WO2016093598A1 - 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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    • Y10T428/26—Web or sheet containing structurally defined element or component, the element or component having a specified physical dimension

Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in surface quality and plating adhesion and a method of manufacturing the same.
  • CP steel of the metamorphic structure steel as described above is lower than the other steels, and is limited to simple processing such as roll forming, and high ductility DP steel and TRIP steel are applied to cold press forming.
  • Patent Document 1 discloses a TWIP (Twinning Induced Plasticity) steel in which a large amount of C and Mn in the steel is added to obtain an austenitic single phase of the steel.
  • TWIP Transmission Induced Plasticity
  • the balance between tensile strength and elongation (TS ⁇ El) is 50,000 MPa% or more, which shows very excellent material properties.
  • the content of C is 0.4% by weight
  • the content of Mn is required at least about 25% by weight
  • the content of Mn is about 20% by weight. More than% is required.
  • Patent Document 2 discloses a method (Quenching and Partitioning Process, Q & P) consisting of the retained austenite and martensite, the ratio that introduces a method for producing a steel sheet using such a method
  • Q & P Quality and Partitioning Process
  • the adhesion between the plated layer and the base iron is weak, so that the plated layer is dropped during the forming of the steel sheet.
  • Patent Document 3 discloses that in the annealing process, air and fuel are controlled at an air-fuel ratio of 0.80 to 0.95 to oxidize the steel sheet in a direct flame furnace in an oxidizing atmosphere, and to Si to a certain depth inside the steel sheet.
  • a method has been proposed in which a Fe oxide including a single oxide of Mn or Al, or a composite oxide of the above components is formed, followed by reduction annealing in a reducing atmosphere to reduce the Fe oxide and then performing hot dip galvanizing.
  • the Fe oxide reacts with the Si, Mn and / or Al to reduce the iron oxide to iron, and Si, Mn and / or Al form a single oxide or a composite oxide thereof. Therefore, after the annealing process is completed, there is a reduced iron layer including a part of a single oxide or a composite oxide of Si, Mn and / or Al at the outermost surface layer of the steel sheet, and below the single oxide of Si, Mn and / or Al. Or an oxide layer composed of a composite oxide is formed.
  • Patent Document 1 Korean Unexamined Patent Publication No. 1994-0002370
  • Patent Document 2 US Publication No. 2006-0011274
  • Patent Document 3 Korean Unexamined Patent Publication No. 2010-0030627
  • Non-Patent Document 1 Paper Document 1 ISIJ International, Vol. 51, 2011, p.137-144
  • the present invention is to solve the above problems, the first annealing using a steel species containing a specific content of at least one component selected from the group consisting of bismuth (Bi), tin (Sn) and antimony (Sb).
  • the present invention in weight%, carbon (C): 0.1-0.3%, silicon (Si): 0.1-2.0%, aluminum (Al): 0.005-1.5%, manganese (Mn): 1.5-3.5 %, Phosphorus (P): 0.04% or less (excluding 0%), sulfur (S): 0.015% or less (excluding 0%), nitrogen (N): 0.02% or less (excluding 0), balance Fe and others Ultra-high strength hot dip galvanized with excellent surface quality and plating adhesion including inevitable impurities and 0.01 to 0.07 wt% of at least one selected from the group consisting of bismuth (Bi), tin (Sn) and antimony (Sb) To provide a steel sheet.
  • the sum of the Si and Al components is preferably 1.0% by weight or more.
  • microstructure of the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is an area fraction, polygonal ferrite 5% or less, acicular ferrite 70% or less, acicular residual austenite 25% (except 0%) and the balance of martensite It is preferable to include.
  • the hot-dip galvanized steel sheet comprises a steel plate, and a zinc plated layer formed on the surface of the steel plate, and made of Bi, Sn and Sb at a depth of 0 to 0.1 ⁇ m in the direction of the base steel sheet from the interface between the steel plate and the zinc plated layer
  • concentrations selected from the group may be 2 to 20 times compared to a depth of 0.2 ⁇ m or more in the direction of the steel sheet.
  • the tensile strength of the hot-dip galvanized steel sheet may be more than 780Mpa.
  • the hot-dip galvanized steel sheet in weight percent, titanium (Ti): 0.005 ⁇ 0.1%, niobium (Nb): 0.005 ⁇ 0.1%, vanadium (V): 0.005 ⁇ 0.1%, zirconium (Zr): 0.005 0.1% and tungsten (W) may further include one or more selected from the group consisting of 0.005 to 0.5%.
  • the hot-dip galvanized steel sheet in weight percent, molybdenum (Mo): 1% or less (excluding 0%), nickel (Ni): 1% or less (excluding 0%), copper (Cu): 0.5% It may further include one or more selected from the group consisting of (except 0%) and chromium (Cr): 1% or less (excluding 0%).
  • the hot-dip galvanized steel sheet by weight%, calcium (Ca): 0.01% or less (except 0%), boron (B): 0.01% or less (except 0%) at least one selected from the group It may be to include more.
