의 모식도이다.
도 2는 본 발명에 따른 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조에 이용될 수 있는 연속용융아연도금라인(CGL, Continuous Galvanizing Line)의 모식도이다.
도 3은 도 2의 연속용융아연도금라인에서 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조시 유도가열코일의 위치를 설명하기 위한 도면이다.
본 발명자들은 고망간 합금화 용융아연도금강판의 점용접성을 개선하기 위해 깊이 있게 연구하던 중, 소지인 고망간강에 포함된 C, Mn 및 Si의 함량 간의 관계를 적절히 제어할 경우, 고망간강 표면에 형성되는 산화물의 종류 및 형상이 적절히 제어되며, 이를 통해 고망간 합금화 용융아연도금강판의 점용접성을 현저히 개선할 수 있음을 인지하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면인 고망간 합금화 용융아연도금강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면인 고망간 합금화 용융아연도금강판은 소지강판과 합금화 용융아연도금층을 포함하고, 소지강판과 합금화 용융아연도금층의 계면에 형성된 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층을 포함한다.
먼저, 소지강판의 합금 성분 및 바람직한 함량 범위에 대해 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.
C: 1% 이하
탄소는 오스테나이트 조직의 안정화에 기여하는 원소로서, 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 조직을 확보하는데 유리한 측면이 있다. 또한, 탄소는 강의 적층결함에너지를 증가시켜 인장 강도 및 연신율을 동시에 증가시키는 역할을 한다. 다만, 그 함량이 지나치게 과다할 경우 전기 비저항이 증가하여 용접성이 열화될 수 있다. 이를 고려할 때, 탄소 함량의 상한은 1%로 한정할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.8%로 한정할 수 있다. 한편, 본 발명에서는 탄소 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 만약 그 함량이 지나치게 낮을 경우 강판의 고온 가공시 탈탄에 의해 α' (알파다시)-마르텐사이트 조직이 형성되어 지연파괴에 취약하게 될 우려가 있는 바, 이를 고려할 때 그 하한을 0.3%로 한정할 수 있다.
Mn: 8~25%
망간은 오스테나이트 조직을 안정화시키는 원소이다. 만약, 그 함량이 8% 미만인 경우 변형 중 α' (알파다시)-마르텐사이트 조직이 형성되어 안정한 오스테나이트 조직을 확보하기 어려우며, 반면, 그 함량이 25%를 초과할 경우 강도 향상의 효과는 포화되고, 제조 원가가 상승하는 단점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 망간 함량을 8~25%로 한정함이 바람직하다.
Si: 0.1% 이하
실리콘은 통상 강의 탈산제로서 첨가되는 원소로 알려져 있으며, 고용강화에 의해 강의 강도 향상에 기여한다. 다만, 그 함량이 지나치게 과다할 경우 실리콘이 강판 표층부 입계에 산화물의 형태로 편석되어 점용접 LME 균열 저항성을 열위하게 한다. 이를 고려할 때, 실리콘 함량의 상한은 0.1%로 한정할 수 있으며, 보다 바람직하게는, 0.08%로 한정할 수 있다. 한편, 본 발명에서는 실리콘 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 만약 그 함량이 지나치게 낮을 경우 탈산 기능이 원활하지 못해 강 중 기공이 형성되는 등 슬라브 품질 열화를 가져올 수 있으며, 이렇게 형성된 기공은 점용접시 용접부 내 수축공 발생을 가속화시켜 용접성 열화를 초래할 우려가 있는 바, 이를 고려할 때 그 하한을 0.03%로 한정할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.035%로 한정할 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 0.05%로 한정할 수 있다.
