KR20210062887A - 용접성이 우수한 아연도금강판의 제조방법 및 아연도금강판 - Google Patents

용접성이 우수한 아연도금강판의 제조방법 및 아연도금강판 Download PDF

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Abstract

일 관점에 따른 용접성이 우수한 아연도금강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.12~0.22%, 실리콘(Si): 1.6~2.4%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 인(P): 0 초과 0.02% 이하, 황(S): 0 초과 0.005% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 크롬(Cr): 0 초과 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05% 이하를 함유하고, 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연 또는 냉연 강판을 준비하는 단계, 강판을 870 ~ 900℃에서 소둔열처리하는 단계, 강판을 700 ~ 800℃의 온도로 1차 냉각하는 단계, 강판을 200 ~ 300℃로 2차 냉각하는 단계, 강판을 370 ~ 430℃까지 재가열하고 유지하는 단계, 및 강판에 대해 용융아연도금 처리를 실시하는 단계를 포함한다.

Description

용접성이 우수한 아연도금강판의 제조방법 및 아연도금강판{MANUFACTURING METHOD OF GALVANIZED STEEL SHEET WITH EXCELLENT WELDABILITY AND GALVANIZED STEEL SHEET}
본 발명은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법 및 아연도금강판에 관한 것이다.
지구 환경 보전의 관점에서, CO2 배출량을 삭감하기 위해, 자동차 차체의 강도를 유지하면서 그 경량화를 도모하고, 자동차의 연비를 개선하는 것이 자동차 업계에서는 항상 중요한 과제가 되고 있다. 자동차 차체의 강도를 유지하면서 그 경량화를 도모하기 위해서는, 자동차 부품용 소재가 되는 강판의 고강도화에 의해 강판을 박육화하는 것이 유효하다. 한편, 강판을 소재로 하는 자동차 부품의 대부분은, 프레스 가공이나 버링 가공 등에 의해 성형된다. 이 때문에, 자동차 부품용 소재로서 사용되는 고강도 강판에는 원하는 강도를 갖는 것에 더하여, 우수한 성형성이 요구된다.
최근, 자동차 차체의 골격용 소재로서 인장 강도 TS 가 1180㎫ 초급(超級)인 초고강도 강판의 적용이 확대되고 있다. 그러나, 이와 같은 초고강도 강판은 성형 난도(難度)가 높아, 종래의 프레스 성형을 그대로 적용하기 어렵기 때문에, 롤 포밍 등의 굽힘 주체의 가공이 실시되는 경우가 많다. 이 때문에, 1180㎫ 초급의 초고강도 강판을 적용함에 있어서는, 굽힘 가공성이 가장 중요한 특성 중 하나이다. 또 한편으로, 자동차용 부품 소재에 있어서, 중요한 특성의 하나로서, 내충격성을 들 수 있다. 자동차의 충돌시, 강판으로 이루어지는 각 부품이 받는 변형 속도는 103/s 정도에까지 달한다. 그 때문에, 예를 들어, 필러, 멤버, 범퍼 등의 자동차 부품에 있어서는, 자동차가 주행 중에 만일 충돌한 경우에 탑승자의 안전을 확보하기 위해 필요한 내충격성이 요구된다. 즉, 충돌시에 상기의 높은 변형 속도를 받은 경우라 하더라도 우수한 충돌 에너지 흡수능을 발휘하는, 내충격성을 구비한 고강도 강판을 적용하여, 자동차의 충돌 안전성을 확보할 필요가 있다.
이에 관련된 기술로는 대한민국 등록특허공보 제10-2014663호(2019.08.20 등록, 고강도 박강판 및 그 제조방법)가 있다.
본 발명이 해결하고자 하는 과제는, 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법 및 아연도금강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 관점에 따른 용접성이 우수한 아연도금강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.12~0.22%, 실리콘(Si): 1.6~2.4%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 인(P): 0 초과 0.02% 이하, 황(S): 0 초과 0.005% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 크롬(Cr): 0 초과 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05% 이하를 함유하고, 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연 또는 냉연 강판을 준비하는 단계; 상기 강판을 870 ~ 900℃에서 소둔열처리하는 단계; 상기 강판을 700 ~ 800℃의 온도로 1차 냉각하는 단계; 상기 강판을 200 ~ 300℃로 2차 냉각하는 단계; 상기 강판을 370 ~ 430℃까지 재가열하고 유지하는 단계; 및 상기 강판에 대해 용융아연도금 처리를 실시하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.