  • the present invention in weight%, carbon (C): 0.1-0.3%, silicon (Si): 0.1-2.0%, aluminum (Al): 0.005-1.5%, manganese (Mn): 1.5-3.5 %, Phosphorus (P): 0.04% or less (excluding 0%), sulfur (S): 0.015% or less (excluding 0%), nitrogen (N): 0.02% or less (excluding 0), balance Fe and others
  • C carbon
  • Si silicon
  • Al aluminum
  • Mn manganese
  • P 0.04% or less (excluding 0%)
  • nitrogen (N): 0.02% or less excluding 0
  • balance Fe and others Preparing a slab containing inevitable impurities and comprising 0.01 wt% to 0.07 wt% of at least one selected from the group consisting of bismuth (Bi), tin (Sn) and antimony (Sb); Reheating the slab to 1000 ° C.
  • the first annealing treated steel sheet has a dew point (Dew Poiint) of -20 ° C to -60 ° C, is heated and maintained in a temperature range of Ac1 to Ac3 in a H 2 -N 2 gas atmosphere, and starts with Ms (martensite transformation).
  • Dew Poiint dew point
  • the cold rolling may be performed with a rolling reduction of 25% or more.
  • the H 2 -N 2 atmosphere gas in the first annealing step may be one containing 2 vol% or more of hydrogen.
  • the microstructure of the cold rolled steel sheet preferably comprises 90% or more of at least one selected from the group consisting of bainite and martensite as an area fraction.
  • the manufacturing method of the present invention may further include a step of pickling treatment after the first annealing step.
  • the H 2 -N 2 atmosphere gas may be a hydrogen containing 3 vol% or more.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention has excellent tensile strength and excellent ductility, and thus has excellent molding processability, and at the same time, excellent surface quality and plating adhesion, such as plating peeling, etc. Since it can prevent the occurrence of the building member, there is an advantage that can be utilized in a variety of industries such as automotive steel sheet.
  • Figure 1 (a) shows an example of the first annealing process according to the present invention.
  • Figure 1 (b) shows an example of the secondary annealing process according to the present invention.
  • Figure 3 shows the results of the component analysis of Fe, Mn, Si and Sn from the base steel plate and the zinc plated layer interface of the hot-dip galvanized steel sheet according to the invention example 12 in the depth direction.
  • the inventors of the present invention have repeatedly studied to produce a hot-dip galvanized steel sheet having excellent tensile strength and excellent ductility, and at the same time excellent surface quality and plating adhesion, bismuth (Bi), tin (Sn) and antimony
  • a steel grade containing a specific content of one or more components selected from the group consisting of (Sb) By using a steel grade containing a specific content of one or more components selected from the group consisting of (Sb), by securing a fraction of the low-temperature tissue in the microstructure of the steel sheet through the first annealing process, and then performing a second annealing process , It was found that the above object can be achieved and completed the present invention.
  • the ultra-high strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent surface quality and plating adhesion according to the present invention is a weight%, carbon (C): 0.1-0.3%, silicon (Si): 0.1-2.0%, aluminum (Al) : 0.005 ⁇ 1.5%, Manganese (Mn): 1.5 ⁇ 3.5%, Phosphorus (P): 0.04% or less (excluding 0%), Sulfur (S): 0.015% or less (excluding 0%), nitrogen (N) 0.01% to 0.07% by weight of one or more selected from the group consisting of bismuth (Bi), tin (Sn) and antimony (Sb), containing 0.02% or less (excluding 0), residual Fe and other unavoidable impurities It is characterized by including.
  • Carbon (C) is an effective element for reinforcing steel, and is an important element added in the present invention for stabilizing residual austenite and securing strength.
  • the content of C is preferably added at 0.1% by weight or more in order to achieve the object as described above, but when the content exceeds 0.3% by weight, the risk of cast defects increases, as well as the weldability is greatly reduced. There is a problem. Therefore, the content of C in the present invention is preferably limited to 0.1 to 0.3% by weight.
  • Silicon (Si) is an element that suppresses the precipitation of carbides in ferrite, promotes diffusion of carbon in the ferrite into austenite, and consequently contributes to stabilization of residual austenite.
  • the content of Si is preferably added in an amount of at least 0.1% by weight in order to achieve the object as described above. However, when the content is more than 2.0% by weight, hot and cold rolling properties are inferior, and oxides are formed on the steel surface. Thereby, there is a problem of inhibiting the plating property. Therefore, the content of Si in the present invention is preferably limited to 0.1 to 2.0% by weight.
  • Aluminum (Al) is an element that deoxidizes by combining with oxygen in the steel, and for this purpose, the content thereof is preferably maintained at 0.005% by weight or more.
  • Al contributes to stabilization of retained austenite through suppression of carbide formation in ferrite as in Si.
  • the content of Al in the present invention is preferably limited to 0.005 ⁇ 1.5% by weight.
  • the Si and Al as described above contributes to the stabilization of the retained austenite, in order to effectively perform this action
  • the sum of the Si and Al components is more preferably 1.0% by weight or more.