Al: 3.0% 이하
알루미늄은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하는 원소이나, 본 발명에서는 적층결함에너지를 높여 ε(입실런)-마르텐사이트 생성을 억제함으로써 강의 연성 및 내지연파괴 특성을 향상시키는 역할을 한다. 다만, 그 함량이 지나치게 과다할 경우, 강의 인장강도가 저하되고, 주조성이 열위해지며, 열간압연시 강 표면 산화가 심화되어 표면품질이 열화될 수 있어 상한은 3.0%로 한정할 수 있으며, 보다 바람직하게는, 2.0%로 한정할 수 있다. 한편, 본 발명에서는 알루미늄 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 만약 그 함량이 지나치게 낮을 경우 급격한 가공 경화 현상에 의해 강의 연성이 저하되어 내지연파괴 특성이 열화될 우려가 있는 바, 이를 고려할 때 그 하한을 0.05%로 한정할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.1%로 한정할 수 있다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불가피한 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
한편, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니며, 예를 들어, 소지강판은 Ti: 0.01~0.2중량%, B: 0.0005~0.01중량% 및 Sn: 0.01~0.2중량%로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Ti: 0.01~0.2%
티타늄은 강 중 질소와 반응하여 질화물을 형성함으로써 강의 성형성을 향상시키며, 강 중 탄소와 반응하여 탄화물을 형성함으로써 강의 강도를 향상시킨다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 티타늄 함량이 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.2%를 초과할 경우 석출물이 과도하게 형성되어 강의 피로 특성이 열화될 수 있다.
B: 0.0005~0.01%
보론은 입계에 편석하는 입계 강화원소로 알려져 있으며 열간 성형시 강판 엣지크랙 형성을 억제하는 역할을 한다. 보론의 함량이 0.0005% 미만일 경우, 열연 엣지 크랙 형성 억제 효과를 기대하기 어려우며 반면 0.01%를 초과할 경우 입계에 질화물이 과도하게 형성되어 크랙 형성을 오히려 조장하는 문제를 야기할 수 있다.
Sn: 0.01~0.2%
일반적으로 본 발명과 같이 강 중 실리콘 및 망간이 다량 함유될 경우, 소둔시 산소 친화력이 높은 실리콘 및 망간이 강판의 표층에 단독 혹은 복합 산화물을 형성함으로써, 도금성이 열화된다. 주석은 강 중 망간의 표면 농화를 효과적으로 억제하여 망간계 산화물의 형성을 억제함으로써, 도금성을 개선하는데 주요한 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 주석 함량이 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.2%를 초과할 경우 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 원가 경쟁력 측면에서 경제성을 확보하기 어렵다.
한편, 상기와 같은 성분범위를 갖는 소지강판의 합금설계시, 상기 C, Mn, Si 및 Al의 함량은 하기 관계식 1 및 2를 만족하도록 하는 것이 바람직하다.
[관계식 1] [C]/[Mn]≤[Si]/[Al]
[관계식 2] [Si]≤[Mn]/200
(여기서, [C], [Mn], [Si] 및 [Al] 각각은 소지강판에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
관계식 1 및 2는 소지강판의 표면에 형성되는 산화물의 종류 및 형상을 적정화하여 합금화 용융아연도금강판의 점용접성 개선을 달성할 수 있는 합금 원소의 조합을 인자화한 것이다. 강중 C, Mn, Si 및 Al의 함량이 관계식 1을 만족할 경우 오스테나이트 안정성이 확보되는 동시에 강판 표층에 형성되는 산화물이 단속적으로 형성되어 계면 합금층 형성이 용이해지게 되며, 이에 따라, 점용접성이 개선되게 된다. 또한, 강중 Mn 및 Si의 함량이 관계식 2를 만족할 경우, 주로 Si 단독 산화물이 아닌 Si-Mn 복합 산화물이 형성되게 되며, 이러한 Si-Mn 복합 산화물은 소지강판의 표면뿐만 아니라, 소지강판의 내부에도 형성될 수 있기 때문에, 소지강판 표면 산화물이 레이어(layer) 형태에서 노듈(nodule) 형태로 단속화되게 되며, 이에 따라, 계면 합금층 형성이 용이해지게 되어 점용접성이 개선되게 된다.
본 발명에서는 소지강판의 조직에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들어, 50면적% 이상의 오스테나이트 조직을 포함할 수 있다. 단, 오스테나이트 조직의 분율이 50면적% 보다 낮은 경우에도 본 발명이 적용될 수 있으며, 단지 오스테나이트 조직의 분율이 50면적% 이상일 경우 액상금속취화가 더욱 문제가 될 수 있기 때문에 이러한 하한을 한정한 것뿐이다. 이에, 그 상한은 특별히 한정되는 것은 아니며, 더불어 액상금속취화가 문제되는 모든 강종에 본 발명이 적용될 수 있다고 할 것이다.