상기 소둔열처리하는 단계에서, 소둔로 내의 이슬점은 -40 ~ -20℃이고,
소둔로내 수분 농도는 약 120 ~ 6,000ppm인 것이 바람직하다.
상기 소둔열처리하는 단계는 5~7%의 수소 분위기의 로에서 수행될 수 있다.
상기 아연도금강판은 페라이트 단상의 미세조직을 가지며, 인장강도(TS): 850MPa 이상, 항복강도(YP): 1,180MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상의 물성을 나타낼 수 있다.
상기 아연도금강판은 적용가능한 용접전류 범위가 5.5kA~7.5kA일 수 있다.
본 발명의 다른 관점에 따른 용접성이 우수한 아연도금강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.12~0.22%, 실리콘(Si): 1.6~2.4%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 인(P): 0 초과 0.02% 이하, 황(S): 0 초과 0.005% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 크롬(Cr): 0 초과 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05% 이하를 함유하고, 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 단상의 미세조직을 가지며, 인장강도(TS): 850MPa 이상, 항복강도(YP): 1,180MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상의 물성을 나타내는 것을 특징으로 한다.
상기 아연도금강판은 적용가능한 용접전류 범위가 5.5kA~7.5kA일 수 있다.
본 발명에 따르면, 적절히 제어된 합금조성과 고노점 소둔열처리 공정을 적용하여 용접부 LME 크랙의 발생 원인인 표층부의 오스테나이트 생성을 억제함으로써 기존 용접 조건에서도 강도를 확보하고 총 용접 가능 범위를 확장하여 점용접 프로세스 상에서의 결함을 억제하고 생산성을 행상시킬 수 있다.
도 1 및 도 2는 소둔 로(furance)의 온도에 따른 표층 조직을 현미경으로 관찰한 사진들이다.
도 3a 내지 도 4b는 일반노점 및 고노점의 소둔로에서 열처리한 강판의 연신율 및 크랙 실험 결과를 나타낸 사진들이다.
이하, 첨부한 도면을 참고하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명을 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며, 본 명세서에서 설명하는 실시예들에 한정되지 않는다. 본 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성 요소에 대해서는 동일한 도면 부호를 붙였다. 또한, 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 공지 기능 및 구성에 대한 상세한 설명은 생략한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 강판의 성분 조성, 조직 및 제조 방법의 관점에서 예의 연구 및 실험을 거듭한 결과, 이하의 것을 알아냈다.
초고장력 용융 아연도금강판의 점용접(Resistance Spot Welding)시 용융아연도금강판(GI)의 경우 도금층의 융점이 420℃ 정도로 매우 낮고 합금화 아연도금 강판의 경우도 780℃ 근방에서 포정반응(Γ→L+α)으로 인해 액상 아연(Liquid Zn)이 형성된다. 형성된 액상 아연(Liquid Zn)은 고온에서 용접 전극에 의한 하중이 발생하는 영역에서 모재의 입계를 따라 침투하여 모재의 강도가 급격하게 열위된다. LME 크랙의 주변에 모재쪽으로 확산된 아연(Zn)에 의해 고온에서 Y→αFe(Zn)으로 상변태하며, 매우 부서지기 쉬운(brittle) 특성을 갖는 αFe(Zn) 상에 의해 취성이 더욱 가속화되는 것으로 보고되고 있다.
내부 평가 결과 강종별 LME 발생 빈도는 잔류 오스테나이트가 많을수록 민감하며 표층에 존재하는 오스ㅌ테나이트 회피방안이 용접성을 개선할 수 있을 것으로 확인되었다.