  • Manganese (Mn) is an element effective in forming and stabilizing residual austenite while controlling the transformation of ferrite. If the Mn content is less than 1.5% by weight, a large amount of ferrite transformation occurs, thereby making it difficult to secure desired strength of the manufactured steel sheet. In addition, when the Mn content exceeds 3.5% by weight, the phase transformation during the heat treatment in the second annealing process of the present invention is very delayed, and as a result, a large amount of martensite is formed. There is a problem that is difficult to secure. Therefore, the content of Mn in the present invention is preferably limited to 1.5 to 3.5% by weight.
  • Phosphorus (P) is an element that can obtain a solid solution strengthening effect, but if the content exceeds 0.04% by weight, there is a problem that the weldability is lowered and the risk of brittleness of steel is increased. Therefore, the upper limit of P is preferably limited to 0.04 wt% or less, and more preferably 0.02 wt% or less.
  • S Sulfur
  • S is an impurity element inevitably contained in steel, and it is preferable to suppress the content as much as possible.
  • the content of S is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process, it is important to manage the upper limit, if the content exceeds 0.015% by weight will inhibit the ductility and weldability of the steel sheet Most likely. Therefore, in this invention, it is preferable to limit the upper limit of said S to 0.015 weight% or less.
  • N Nitrogen
  • N is an effective element for stabilizing austenite, but if the content exceeds 0.02% by weight, the risk of brittleness of steel increases, and the quality of performance is increased by excessive precipitation of AlN with Al. There is a problem of this deterioration. Therefore, in this invention, it is preferable to limit the upper limit of N to 0.02 weight% or less.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention it is preferable to include 0.01% by weight to 0.07% by weight of one or more selected from the group consisting of bismuth (Bi), tin (Sn) and antimony (Sb). At least one component selected from the group consisting of bismuth (Bi), tin (Sn) and antimony (Sb) as described above is an essential ingredient in the present invention.
  • the reason for adding the above components and the reason for limiting the content will be described in detail.
  • Mn, Si, and Al are added.
  • Mn, Si, and Al present in the steel diffuse to the steel surface to form oxides on the surface.
  • the oxide formed on the steel surface is a Mn, Si and Al composite oxide having a high Si and Al content, which is formed into a network on the surface of the steel sheet. Spread out and exist. In this case, since most of the surface of the annealing steel is covered with oxide, the wettability of zinc is greatly reduced when it is immersed in the zinc plating bath for zinc plating.
  • the first annealing and the second annealing under the following conditions
  • at least one component selected from the group consisting of Bi, Sn and Sb is less than 0.1 ⁇ m in the direction of the base steel sheet at a depth within 0.1 ⁇ m from the interface between the base steel sheet and the galvanized layer. It can be thickened more than twice its depth.
  • At least one component selected from the group consisting of Bi, Sn and Sb is preferably added in the content range of 0.01% by weight to 0.07% by weight.
  • the amount of the component is less than 0.01% by weight, at least one selected from the group consisting of Bi, Sn and Sb in the direction of the base steel sheet in the direction of the base steel sheet at a depth of 0.1 ⁇ m in the direction of the base steel sheet from the interface between the base steel sheet and the zinc plated layer. This is because it is thickened to less than two times the above depth, so that the effect of improving the plating property and plating adhesion is insignificant.
  • the content of one or more selected from the group consisting of Bi, Sn and Sb is preferably limited to 0.01% by weight to 0.07% by weight.
  • the steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is a group consisting of titanium (Ti), niobium (Nb), vanadium (V), zirconium (Zr) and tungsten (W) in addition to the above-described components for strength improvement It may further comprise one or more components selected from. The content of these components is as follows.
  • titanium (Ti), niobium (Nb), vanadium (V), zirconium (Zr) and tungsten (W) are effective elements for precipitation strengthening and grain refinement of steel sheets, each having a content of less than 0.005% by weight. In this case, there is a problem that it is difficult to achieve the above object. In addition, when the content of titanium (Ti), niobium (Nb), vanadium (V) and zirconium (Zr) exceeds 0.1% by weight and / or the content of tungsten (W) exceeds 0.5% by weight, respectively. There is a problem in that the manufacturing cost is greatly increased, and precipitates are excessively formed, so that the ductility of the steel sheet to be manufactured is greatly reduced.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention may further include at least one component selected from the group consisting of molybdenum (Mo), nickel (Ni), copper (Cu), and chromium (Cr).
  • Mo molybdenum
  • Ni nickel
  • Cu copper
  • Cr chromium
  • molybdenum (Mo), nickel (Ni), copper (Cu) and chromium (Cr) are elements that contribute to stabilization of residual austenite, and these elements are combined with C, Si, Mn, Al, etc. Contributes to stabilization of austenite.
  • Mo, Ni and Cr is more than 1.0% by weight, and / or when the content of Cu is more than 0.5% by weight, there is a problem in that the manufacturing cost is excessively increased. It is desirable to control not to exceed one value.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention may further include at least one component selected from the group consisting of calcium (Ca) and boron (B).