합금화 용융아연도금층은 소지강판의 일면 혹은 양면에 형성되어 내식성 개선에 기여한다.
본 발명에서는 합금화 용융아연도금층의 합금화도에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 예를 들어, 9~12%일 수 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다.
Fe-Zn-Mn-Al계 합금층은 소지강판과 합금화 용융아연도금층의 계면에 형성되어 점용접시 용융 아연이 소지 입계로 침투하는 것을 막아 액상금속취화의 발생을 억제함으로써 점용접성 개선에 기여한다.
일 예에 따르면, Fe-Zn-Mn-Al계 합금층의 Al의 평균 함량은 0.1~2.0중량%일 수 있고, 바람직하게는 0.5~1.5중량%일 수 있다. 만약, 0.1중량% 미만일 경우 합금층이 브리틀(brittle)하여 도금층이 탈락되는 파우더링 현상을 초래할 수 있으며, 반면, 2중량%를 초과할 경우 합금층의 두께가 상대적으로 두꺼워져 도금 박리를 유발할 우려가 있다.
일 예에 따르면, Fe-Zn-Mn-Al계 합금층의 Al의 함량의 편차는 0.05중량% 이하(0중량% 포함)일 수 있고, 바람직하게는 0.025중량% 이하(0중량% 포함)일 수 있다. 만약, Al 함량 편차가 0.05중량% 미만일 경우 합금층의 두께 편차가 야기되어 균일한 합금화 품질을 확보하기 어려울 수 있다.
한편, 본 발명에서는 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층에 포함된 Al의 평균 함량 및 함량의 편차를 측정하는 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 다음과 같은 방법을 이용할 수 있다. 즉, 도금강판을 수직으로 절단한 후, 투과전자현미경(TEM, Transmission Electron Microscope)으로 100,000배로 그 단면 사진을 촬영하고, 도금층과 소지강판의 계면에서 등간격으로 30곳에 대하여 EDS(Energy Dispersive Spectroscopy)를 이용하여 Al 함량을 점 분석한 후, 이들의 평균값을 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층에 포함된 Al의 함량으로 정의하고, 이들 중 최대값과 최소값의 차이를 Al 함량의 편차로 정의할 수 있다.
일 예에 따르면, Fe-Zn-Mn-Al계 합금층의 평균 두께는 0.5~2μm일 수 있고, 바람직하게는 1~1.5μm일 수 있다. 만약, 0.5μm 미만일 경우 충분한 Fe 확산이 일어나지 않아 표면 외관상 합금화 얼룩이 발생하여 균일한 합금화 품질 확보가 어려울 우려가 있으며, 반면, 2μm를 초과할 경우 합금층의 두께가 상대적으로 두꺼워 도금층이 박리될 우려가 있다.
일 예에 따르면, Fe-Zn-Mn-Al계 합금층의 두께 편차는 0.2μm 이하(0μm 포함)일 수 있고, 바람직하게는 0.1μm 이하(0μm 포함)일 수 있다. 만약, 합금층의 두께 편차가 0.2μm를 초과할 경우 부위마다 합금화 정도가 차이가 생겨 표면 외관 상 균일한 합금화 품질을 확보하기 어려울 우려가 있다.