한편, 강 제품의 상분율 제어는 합금성분과 재가열/냉각/소둔 과정에서 이루어지는데, 성분계 및 가열단계에서 형성된 오스테나이트상이 냉각 및 재가열 과정에서 마르텐사이트/베이나이트로 변태하거나 오스테나이트로 잔류하여 복합상이 만들어지게 된다. 가열 단계의 온도는 오스테나이트 상이 만들어지는 영역이나, 소둔로 내 분위기의 이슬점 온도를 -40℃ 이상으로 증가시키면 오스테나이트 안정화 원소인 탄소(C)가 강 표면에서 산화되어 일산화탄소의 형태로 휘발되므로 지속적인 반응에 의해 탈탄 반응이 진행된다.
이러한 탈탄반응의 지속으로 표층에서는 탄소(C)가 고갈되어 가열 단계에서도 표층의 오스테나이트가 이미 페라이트로 변태가 되면, 향후 냉각/재가열 과정에서 표층에 오스테나이트가 형성되지 않고 최종 단계인 상온에서도 페라이트 단상 구조를 확보할 수 있다. 표층에 형성된 페라이트 단상구조에 의해 LME 크랙에 민감한 오스테나이트를 회피할 수 있게 되어 용접 가능 전류 범위를 확대할 수 있고 용접 강도를 상향시킬 수 있다.
도 1 및 도 2는 소둔 로(furance)의 온도에 따른 표층 조직을 현미경으로 관찰한 사진들로서, 도 1은 -45℃ 이하의 일반 노점에서 소둔열처리를 실시한 후의 모재의 표층 조직 사진이고, 도 2는 -40℃~-20℃의 고노점에서 소둔열처리를 실시한 후의 모재의 표층 조직 사진이다.
도 1 및 도 2를 참조하면, 고노점에서 실시한 도 2의 경우 지속적인 탈탄반응으로 인해 탄소(C)가 고갈되어 일반 노점에서 실시한 도 1에 비해 표층에서 오스테나이트층의 깊이가 감소하였음을 알 수 있다.
동일한 합금 조성을 갖는 1200MPa급 QP 용융아연도금강판에 대해 700~900℃의 온도에서 소둔열처리를 실시하여 강재의 크랙 발생 및 연신율의 변화를 살펴보았다. 이때, 승온속도는 500℃/s, 유지시간은 1초로 각각 설정하고, 각 온도에서 관찰된 LME 크랙 발생 여부를 하기 표 1에 나타내었으며, 연신율 및 크랙 실험 결과를 도 3a 내지 도 4b에 나타내었다.
구분 700℃ 750℃ 800℃ 850℃ 900℃
일반노점 LME LME LME LME LME
고노점 No LME No LME No LME LME LME
표 1에 나타낸 것처럼, 일반 노점에서 소둔열처리를 실시한 경우 소둔열처리 온도가 700℃에서 LME 크랙이 발생하였으나, 고노점에서 실시한 경우 850℃에서부터 LME 크랙이 발생하였음을 알 수 있다.
또한, 도 3a 및 도 3b를 참조하면, 일반 노점에서 실시한 경우 800℃에서 LME 크랙이 발생하였으며 크랙으로 인해 강의 연신율이 저하되었음을 알 수 있다.
도 4a 및 도 4b를 참조하면, 고노점에서 실시한 경우 800℃에서 LME 크랙이 발생하지 않았으며 크랙으로 인한 강의 연신율 저하도 일어나지 않았음을 알 수 있다.
이와 같이, 동일한 합금 조성을 갖더라도 고노점에서 소둔열처리 공정을 실시할 경우 탈탄작용으로 표층에 형성된 페라이트 단상구조에 의해 LME 크랙에 민감한 오스테나이트를 회피할 수 있게 되어 용접 가능 전류 범위를 확대할 수 있고 용접 강도를 상향시킬 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따른 용접성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법에 대해 상세히 설명한다.