  • the content of these components is as follows.
  • the calcium (Ca) is an element that is advantageous for improving the workability by controlling the form of sulfide, when the content exceeds 0.01% by weight, the above-mentioned effect is saturated, the upper limit of the content is 0.01% by weight or less desirable.
  • boron (B) has an effect of suppressing the soft ferrite transformation at high temperatures by improving the hardenability by the composite effect with Mn and / or Cr, but when the content exceeds 0.01% by weight is excessive on the steel surface during plating Since B may thicken and cause deterioration of plating adhesion, the upper limit of the content is preferably 0.01% by weight or less.
  • the remaining components except for the above components are iron (Fe).
  • iron (Fe) iron
  • impurities which are not intended from raw materials or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art of ordinary steel manufacturing, not all of them are specifically mentioned herein.
  • the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention satisfies the above component conditions, and has a microstructure of 5% or less of polygonal ferrite, 70% or less of needle-like ferrite, and 25% or less of needle-shaped austenite (0%). And the remainder of martensite.
  • the polygonal ferrite means that the ratio between the short axis and the long axis exceeds 0.4
  • the acicular ferrite means that the ratio between the short axis and the long axis is 0.4 or less.
  • the polygonal ferrite ferrite serves to lower the yield strength of the hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention, the area fraction is preferably 5% or less. If the yield strength is low, it is because the hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention is easy to apply to the structural member.
  • the area fraction of acicular ferrite and acicular residual austenite is preferably 95% or less in combination of the two phases, and may include the remainder of martensite. Can be.
  • the acicular ferrite and acicular residual austenite are very advantageous to secure the strength and ductility of the steel sheet when these structures are included as the main structure of the hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention.
  • the essential structure for advantageously securing the balance between strength and ductility, but if the fraction is too excessive, that is, if it exceeds 25%, carbon is dispersed and diffused, so that the needle-like austenite remains There is a problem that the stabilization of austenite is not enough. Therefore, in the present invention, the upper limit of the area fraction of the acicular residual austenite is preferably 25% or less.
  • the acicular ferrite includes bainite introduced during the second annealing process, which will be described later, during the heat treatment at the annealing temperature and the reheating and heat treatment after cooling to a temperature in the range of Ms to Mf.
  • This is defined as acicular ferrite having a ratio of short axis and long axis of 0.4 or less because bainite of the present invention has no precipitation of carbide (Carbide), unlike ordinary bainite by Si and Al added to the present invention.
  • the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention that satisfies the above component conditions, the holding steel sheet and the zinc plated layer formed on the surface of the holding steel sheet, 0 to 0.1 ⁇ m in the direction of the holding steel sheet from the interface between the holding steel sheet and the zinc plating layer It is preferable that the concentration of at least one selected from the group consisting of Bi, Sn and Sb in the depth is 2 to 20 times compared to the depth of 0.2 ⁇ m or more in the direction of the steel sheet. That is, the concentration is at least two times or more because it is possible to ensure the excellent surface quality and plating adhesion of the hot-dip galvanized steel sheet.
  • the concentration of one or more components selected from the group consisting of Bi, Sn, and Sb increased from 0 to 0.1 ⁇ m in the direction of the base steel sheet from the interface between the base steel sheet and the galvanized layer compared to the depth of 0.2 ⁇ m or more in the direction of the base steel sheet.
  • the concentration in the present invention means the amount of one or more components selected from the group consisting of Bi, Sn and Sb is concentrated, that is, the amount of the concentrate.
  • the tensile strength of the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention to ensure the above components conditions and the microstructure as described above may be 780MPa or more, more specifically 780MPa to 1800MPa or 780MPa to 1500MPa.
  • the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has the excellent tensile strength and the excellent ductility as described above has the advantage of very excellent molding processability, and at the same time excellent surface quality and plating adhesion also in the forming process of steel sheet Since plating peeling etc. can be prevented, it is very useful.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention may be manufactured by undergoing a process of reheating, hot rolling, winding, cold rolling, first annealing, pickling, second annealing, plating a steel slab satisfying the above-described component conditions. .
  • the manufacturing method of the ultra-high strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in the surface quality and plating adhesion according to the present invention in weight%, carbon (C): 0.1 ⁇ 0.3%, silicon (Si): 0.1 ⁇ 2.0%, Aluminum (Al): 0.005 to 1.5%, manganese (Mn): 1.5 to 3.5%, phosphorus (P): 0.04% or less (excluding 0%), sulfur (S): 0.015% or less (excluding 0%), Nitrogen (N): 0.02% or less (excluding 0), balance Fe and other unavoidable impurities, 0.01% by weight of one or more selected from the group consisting of bismuth (Bi), tin (Sn) and antimony (Sb) Preparing a slab comprising from about 0.07 wt%; Reheating the slab to 1000 ° C.