한편, 본 발명에서는 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층의 평균 두께 및 두께 편차를 측정하는 방법에 대해서도 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 다음과 같은 방법을 이용할 수 있다. 즉, 도금강판을 발광분광분석법(GDOES, Glow Discharge Optical Emission Spectrometry)으로 Fe와 Zn의 depth profile을 얻고 Fe와 Zn의 교점을 계면이라 정의하고 Fe의 curve 상의 표면에 근접한 영역에 형성된 변곡점까지의 거리를 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층의 두께로 정의하고, 10개 시편의 평균 값을 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층의 평균 두께라고 할 때, 합금층이 가장 두꺼운 시편과 가장 얇은 시편의 두께의 차이를 두께 편차로 정의할 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 고망간 합금화 용융아연도금강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 점용접성이 우수한 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에서는 전술한 성분계를 갖는 소지강판에 용융아연도금 후, 합금화 열처리하되, 합금화 열처리시, 용융아연도금된 소지강판의 평균 온도를 480~600℃로 제어함을 주요한 기술적 특징으로 한다. 전술한 성분계를 갖는 강판을 소지로 하는 용융아연도금강판을 상기의 온도 범위에서 합금화 열처리 할 경우, 도금층 내 Fe 함유량이 적절히 관리되어, 가공중 도금층이 탈락하는 파우더링 현상이 야기되는 것을 효과적으로 방지할 수 있게 된다. 이를 위해, 합금화 열처리시, 용융아연도금된 소지강판의 평균 온도는 480~600℃로 제어함이 바람직하고, 500~580℃로 제어함이 보다 바람직하다. 합금화 열처리 온도를 480℃ 이상으로 제어함으로써 도금층 내 충분한 Fe 함량을 확보할 수 있으며, 600℃ 이하로 제어함으로써 도금층 중 Fe 함량이 과도하여 가공 중 도금층이 탈락하는 파우더링 현상을 방지할 수 있다.
한편, 합금화 열처리시, 용융아연도금된 소지강판의 폭방향 온도 편차는 5℃ 이하(0℃ 포함)로 관리함이 바람직하다. 용융아연도금된 소지강판의 폭방향 온도 편차를 상기와 같은 범위로 제어할 경우, 폭방향으로 합금화가 균일하게 일어나, Fe-Zn-Mn-Al계 합금층의 위치별 조성 및 두께 편차가 야기되는 것을 효과적으로 방지할 수 있으며, 이를 통해, 점용접성을 현저히 개선할 수 있게 된다.
이하에서는, 상기와 같이 합금화 열처리하기 위한 제조장치의 일 예에 대해 상세히 설명한다.
도 2는 본 발명에 따른 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조에 이용될 수 있는 연속용융아연도금라인(CGL, Continuous Galvanizing Line)의 모식도이고, 도 3은 도 2의 연속용융아연도금라인에서 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조시 유도가열코일의 위치를 설명하기 위한 도면이다.
도 2를 참조하면, 합금화 열처리는 유도가열코일을 구비한 유도가열로에서 폭방향 유도가열방식에 의해 이루어질 수 있다. 여기서, 폭방향 유도가열방식이란 한 쌍의 유도가열코일로 이루어진 유도 가열 유니트를 용융아연도금된 소지강판의 진행 방향으로 다수개 구비하되, 상기 유도 가열 유니트를 이루는 한 쌍의 유도가열코일이 상기 용융아연도금된 소지강판을 사이에 두고 서로 마주보도록 배치하여 유도가열하는 것을 의미할 수 있다.
종래에는 일반적으로 길이방향 유도가열방식에 의해 합금화 열처리를 실시하였다. 왜냐하면 통상의 강판의 경우 단면적에 대한 자속 집적이 높아 유도가열 효율이 높기 때문이다. 그런데, 50면적% 이상의 오스테나이트 조직을 포함하는 고망간강의 경우 투자율이 낮기 때문에 길이방향 유도가열방식에 의해 합금화 열처리를 실시할 경우 유도가열 효율이 지나치게 낮으며, 이에 적용이 곤란하다. 그러나, 본 발명과 같이, 폭방향 유도가열방식에 의해 합금화 열처리를 실시할 경우 유도가열코일 내 가열체 단면적이 넓어 유도가열 효율이 효과적으로 증가하게 된다.
다만, 이러한 폭방향 유도가열방식에서는 코일의 형상과 위치에 따라 용융아연도금된 소지강판이 가열되는 정도가 서로 다르며, 특히 에지(폭방향 끝단) 부분은 지나치게 과열될 수가 있다.
이를 방지하기 위해, 도 3의 (a) 및 (b)에 나타난 바와 같이, 한 쌍의 유도가열코일의 끝단과 상기 용융아연도금된 소지강판의 폭방향 끝단이 서로 일직선을 이루도록 제어할 필요가 있다.