용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판
본 발명의 일 관점에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.12~0.22%, 실리콘(Si): 1.6~2.4%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 인(P): 0 초과 0.02% 이하, 황(S): 0 초과 0.005% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 크롬(Cr): 0 초과 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05% 이하를 함유하고, 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
상기한 합금 조성을 갖는 본 발명에 따른 아연도금강판은 핫 스탬핑 후, 인장강도(TS): 850MPa 이상, 항복강도(YS): 1,180MPa 이상, 연신율(EL): 14% 및 용접가능 전류범위: 5.5kA ~ 7.5kA인 것을 목표로 한다.
이하, 본 발명에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 필수 합금조성에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 더욱 구체적으로 설명한다.
탄소(C): 0.12~0.22중량%
본 발명에서 탄소(C)는 마르텐사이트를 생성시켜 강재의 강도를 확보하는데 가장 경게적이며 효과적인 합금성분이다. 탄소(C)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.12 ~ 0.22중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)가 0.12중량% 이하로 첨가되는 경우 인성 측면에서는 좋을 수 있으나, Nb, V 또는 Ti와 결합하여 강재를 강화시키는 효과가 매우 적으므로 강도의 확보를 위하여 0.12중량% 이상 첨가할 필요가 있다. 반면, 탄소(C)의 함량이 0.22중량%를 초과할 경우 강의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하되는 문제가 있으므로, 탄소(C) 함량은 0.12~0.22중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 1.6~2.4중량%
본 발명에서 실리콘(Si)은 제강중에 강재 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘(Si)은 고용강화에도 유효한 성분이다. 상기 효과를 얻기 위해서는 실리콘(Si)을 1.6중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 2.4중량%를 초과하는 경우에는 용접성 및 인성을 저하시키므로, 상기 Si는 1.6 ~ 2.4중량%의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 2.0~3.0중량%
본 발명에서 망간(Mn)은 강을 고용 강화하여 강도 및 인성을 향상시킨다. 또한, 페라이트 변태나 베이나이트 변태를 억제하여 마르텐사이트를 생성시켜, 인장강도(TS)를 상승시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, 2.0중량% 미만으로 첨가되는 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵고, 3.0중량%를 초과하는 경우에는 연주 시 중심 편석을 조장하여 저온 DWTT 저항성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 망간(Mn)의 함량은 2.0~3.0중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
인(P): 0 초과 0.03중량% 이하
인(P)은 제조시 불가피하게 함유되는 불순물로서, 강 중에 포함되어 용접성 및 인성을 저하시키고 응고시 슬라브 중심부 및 오스테나이트 결정립계에 편석되는 문제점이 있으므로, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 인(P)의 함량이 0.03중량%를 초과하게 되는 경우에는 입계 편석을 조장하여 저온 DWTT 저항성을 저하시킬 뿐만아니라 용접성도 저하시키므로, 상기 인(P)의 함량은 0.03중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
황(S): 0 초과 0.005중량% 이하
황(S)은 강 중에서 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 취성을 크게 저하시키는 성분으로서, 0.005중량%를 초과하는 경우 저온 저온충격인성을 크게 감소시킨다. 따라서, 상기 황(S)의 함량은 0.005중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~0.05중량%
알루미늄(Al)은 실리콘(Si)과 함께 탈산작용을 하는 성분으로서, 0.01중량% 미만으로 첨가되는 경우에는 탈산효과를 얻기 어렵고, 0.05중량%를 초과하는 경우에는 알루미나 집합체를 증가시켜 저온 충격인성을 저하시키므로, 상기 알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.05중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0 초과 0.05중량% 이하
크롬(Cr)은 경화능이 큰 원소로서 변태강화를 통한 강도증가를 위해 첨가된다. 즉, 페라이트 변태나 베이나이트 변태를 억제하여 마텐자이트를 생성시켜 강의 인장강도(TS) 상승시킨다. 다만, 상기 크롬(Cr)은 0.05중량%를 초과할 경우에는 상부 베이나이트(Upper bainite)와 같은 조직이 형성되면서 전체적으로 불균일해짐으로 인해 인성이 저하되므로, 그 함량은 0.05중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0 초과 0.05중량% 이하