  • the first annealing treated steel sheet has a dew point (Dew Poiint) of -20 ° C to -60 ° C, is heated and maintained in a temperature range of Ac1 to Ac3 in a H 2 -N 2 gas atmosphere, and starts with Ms (martensite transformation).
  • a slab containing 0.01 wt% to 0.07 wt% of one or more selected from the group consisting of Bi), tin (Sn), and antimony (Sb) is prepared.
  • the reheating temperature of the slab is preferably in the range of 1000 °C to 1300 °C. This is because the homogenization treatment can be performed by reheating the steel slab prior to performing the hot rolling process. At this time, when the reheating temperature is less than 1000 °C problem occurs that the rolling load is rapidly increased, if it exceeds 1300 °C not only the energy cost increases, but also the problem of excessive amount of surface scale occurs. Therefore, in the present invention, the slab reheating process is preferably performed in the temperature range of 1000 °C to 1300 °C.
  • the hot rolled slab is hot rolled to produce a hot rolled steel sheet.
  • hot rolling is preferably performed at a finish rolling temperature of 800 °C to 950 °C. If the finishing rolling temperature is less than 800 °C, the rolling load is greatly increased and the rolling is difficult, and if it exceeds 950 °C, the thermal fatigue of the rolling roll is greatly increased, causing shortening of the life and surface quality according to the surface oxide film formation It may cause deterioration. Therefore, the finish rolling temperature in the hot rolling process is preferably limited to 800 °C to 950 °C.
  • the hot rolled steel sheet as described above is wound up.
  • a coiling temperature is 750 degreeC or less. If the winding temperature is too high in the winding process, the scale is excessively generated on the surface of the hot-rolled steel sheet, which causes surface defects and deteriorates the plating property. Therefore, it is preferable to perform a winding process at 750 degreeC or less.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly limited, but when the strength of the hot rolled steel sheet is too high due to the production of martensite, the cold rolling process, which is a subsequent process, may become difficult, and thus Ms (martensite transformation start temperature) to 750 is considered in this regard. It is preferable to carry out at °C.
  • the wound hot rolled steel sheet is cold rolled.
  • the cold rolling is carried out to produce the shape and thickness of the steel sheet in a desired form.
  • the reduction ratio during the cold rolling is not particularly limited as long as it can secure a desired thickness, but in order to suppress generation of coarse ferrite grains during recrystallization in the annealing process, which will be described later, cold reduction of 25% or more It is preferably carried out at the rate.
  • the microstructure of the hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention has an area fraction of 5% or less of polygonal ferrite, 70% or less of acicular ferrite, 25% or less of acicular residual austenite (excluding 0%), and the balance of martensite. Characterized in that it comprises a.
  • the control of the primary annealing process and the secondary annealing process to be described later are very important.
  • the present invention through the annealing process, in order to secure the desired microstructure from the redistribution of elements such as carbon and manganese, Q & P (Quenching and Partitioning Process, Q & P) annealing process continuously after cold rolling as in the prior art Rather than performing, the low temperature structure is secured in the first annealing process, and the Q & P heat treatment process is performed in the second annealing process to be described later.
  • Q & P Quenching and Partitioning Process, Q & P
  • the cold rolled steel sheet is heated to a temperature of Ac3 or more, and then maintained, followed by a first annealing process of cooling. (See FIG. 1 (a)).
  • the time to be maintained after heating is not particularly limited, but in consideration of productivity, it is preferable to maintain the product within 2 minutes or less and then cool it.
  • the microstructure of the cold rolled steel sheet heated by heat to a temperature of Ac3 or higher in the primary annealing process to have at least 90% of the main phase in an area fraction of at least one selected from the group consisting of bainite and martensite.
  • the heat treatment temperature is less than Ac3
  • a large amount of soft polygonal ferrite is formed, thereby obtaining a fine final annealing structure by polygonal ferrite preformed in the first annealing process when the second annealing process is performed.
  • the problem of reducing the effect arises. Therefore, the lower limit of the heat treatment temperature in the primary annealing step is preferably controlled to Ac3 or more.
  • the first annealing process is preferably carried out in an annealing furnace of H 2 -N 2 atmosphere containing at least 2vol% hydrogen to reduce the iron oxide present on the surface of the cold rolled steel sheet.
  • the dew point temperature in the annealing furnace is preferably controlled to be -45 ° C or lower after the secondary annealing process, which will be described later, to have a great influence on the concentration of Si, Al, and Mn-based surface oxides.
  • the lower the dew point of the atmosphere gas in the furnace the slower the diffusion of Mn and the faster the diffusion of the surface of Si or Al.
  • Si and Al are depleted. In such a region where Si and Al are depleted, one or more components selected from the group consisting of Bi, Sn and Sb are concentrated.
  • the dew point temperature in the annealing furnace is higher than -45 ° C in the first annealing process
  • the surface diffusion rate of Si and Al is slowed and the diffusion of Mn is faster, so the content of Mn present on the surface of the steel sheet after the first annealing process
  • the amount of Mn, Si, and Al-based composite oxides having a high Mn content is formed and Si and Al are not depleted or depleted in the region just below the surface layer of the steel sheet, the amount is not sufficient. .