한편, 별도로 도시하지는 않았으나, 상기와 같이 유도가열코일의 끝단의 위치를 조절함과 아울러, 용융아연도금된 소지강판의 폭방향 끝단 부근에 차폐판을 구비시킬 경우, 용융아연도금된 소지강판의 끝단 부근의 과열을 방지할 수 있어, 용융아연도금된 소지강판의 폭방향 온도 편차를 보다 더 효과적으로 절감할 수 있다.
본 발명에서는 합금화 열처리 공정 이전 공정의 세부 내용에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 바람직한 일 예로써 다음과 같은 공정을 거쳐 합금화 용융아연도금강판으로 제조될 수 있다.
먼저, 전술한 성분계를 갖는 냉연강판을 준비한 후, 상기 냉연강판을 환원 분위기 하, 가열 및 균열한다.
이때, 이슬점 온도를 -30℃ 이하로 제어함이 바람직하다. 만약, 이슬점 온도가 -30℃를 초과할 경우 강 중 Mn이 산소와 반응하여 강판의 표층에 Mn 산화물을 띠 형태로 두껍게 형성함에 따라 용융 아연의 젖음성이 열위해질 수 있다.
이때, 가열온도는 700~850℃인 것이 바람직하고, 726~820℃인 것이 보다 바람직하다. 만약, 가열온도가 700℃ 미만일 경우 A1 변태점(약 726℃) 보다 낮아져 오스테나이트계 단상 조직을 얻을 수 없게 되며, 반면, 가열온도가 850℃를 초과할 경우 소둔로 내 온도를 높이는데 과도한 연료 및 에너지가 소비될 뿐 아니라, 2차 재결정에 의해 강의 물성이 저하될 수 있으며, 강판 표면에 Si, Mn 및 Al 산화물이 두껍게 형성되어 미도금 혹은 도금 박리 현상이 유발될 수 있다.
일 예에 따르면, 여기서 환원 분위기는 3부피% 이상(100부피% 제외)의 수소 가스 및 잔부 질소 가스 분위기일 수 있다. 만약 수소 가스의 함량이 3부피% 미만일 경우 강판의 표면에 불가피하게 형성된 철 산화피막의 환원이 충분히 일어나지 않아 잔류 산화피막에 의한 도금층의 박리를 초래할 수 있다. 한편, 수소 가스의 함량이 높을수록 도금성 측면에서 유리하므로 그 상한은 특별히 한정하지 않으나, 수소 가스의 함량이 지나치게 높을 경우 비용이 상승할 뿐 아니라, 폭발의 위험이 있는 바, 이를 고려할 때 그 상한을 20부피%로 한정할 수는 있다.
일 예에 따르면, 가열온도까지의 가열 속도는 1.6~4.1℃/sec일 수 있다. 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 및 Al의 농화가 심해 두꺼운 산화물층을 형성함으로써 아연도금 이후 미도금이 발생할 뿐만 아니라 도금층이 탈락하는 도금박리를 유발할 수 있다. 따라서, 가열구간에서의 가열속도는 이후 아연도금하는 과정에서 도금성 및 도금박리 여부를 결정짓는 중요한 변수가 될 수 있다. 만약, 가열속도가 1.6℃/s 미만인 경우 강판의 생산성이 떨어지는 단점과 더불어 가열하는 과정에서 강판 표면에 Si,Mn,Al 농화가 증가하여 띠 형태의 Si,Mn,Al 복합 산화물이 두껍게 형성되어 아연도금 이후 미도금 발생 및 도금층이 박리되는 현상을 초래할 수 있다. 반면, 가열속도가 4.1℃/s를 초과할 경우, 선행코일과의 용접부 파단의 발생 및 강판이 한쪽으로 쏠리는 사행 발생의 우려가 있다.
일 예에 따르면, 균열온도에서의 유지시간은 35~70초일 수 있다. 이는 소둔 후 최적의 재질 및 도금성을 확보하기 위함이다.
다음으로, 가열 및 균열된 소지강판을 용융아연 도금욕에 침지하여 도금한다.