티타늄(Ti)은 강중에서 TiN으로 석출되어 재가열 시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써 고강도 및 우수한 충격인성을 얻을 수 있게 하며 또한 TiC 등으로 석출되어 강을 강화하는 역할을 한다. 그러나, 본 발명의 탄소 범위에서 티타늄(Ti)의 함량이 0.05중량%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화상태에 이르게 되고 오히려 조대한 TiN이 생길 수 있어 저온인성을 저해하므로, 상기 티타늄(Ti)의 함량은 0.05중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0 초과 0.05중량% 이하
몰리브덴(Mo)은 상기 크롬(Cr)보다 더 경화능이 큰 원소로서 변태강화를 통한 강도증가를 위해 첨가된다. 본 발명의 탄소(C) 성분 범위 안에서 0.05중량%를 초과할 경우에는 마르텐사이트/오스테나이트(MA)상과 같은 경한 이차상이 다량 형성됨으로 인해 인성이 저하되므로, 그 함량은 0.05중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0 초과 0.05중량% 이하
니오븀(Nb)은 소량 첨가에 의해 탄소(C)와의 결합을 통해 NbC 석출물을 형성하여 석출 강화효과로 모재 강도 향상에 기여하는 원소이다. 니오븀(Nb)은 본 발명의 탄소(C) 범위에서는 0.05중량% 초과시 다량의 석출물에 의한 저온 인성 및 용접성 저하를 가져올 수 있어 그 함량은 0.05중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배재할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 언급하지는 않는다.
상기한 합금 성분을 갖는 본 발명의 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판은 하기의 제조과정으로 제조될 수 있다. 이하, 본 발명의 바람직한 다른 측면에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법
본 발명의 바람직한 다른 측면에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.12~0.22%, 실리콘(Si): 1.6~2.4%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 인(P): 0 초과 0.02% 이하, 황(S): 0 초과 0.005% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 크롬(Cr): 0 초과 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05% 이하를 함유하고, 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연 또는 냉연 강판을 준비하는 단계, 상기 강판을 870 ~ 900℃에서 소둔열처리하는 단계, 상기 강판을 700 ~ 800℃의 온도로 1차 냉각하는 단계, 상기 강판을 200 ~ 300℃로 2차 냉각하는 단계, 370 ~ 430℃까지 재가열하고 유지한 다음 450~470℃까지 최종 가열하는 단계, 및 용융아연도금 처리를 실시하는 단계를 포함한다.
강판을 준비하는 단계
본 발명에 있어서, 상기 소둔열처리를 위하여 준비하는 강판은 특별히 한정되지 않는데, 예를 들어 이하의 방법으로 제조할 수 있다. 열연 강판을 준비하는 경우에는, 상기 합금조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연하여 출발 강판을 제조할 수 있다. 상기 강 슬래브는, 통상적인 방법에 따라, 성분 조성을 상기 범위로 조정한 강을 용제, 주조하여 얻을 수 있다. 상기 열간 압연은, 예를 들어, 상기 강 슬래브를 1150℃ 이상의 가열 온도까지 가열한후, 마무리 압연 온도(FRT): 850℃ 이상의 조건으로 압연함으로써 실시할 수 있다. 압연된 강판은, 예를 들어, 30℃/초 이상의 평균 냉각속도로 권취 온도: 350 ~ 550℃까지 냉각한 후 권취할 수 있다. 상기 조건으로 열간 압연과 권취를 실시함으로써 열연 강판을 얻을 수 있다.
또, 냉연 강판을 준비하는 경우에는, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연한 후 다시 냉간압연하고, 이어서, 열처리를 실시함으로써 냉연 강판을 제조할 수 있다. 상기 강 슬래브는, 통상적인 방법에 따라, 성분 조성을 상기 범위로 조정한 강을 용제, 주조하여 얻을 수 있다. 상기 열간 압연은, 예를 들어, 상기 강 슬래브를 1150℃ 이상의 가열 온도까지 가열한 후, 마무리 압연 온도(FRT): 850℃ 이상의 조건으로 압연함으로써 실시할 수 있다. 압연된 강판은, 예를 들어, 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 권취 온도: 600℃ ~ 700℃까지 냉각한 후 권취할 수 있다. 이어서, 얻어진 열연강판을 산세한 후, 냉간 압연한다. 상기 산세에는, 예를 들어, 염산을 사용할 수 있다. 또, 상기 냉간압연에 있어서의 압하율은, 40％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 얻어진 냉연 강판에 대해 열처리를 실시한다. 상기 열처리에 있어서는, 냉연 강판을 균열 온도까지 가열한 후, 그 균열 온도로 유지하고, 이어서 냉각 정지 온도까지 냉각하여 그 냉각 정지 온도로 유지한다. 이러한 열처리를 실시함으로써 소둔열처리를 위한 냉연강판을 얻을 수 있다.