  • the dew point temperature in the annealing furnace of the first annealing process is controlled to be -45 ° C or lower.
  • Mn, Si, and Al-based composite oxides having high Si and Al contents are formed on the surface of the primary annealing steel sheet in which the primary annealing process is completed, and Si and Si are directly below the surface layer portion of the steel sheet.
  • the thickening layer as described above suppresses the diffusion of Si and Al to the surface in the secondary annealing process to be described later to reduce the concentration of Si and Al on the surface, and consequently the zinc plating properties of the hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention. It can be greatly improved.
  • the microstructure of the primary annealing steel sheet subjected to the primary annealing process as described above is characterized in that it comprises 90% or more of at least one selected from the group consisting of bainite and martensite as an area fraction. This is to ensure excellent strength and ductility of the cold rolled steel sheet manufactured through the secondary annealing process, and if the fraction of the low temperature structure obtained in the primary annealing process is less than 90%, the above-described ferrite, residual It is because it is difficult to obtain the hot-dip galvanized steel sheet of this invention which consists of austenite and a low temperature structure form. For clarity, FIG.
  • the primary annealing steel sheet in which the dew point in the annealing furnace (Dew Poiint) is -45 ° C. or less and the first annealing process is performed in an H 2 -N 2 gas atmosphere is 0.1 ⁇ m from the surface of the steel sheet.
  • Thickening of one or more components selected from the group consisting of Bi, Sn and Sb occurs within the depth of.
  • the above-described characteristics of the hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention that is, the concentration of at least one selected from the group consisting of Bi, Sn, and Sb at a depth within 0.1 ⁇ m of the base steel sheet is twice as much as the depth of 0.2 ⁇ m or more.
  • the 20 to 20 times feature is not completed by the first annealing process. This is a feature that can be obtained after completion of the second annealing process to be described later.
  • the method for producing a hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention may further include a pickling treatment after the first annealing step.
  • the oxide formed on the surface of the steel sheet is removed after the first annealing process.
  • the pickling process may be performed using, for example, an aqueous hydrochloric acid solution of 2 vol% to 20 vol%.
  • concentration of hydrochloric acid in the pickling solution is less than 2 vol%, it is not economical because it takes a long time to pickle the surface oxide, and if it exceeds 20 vol%, hydrochloric acid may evaporate to contaminate the equipment.
  • the pickling process may be performed using an acid other than hydrochloric acid, as long as it can remove the surface oxide of the steel sheet, it is not particularly limited.
  • the pickling method may also be carried out using a method well known in the art, for example, dipping or spraying, but is not particularly limited.
  • the steel plate in which the pickling treatment is completed in the same manner as above is subjected to a washing step and a drying step.
  • the secondary annealing step is performed.
  • the second annealing process may be performed by a method of heat treatment, cooling, and reheating.
  • the heat treatment may be performed by heating the first annealed steel sheet or pickled steel sheet to a temperature in the range of Ac1 to Ac3. (See Figure 1 (b)).
  • heating to a temperature range of Ac1 to Ac3 during the annealing ensures the stability of the austenite through the distribution of the alloying elements to austenite during the second annealing, and the final structure obtained after cooling to room temperature To obtain residual austenite.
  • alloying elements such as carbon, manganese, and the like with the reverse transformation of the low temperature structure phase (bainite and martensite) formed after the first annealing process.
  • the redistribution at this time will be referred to as primary redistribution for convenience.
  • the maintenance in the Ac1 to Ac3 temperature range for the primary redistribution of the alloying elements may be carried out so that the alloying elements are sufficiently diffused toward the austenite, the time is not particularly limited. However, if the holding time is excessively excessive, there is a possibility that the productivity may be lowered, and the redistribution effect is also saturated, and in consideration of this, it is preferable to carry out in 2 minutes or less.
  • the alloy After the first redistribution of the alloying elements in the above-described method, the alloy is cooled to a temperature within the range of Ms (martensite transformation start temperature) to Mf (martensite transformation completion temperature), and reheated to Ms or more to re-alloy the alloy. Process to induce redistribution of elements. The redistribution at this time will be referred to as secondary redistribution for convenience.
  • the step of cooling to a temperature within the range of Ms to Mf is preferably performed at an average cooling rate of 20 ° C / s or more in order to suppress the formation of polygonal ferrite during cooling.
  • the slow cooling section may be passed immediately after the heat treatment in the second annealing process. At this time, the transformation to polygonal ferrite in the slow cooling section as much as possible to ensure the microstructure and physical properties such as hot-dip galvanized steel sheet of the present invention.
  • the step of reheating to a temperature of Ms or more is preferably carried out at 500 ° C or less. This is because the austenite phase may be transformed into pearlite if it is maintained for a long time at a temperature exceeding 500 ° C. in the step of reheating to a temperature of Ms or more, thereby obtaining a desired microstructure.