일 예에 따르면, 용융아연 도금욕은 0.1~0.25중량%의 Al을 포함할 수 있다. 만약, Al의 함량이 0.1중량% 미만이거나 0.25중량%를 초과할 경우 도금욕 내 드로스 발생이 심화되어 도금욕 관리의 어려움이 있다.
일 예에 따르면, 용융아연 도금욕의 온도는 440~460℃일 수 있다. 만약, 도금욕의 온도가 440℃ 미만일 경우 도금욕의 점도가 증가하여 강판을 감는 롤(roll)의 이동도가 감소하여 강판과 롤 간의 미끄럼(slip)을 유발시켜 강판에 결함이 야기될 수 있드며, 반면, 도금욕의 온도가 460℃를 초과할 경우 강판의 용해를 촉진시켜 Fe-Al 화합물 형태의 드로스 발생을 가속화시켜 미도금이 야기될 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1의 조성을 갖는 냉연강판(두께: 1.2mm)을 준비하고, 탈지 및 산세 공정을 거쳐 강판 표면을 청정화한 후, 이슬점 -50℃로 제어된 환원 분위기(10vol%H2-N2) 하 3.0℃/sec의 속도로 800℃까지 가열하여 소둔하였다. 이후, 0.15중량%의 Al을 포함하는 도금욕(욕 온도: 450℃)에 침지하여 용융 아연도금을 실시하였다. 이후, 에어 와이핑(Air wipping)을 통해 냉연강판 표면에 입혀진 도금층의 부착량이 45g/m2 수준을 유지하도록 제어하고, 도 2의 장치를 이용하여 550℃의 온도에서 합금화 열처리하였다. 이때, 도 3과 같은 방법에 의해 용융아연도금된 소지강판의 폭방향 온도 편차가 5℃ 이하가 되도록 제어하였다.
이후, 제조된 각각의 시편의 합금층 조성, 두께 등을 측정하고, 도금성, 내파우더링성 및 스폿 용접성을 각각 평가하여, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 이때, 합금층 조성 및 두께 등의 측정 방법은 전술한 바와 같다.
보다 구체적으로, 도금성을 평가하기 위해, 각각의 시편을 15mm×15mm 크기로 절단하고 단면을 연마한 후, 주사전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscope)으로 도금층 표면을 관찰하여 피복 면적율을 측정하였다.
또한, 내파우더링성을 평가하기 위해, 각각의 시편을 180도 굽힘 가공 후, 원 상태로 펴서 가공부에 투명 비닐테이프를 붙였다가 떼어냈을 때 파우더링 폭을 측정하였다.
또한, 스폿 용접성을 평가하기 위해, 선단경 6mm인 Cu-Cr 전극을 사용하여 용접 전류를 흘려주며 가압력 2.6kN으로 16Cycle의 통전시간과 15Cycle의 Holding 시간 조건에서 용접을 실시하였다. 너깃경이 4vt가 확보되는 전류값을 하한으로 정하고 날림현상이 발생하는 시점의 용접전류를 상한(Expulsioin current)으로 정하였고 하한으로부터 LME 균열이 발생하지 않는 전류까지의 차이값을 LME 미발생 전류범위로 평가하였다.