소둔열처리
다음에, 상기 강판을 870 ~ 900℃에서 소둔열처리한다. 소둔열처리를 통해 강의 높은 강도 및 연성과 양호한 형상품질을 동시에 확보할 수 있게 한다. 상기 열처리 온도가 870℃ 미만일 경우에는 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어 최종 소둔후 총연신율이 저하되는 문제가 발생할 수 있으며, 900℃를 초과하는 경우에는 최종 소둔조직이 마르텐사이트로 만들어져 높은 인장강도 확보에는 용이하나 연신율이 저하되는 문제가 발생할 수 있다.
또한, 본 발명의 소둔열처리는 수소농도 5~7%의 로내 분위기에서 수행될 수 있다. 수소농도가 5% 미만인 경우, 강 중에 함유된 Si, Mn 및 B과 같은 산소친화력이 큰 원소들의 표면농화물 발생 가능성이 높아져서 덴트결함 및 도금결함을 유발할 수 있다. 수소농도가 7%를 초과하는 경우, Si, Mn 및 B에 의한 결함 억제 효과가 한계에 도달할 뿐만 아니라 과도한 제조 비용의 증가를 유발할 수 있다. 특히, 소둔열처리가 이루어지는 소둔로 내의 이슬점의 온도를 -40℃ 이상으로 증가시켜 오스테나이트 안정화 원소인 탄소(C)가 일산화탄소 형태로 휘ㅜ발되게 하여 강의 표면에서 지속적인 탈탄반응을 유발하고, 이에 따라 가열 단계에서 표층의 오스테나이트가 페라이트로 변태가 되게 하여, 향후 냉각/재가열 과정에서 표층에 오스테나이트가 형성되지 않고 최종 단계인 상온에서도 페라이트 단상 구조를 확보할 수 있다. 이렇게 표층에 형성된 페라이트 단상 구조에 의해 LME 크랙에 민감한 오스테나이트를 회피할 수 있게 되어 용접 가능 전류 범위를 확대하고 용접 강도를 상향시킬 수 있다. 그러나, 소둔로 내의 노점이 0℃ 이상으로 높을 경우 로내 설비가 부식되는 등의 문제가 발생할 수 있으므로, 본 발명의 바람직한 구체예에 따르면, 상기 소둔로 내의 이슬점은 -40 ~ -20℃가 적절하다. 이때, 로내 수분 농도는 약 120 ~ 6,000ppm이고, 탈탄층의 두께는 5 ~ 25㎛ 정도가 된다.
한편, 상기 소둔열처리는 연속소둔공정을 통해 행하여질 수 있으며, 이를 통해 생산성을 향상시킬 수 있다. 물론, 망간(Mn) 등이 다량 포함된 강종들은 최종 소둔을 30분 이상 장시간 열처리하면 높은 인장강도와 연신율의 곱을 가질 수는 있으나, 열처리를 장시간할 수 있는 실질적인 방법은 통상의 연속소둔설비가 아닌 배치(batch)식 소둔방식이며, 배치식 소둔을 이용할 경우에는 열처리 후에 강판이 압연길이 방향으로 만곡이 발생하는 단점이 있다.