  • the dew point temperature in the annealing furnace in the secondary annealing process is preferably controlled to -20 °C to -60 °C. If the dew point temperature is higher than -20 °C, a part of Si, Al and Mn are internally oxidized, and when bending the steel sheet in which the oxide exists along the internal grain boundary of the steel sheet and the internal oxide exists, the internal oxide is easily destroyed, It will cause cracks.
  • the concentrated layer having a depleted region of Si and Al in the surface layer portion of the base steel sheet by the first annealing process and at least one component selected from the group consisting of Bi, Sn and Sb Even if it is present, it is not preferable because the Si and Al under the depletion region is partially diffused to the surface, so that a composite oxide having a high Si and Al content may be formed on the surface of the steel sheet after the second annealing process.
  • Figure 3 shows the results of the component analysis of Fe, Mn, Si, and Sn in the depth direction of the base steel sheet from the base steel sheet and zinc plated layer interface of the hot-dip galvanized steel sheet according to the invention example 12 prepared by the manufacturing method according to the present invention . As described above, it can be seen that the Sb thickened layer is formed and the Si depleted region is formed.
  • the secondary annealing process is preferably performed in an annealing furnace of H 2 -N 2 atmosphere containing 3vol% or more of hydrogen in order to prevent oxidation of the surface of the primary annealing steel sheet.
  • the secondary annealing process as described above is more preferably carried out in a continuous hot-dip plating equipment that can lead to a plating process immediately after annealing.
  • Hot dip galvanizing is carried out on the steel sheet after the second annealing is completed in the same manner as described above.
  • the hot dip galvanizing may be carried out through a method well known in the art and is not particularly limited.
  • the hot dip galvanizing may be carried out by immersing at a immersion temperature of 440 ° C. to 500 ° C. in a hot dip galvanizing bath to adjust the amount of plating and then to cool.
  • the temperature of the hot dip galvanizing bath is less than 440 ° C., the viscosity of zinc increases, so that the rollability of the roll in the plating bath decreases, and when the plating bath temperature exceeds 500 ° C., the evaporation of zinc increases.
  • the hot dip galvanizing bath may include 0.1 wt% to 0.3 wt% of aluminum (Al), the balance Zn, and other unavoidable impurities.
  • Al aluminum
  • the Al content in the molten zinc plating bath is less than 0.1%, the Fe-Al alloy phase formed at the interface between the base steel sheet and the zinc plated layer is suppressed, so the lower limit of the Al content is preferably limited to 0.1%.
  • the Al content exceeds 0.3%, there is a problem in that the Al content in the galvanized layer is increased to reduce the weldability.
  • the manufacturing method of the present invention may further comprise the step of alloying after the hot dip galvanizing step.
  • the upper limit of Al content of the hot dip galvanizing bath it is more preferable to limit the upper limit of Al content of the hot dip galvanizing bath to 0.15% in order to increase the alloying speed.
  • the Fe content of the alloyed hot dip galvanized layer is preferably 7% by weight to 13% by weight, for this purpose, the alloying temperature is preferably controlled to 500 °C to 600 °C.
  • the hot rolled steel sheet was cooled, charged into a furnace previously heated to 600 ° C., maintained for 1 hour, and then cold rolled to simulate hot rolled winding.
  • the hot rolled sheet was cold rolled at a cold reduction rate of 50 to 60%, and then heated to a primary annealing temperature, and then cooled to have a structure shown in the following [Table 4].
  • the primary annealing temperature and the dew point in the primary annealing furnace were adjusted as shown in Table 4 below, and the atmosphere gas in the primary annealing furnace was H 2 -N 2 containing 5 vol% of hydrogen.
  • the primary annealed steel sheet was subjected to pickling for 2 seconds in a 10 vol% hydrochloric acid aqueous solution heated to 60 ° C., washed with water and dried, and then subjected to secondary annealing under the conditions shown in [Table 5].
  • the atmosphere gas in the secondary annealing furnace was used H 2 -N 2 containing 5vol% hydrogen.
  • the second annealing was completed by performing a galvanizing in a continuous process to produce a hot-dip galvanized steel sheet.
  • the plating deposition amount was adjusted to 60g / m 2 per molten zinc-plated steel sheet 45g / m 2 per alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • Bs bainite transformation start temperature
  • Ms martensite transformation start temperature
  • Ac1 austenite appearance temperature at elevated temperature
  • Ac3 ferrite ferrite at elevated temperature
  • the first annealing process is not performed.
  • the cooling temperature and the reheating temperature are expressed as none within the range of Ms ⁇ Mf, and the general annealing process is applied, not the Q & P process.
  • the Q & P process was performed by marking none as the overaging temperature.
  • the concentration of Bi was calculated by the following equation.
  • Bi Concentration ⁇ Bi content (wt%) of 0.05 ⁇ m in the depth direction of the base steel sheet from the surface layer of the steel sheet / Bi content (wt%) of 0.25 ⁇ m in the depth direction of the base steel sheet from the surface layer of the steel sheet ⁇
  • the general annealing-overaging process is a heat treatment section of 450 °C or less called an overaging section is a carbide precipitation heat treatment section through the over-aging of low carbon steel, or in the manufacture of TRIP steel heat treatment section to promote bainite transformation.