시편 No. 합금 조성 (중량%) 관계식 1 관계식 2 비고
C Mn Si Al Ti B Sn
1 0.68 17.9 0.08 1.77 0.05 0.0016 - O O 발명예 1
2 0.52 18.1 0.06 2.05 0.06 - 0.03 O O 발명예 2
3 0.35 18.7 0.04 1.34 - 0.0019 0.02 O O 발명예 3
4 0.44 18.2 0.05 1.99 - - - O O 발명예 4
5 0.68 17.7 0.21 1.82 - - - O X 비교예 1
6 0.51 17.5 0.06 2.1 - - 0.02 X O 비교예 2
7 0.72 15.9 0.09 2 0.06 0.0018 - X X 비교예3
시편 No. Fe-Zn-Mn-Al계 합금층 기계적 물성 비고
Al 함량
(중량%)		 Al 함량 편차
(중량%)		 평균 두께
(μm)		 두께
편차
(μm)		 피복 면적율 (%) 파우더링 폭 (mm) LME 미발생 전류범위 (kA)
1 0.51 0.02 0.6 0.11 97.0 4.0 1.2 발명예 1
2 1.1 0.04 1.2 0.16 98.2 4.2 1.4 발명예 2
3 0.66 0.02 0.7 0.12 96.6 4.5 1.2 발명예 3
4 0.72 0.03 0.8 0.14 96.9 4.4 1.2 발명예 4
5 0.4 0.2 0.5 0.3 81.5 7.4 0.4 비교예 1
6 0.9 0.4 1.0 0.6 88.3 8.1 0.8 비교예 2
7 0.2 0.03 0.3 0.2 86.3 6.9 0.6 비교예 3
표 1 및 2를 참조할 때, 발명예 1 내지 4는 소지강판의 조성, Fe-Zn-Mn-Al계 합금층의 Al 조성 및 편차, 평균 두께 및 두께 편차 모두 본 발명이 제안하는 범위를 만족하여, 합금층의 피복면적율이 모두 95% 이상으로 나타나 합금화된 표면 외관이 매우 우수하고, 파우더링성 및 점용접 LME 특성이 뛰어남을 확인할 수 있다.
그러나, 비교예 1은 강중 Si 함량이 본 발명이 제안하는 범위에 초과하여 관계식 2를 만족하지 못함에 따라 소둔 열처리 시 Si-rich한 layer형태의 산화물을 형성하고 Fe 확산에 있어 산화물이 형성된 영역에서는 확산 barrier 작용을 하기 때문에 국부적인 Fe 확산 차이를 보이게 된다. 이로 인해 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층 내 Al 함량 편차 또는 두께 편차가 본 발명의 범위를 초과함에 따라 국부적으로 파우더링이 심하게 발생하였다. 또한 Si-rich 산화물에 의해 점용접 시 국부적인 발열 조장을 심화시켜 LME 특성을 열위하게 하였다.
비교예 2는 강중 Al 함량이 관련된 관계식 1을 만족하지 못함에 따라 소둔 열처리 시 Al, Mn 복합 산화물을 강판 표면에 농화되고 Fe 확산에 있어 상기 산화물이 확산을 지연시키는 역할을 하게 된다. Al, Mn 복합 산화물이 강판 표면에 불균일하게 형성됨에 따라 합금화 열처리 시 Fe의 확산도 시편 전체에 걸쳐 균일하지 않게 되어 합급층 내 Al 함량 편차 또는 두께 편차가 본 발명의 범위를 초과하였다. 이로 인해 피복 면적율이 90%이 못 미쳤고 파우더링이 국부적으로 심하게 발생하였고 점용접 시 표층 산화물에 의한 발열 조장으로 점용접 LME 특성이 열위하였다.
비교예 3은 강중 Mn 함량이 관련된 관계식 1, 2 모두 만족하지 못함에 따라 소둔 열처리 시 Si-rhch한 Al, Mn, Si 복합 산화물을 강판 표면에 형성하게 되고 Fe 확산을 방해받게 된다. 강판 표면에 불균일하게 형성된 Al, Mn, Si 복합 산화물에 의해 합금화 열처리 시 Fe의 확산 거동이 시편 전체에 걸쳐 균일하지 못하였고 본 발명의 범위를 초과하여 합금층 내 Al 함량 편차 또는 두께 편차를 초래하였다. 이로 인해 피복 면적율이 90%이 못 미쳤고 파우더링성이 국부적으로 열위하였다. 또한, Al, Mn, Si 복합 산화물에 의해 점용접 시 국부적인 발열이 촉진되어 점용접 LME 특성이 열위하게 나타났다.
이상에서 본 명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims (19)

  1. C: 1중량% 이하, Mn: 8~25중량%, Si: 0.1중량% 이하 및 Al: 3.0중량% 이하를 포함하는 소지강판과 합금화 용융아연도금층을 포함하고, 상기 소지강판과 합금화 용융아연도금층의 계면에 형성된 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층을 포함하며, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 고망간 합금화 용융아연도금강판.