1차 냉각
소둔된 강판을 700~800℃의 온도범위까지 5~10℃/s의 평균 냉각 속도로 1차 냉각할 수 있다. 1차 냉각의 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이거나, 1차 냉각의 냉각종료온도가 800℃를 초과하는 경우, 페라이트 단상조직의 결정립이 지나치게 조대화되어 B의 입계 편석 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 또한, 1차 냉각의 평균 냉각속도가 10℃/s를 초과하거나, 1차 냉각의 냉각종료온도가 700℃ 미만인 경우, 냉각공정 전후로 과도한 설비 온도 불균형이 발생하여 설비 부하를 유발할 수 수 있다.
2차 냉각
1차 냉각된 강판을 50℃/s 이상의 평균 냉각속도로 200~300℃의 온도범위까지 2차 냉각할 수 있다. 본 발명에서 2차 냉각의 냉각속도는 강판의 물성에는 큰 영향을 미치지 않으나, 우수한 강판 형상 확보를 위해 2차 냉각 속도를 일정 범위로 제어한다. 2차 냉각의 냉각속도가 50℃/s 미만인 경우 느린 냉각속도로 인해 경제성 측면에서 불리할 수 있다.
재가열
냉각된 강판을 370~430℃까지 재가열하고 100~250초간 유지한다. 상기 유지시간이 100초 이상이 바람직한데 이보다 짧은 경우 강판의 회복 및 재결정이 충분히 이루어지지 못하여 재질 불량 및 편차가 발생하게 되고 표면의 산화층이 충분히 환원되지 못해 도금성이 열위하게 될 수 있다. 이후 도금욕 진입 온도인 440~480℃까지 최종 가열한다.
도금욕 침지
2차 냉각 및 재가열된 강판을 440~480℃의 아연(Zn)계 도금욕에 침지하여 아연계 도금층을 형성할 수 있다, 상기 아연계 도금욕은 순수한 아연(Zn) 도금욕이거나, 실리콘(Si), 알루미늄(Al), 마그네슘(Mg) 등의 아연계 합금 도금욕일 수 있다. 또한, 필요에 따라 아연계 도금강판에 대해 합금화 열처리를 실시할 수 있으며, 합금화 열처리는 500~600℃의 온도범위에서 수행될수 있다.
상기한 제조 공정으로 제조된 본 발명의 아연도금강판은 자동차용 부품재로 사용되며, 핫스탬핑 후 페라이트 단상의 미세조직을 가지며, 인장강도(TS): 850MPa 이상, 항복강도(YP): 1,180MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상의 우수한 물성을 나타낸다. 또한, 적용가능한 용접전류 범위가 5.5kA~7.5kA로서 기존의 5.5kA~6.0kA에 비해 크게 확장시킬 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
실시예
본 발명에서 제시하는, 중량%로, 탄소(C): 0.12~0.22%, 실리콘(Si): 1.6~2.4%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 인(P): 0 초과 0.02% 이하, 황(S): 0 초과 0.005% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 크롬(Cr): 0 초과 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05% 이하를 함유하고, 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 합금조성에 부합하는 비교예 및 실시예의 냉연강판을 통상의 공정 조건으로 제작한 다음, 하기의 표 2에 제시된 소둔온도 및 소둔로의 분위기에서 열처리를 실시한 후 탈탄층의 두께를 측정하였다.
구분 소둔온도 소둔 분위기 냉연소재
수소농도 로내 이슬점 로내 수분농도 탈탄층두께(㎛)
비교예1 875℃ 5~7% -60℃ 약 10ppm -
비교예2 875℃ 5~7% -50℃ 약 40ppm -
실시예1 875℃ 5~7% -40℃ 약 120ppm 5
실시예2 875℃ 5~7% -20℃ 약 1000ppm 18
실시예3 875℃ 5~7% 0℃ 약 6000ppm 25
표 2를 참고하면, 동일한 온도에서, 소둔로의 이슬점이 -40 이상일 때 탈탄층이 생성되었으며 이슬점이 높을수록 탈탄층의 두께가 두꺼워짐을 알 수 있다. 그러나, 이슬점이 0℃ 이상인 경우 로내 설비의 부식 등의 문제가 유발될 수 있으므로, 소둔로의 이슬점이 -40 ~ -20℃인 것이 적정하다고 할 수 있다.