    [관계식 1] [C]/[Mn]≤[Si]/[Al]
    [관계식 2] [Si]≤[Mn]/200
    (여기서, [C], [Mn], [Si] 및 [Al] 각각은 소지강판에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판에 포함된 C 함량은 0.3중량% 이상이고, Si 함량은 0.035중량% 이상인 고망간 합금화 용융아연도금강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판은 Ti: 0.01~0.2중량%, B: 0.0005~0.01중량% 및 Sn: 0.01~0.2중량%로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 고망간 합금화 용융아연도금강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판은 50면적% 이상의 오스테나이트 조직을 포함하는 고망간 합금화 용융아연도금강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층의 Al의 평균 함량은 0.1~2.0중량%인 고망간 합금화 용융아연도금강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층의 Al의 함량의 편차는 0.05중량% 이하인 고망간 합금화 용융아연도금강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층의 평균 두께는 0.5~2μm인 고망간 합금화 용융아연도금강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 Fe-Zn-Mn-Al계 합금층의 두께 편차는 0.2μm 이하인 고망간 합금화 용융아연도금강판.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 합금화 용융아연도금층의 합금화도는 9~12%인 고망간 합금화 용융아연도금강판.
  10. C: 0.3~1중량%, Mn: 8~25중량%, Si: 0.1중량% 이하 및 Al: 3.0중량% 이하를 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 소지강판을 용융아연도금 후, 합금화 열처리하여 고망간 합금화 용융아연도금강판을 제조하는 방법으로서, 상기 합금화 열처리시, 용융아연도금된 소지강판의 평균 온도는 480~600℃인 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
    [관계식 1] [C]/[Mn]≤[Si]/[Al]
    [관계식 2] [Si]≤[Mn]/200
    (여기서, [C], [Mn], [Si] 및 [Al] 각각은 소지강판에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
  11. 제10항에 있어서,
    상기 합금화 열처리시, 용융아연도금된 소지강판의 폭방향 온도 편차는 5℃ 이하(0℃ 포함)인 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
  12. 제10항에 있어서,
    상기 합금화 열처리는 유도가열코일을 구비한 유도가열로에서 폭방향 유도가열방식에 의해 이루어지는 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
  13. 제12항에 있어서,
    상기 폭방향 유도가열방식은, 한 쌍의 유도가열코일로 이루어진 유도 가열 유니트를 용융아연도금된 소지강판의 진행 방향으로 다수개 구비하되, 상기 유도 가열 유니트를 이루는 한 쌍의 유도가열코일이 상기 용융아연도금된 소지강판을 사이에 두고 서로 마주보도록 배치하여 유도가열하는 것인 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
  14. 제13항에 있어서,
    상기 한 쌍의 유도가열코일의 끝단과 상기 용융아연도금된 소지강판의 폭방향 끝단이 서로 일직선을 이루는 것을 특징으로 하는 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
  15. 제13항에 있어서,
    상기 용융아연도금된 소지강판의 폭방향 끝단 부근에 차폐판을 구비시켜 끝단 부근의 과열을 방지하는 것을 특징으로 하는 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
  16. 제10항에 있어서,
    상기 고망간 합금화 용융아연도금강판을 제조하는 방법은,
    C: 0.3~1중량%, Mn: 8~25중량%, Si: 0.1중량% 이하 및 Al: 3.0중량% 이하를 포함하는 냉연강판을 준비하는 단계;
    상기 냉연강판을 이슬점(dew point) -30℃ 이하로 제어된 환원 분위기 하, 700~850℃까지 가열하는 단계; 및
    상기 가열된 냉연강판을 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 얻는 단계; 및
    상기 용융아연도금강판을 합금화 열처리하는 단계;
    를 포함하는 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
  17. 제16항에 있어서,
    상기 환원 분위기는 3부피% 이상의 수소 가스 및 잔부 질소 가스 분위기인 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
  18. 제16항에 있어서,
    상기 가열시, 가열 속도는 1.6~4.1℃인 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
  19. 제16항에 있어서,
    상기 용융아연계 도금욕은 0.1~0.25중량%의 Al을 포함하는 고망간 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
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KR1020160171870A KR101917442B1 (ko) 2016-12-15 2016-12-15 점용접성이 우수한 고망간 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법

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