다음으로, 본 발명에서 제시하는 합금조성 및 고노점을 적용하여 제조된 도금강판 및 일반노점을 적용하여 제조된 도금강판에 점용접을 실시하여 크랙의 발생을 관찰하였다. 용접 조건을 하기 표 3에, 용접 결과를 표 4에 각각 나타내었다.
용접 컨트롤 전극팁 가압력 펄스 수 용접 시간 유지 시간
DC
Figure pat00001
6mm		 3.5kN 1 300ms 100ms
용접전류 5.5kA 6.0kA 6.5kA 7.0kA 7.5kA 8.0kA
구분 강도
(N)		 크랙
길이		 강도
(N)		 크랙
길이		 강도
(N)		 크랙
길이		 강도
(N)		 크랙
길이		 강도
(N)		 크랙
길이		 강도
(N)		 크랙
길이
일반노점 17785 - 18420 - 17058 54 16081 84 Ex 162 Ex 208
고노점 17869 - 18443 - 19055 - 19791 - 20245 - Ex 51
표 4에서, 크랙 길이(㎛)는 최대 크랙 길이를 나타내고, Ex는 폭발(expulsion)을 나타낸다. 표 4를 참고하면, 일반 노점을 적용한 강판의 경우 용접전류 범위가 5.5kA ~ 6.0kA인데 비해, 고노점을 적용한 강판의 경우 5.5kA ~ 7.5kA로 나타났다. 따라서, 고노점을 적용한 경우 용접 전류의 범위가 확장되어 일반노점을 적용한 강판에 비해 높은 전류에서 용접이 가능하여 생산성을 향상시킬 수 있다.
상술한 본 발명에 따르면, 적절히 제어된 합금조성과 고노점 소둔열처리 공정을 적용하여 용접부 LME 크랙의 발생 원인인 표층부의 오스테나이트 생성을 억제함으로써 기존 용접 조건에서도 강도를 확보하고 총 용접 가능 범위를 확장하여 점용접 프로세스 상에서의 결함을 억제하고 생산성을 행상시킬 수 있다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (7)

  1. 탄소(C): 0.12~0.22%, 실리콘(Si): 1.6~2.4%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 인(P): 0 초과 0.02% 이하, 황(S): 0 초과 0.005% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 크롬(Cr): 0 초과 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05% 이하를 함유하고, 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연 또는 냉연 강판을 준비하는 단계;
    상기 강판을 870 ~ 900℃에서 소둔열처리하는 단계;
    상기 강판을 700 ~ 800℃의 온도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 강판을 200 ~ 300℃로 2차 냉각하는 단계;
    상기 강판을 370 ~ 430℃까지 재가열하고 유지하는 단계; 및
    상기 강판에 대해 용융아연도금 처리를 실시하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 아연도금강판의 제조방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 소둔열처리하는 단계에서,
    소둔로 내의 이슬점은 -40 ~ -20℃이고,
    소둔로내 수분 농도는 약 120 ~ 6,000ppm인 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 아연도금강판의 제조방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 소둔열처리하는 단계는 5~7%의 수소 분위기의 로에서 수행되는 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 아연도금강판의 제조방법.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 아연도금강판은 페라이트 단상의 미세조직을 가지며,
    인장강도(TS): 850MPa 이상, 항복강도(YP): 1,180MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상의 물성을 나타내는 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 아연도금강판의 제조방법.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 아연도금강판은 적용가능한 용접전류 범위가 5.5kA~7.5kA인 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 아연도금강판의 제조방법.
  6. 탄소(C): 0.12~0.22%, 실리콘(Si): 1.6~2.4%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 인(P): 0 초과 0.02% 이하, 황(S): 0 초과 0.005% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 크롬(Cr): 0 초과 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb): 0 초과 0.05% 이하를 함유하고, 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    페라이트 단상의 미세조직을 가지며,
    인장강도(TS): 850MPa 이상, 항복강도(YP): 1,180MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상의 물성을 나타내는 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 아연도금강판.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 아연도금강판은 적용가능한 용접전류 범위가 5.5kA~7.5kA인 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 아연도금강판.
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