  • an overaging section is a carbide precipitation heat treatment section through the over-aging of low carbon steel, or in the manufacture of TRIP steel heat treatment section to promote bainite transformation.
  • overaging section since the heat treatment section is referred to as overaging, the same will be referred to in the present invention.
  • the content of Bi, Sn and / or Sb at 0.05 ⁇ m in the direction of the steel sheet from the interface between the base steel sheet and the galvanized layer is more than twice as thick as that of 0.25 ⁇ m. It can be seen that. Through this, the surface diffusion of Si and Al was suppressed, and the concentration of Si, Al, and Mn-based composite oxides was reduced on the surface of the steel sheet after the final annealing.
  • the hot-dip galvanized steel sheets prepared according to Inventive Examples 1 to 21 and Comparative Examples 1 to 18 were bent at 90 ° by using a die having a radius of curvature of 1 mm, and then cracks were checked to determine whether cracks were generated. 7].
  • Inventive Examples 9, 12, and 17 are cases where alloyed hot-dip galvanized steel sheets were manufactured using steel grades A to F satisfying the component conditions of the present invention, and there was no plating and the Fe content in the plating layer was 8.9% by weight to 9.5. It can be seen that the median percent is satisfied.
  • Comparative Example 2 steel grade A satisfying the component conditions of the present invention was used, but the dew point in the annealing furnace during the first annealing was outside the upper limit of the numerical value defined in the present invention. And Al-based composite oxides were formed, which caused cracks in the base iron during bending.
  • the first annealing was also carried out in the range defined in the present invention, the dew point in the annealing furnace during the second annealing is limited in the present invention After the annealing, the Mn, Si, and Al-based composite oxides were formed in the steel after annealing, which caused cracks in the base steel sheet during bending.
  • the dew point in the annealing furnace during the second annealing is outside the lower limit of the numerical value defined in the present invention. Even though there was a thickened layer of Sb component, Si and Al under the depleted region partially diffused to the surface, and after completion of annealing, a complex oxide having a high Si and Al content was formed on the surface. .
  • Comparative Example 12 is a case of manufacturing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, the content of Al in the plating bath is out of the upper limit of the numerical range defined in the present invention, the alloying is hardly progressed in the plating process, which is due to the melting Fe content in the galvanized layer had a problem of very low as 1.3%.
  • Comparative Example 17 and Comparative Example 18 is a case of using the steel grade I containing a Bi content of the content beyond the lower limit of the numerical range defined in the present invention, Comparative Example 17 has a lower Bi concentration than the range defined in the present invention The surface diffusion suppression effect of Si, Mn, Al is small and the surface oxide formed in the first annealing is not dissolved, so the surface quality is extremely poor, and plating layer peeling occurs.
  • Comparative Example 18 in which the alloyed hot dip galvanized layer is formed also has a problem in that the surface quality is extremely poor.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention can secure excellent strength and elongation, so that the workability is very excellent.
  • cracks do not occur in the base steel sheet during bending, and there is an advantage in that a hot-dip galvanized steel sheet having excellent surface quality and plating adhesion can be obtained.

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Abstract

본 발명은 중량%로, 탄소(C):0.1~0.3%, 실리콘(Si):0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 비스무트(Bi), 주석(Sn) 및 안티몬(Sb)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 0.01 중량% 내지 0.07 중량% 포함하는 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
본 발명은 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 건축자재, 자동차 및 기차 등과 같은 운송수단에 부재로 적용되는 강판에 대하여 박형화 및 경량화가 적극적으로 행해지고 있다. 더불어 이러한 강판의 내구성 향상을 위해, 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있다.
그러나, 이러한 강판의 고강도화는 상대적으로 연성의 저하를 유발하기 때문에, 이를 보완한 재료의 개발이 요구되었다.
이러한 요구의 일환으로, 강판의 강도 및 연성 간의 관계를 개선하기 위한 연구가 활발히 이루어져왔으며, 그 결과 저온조직인 마르텐사이트, 베이나이트와 더불어 잔류 오스테나이트 상을 활용하는 변태조직강의 개발이 이루어졌다. 이러한 변태조직강은 소위 DP(Dual Phase)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity)강, CP(Complex Phase)강 등으로 구별되며, 이들 각각의 강은 모상과 제2상의 종류 및 분율에 따라 기계적 성질 즉, 인장강도 및 연신율의 수준이 달라지게 되며, 특히 잔류 오스테나이트를 함유하는 TRIP강의 경우에는 인장강도와 연신율의 밸런스(TS×El)가 가장 높은 값을 나타낸다.
상기와 같은 변태조직강 중 CP강은 다른 강들에 비해 연신율이 낮아 롤 포밍 등의 단순 가공에 국한되어 사용되고, 고연성의 DP강과 TRIP강은 냉간 프레스 성형 등에 적용된다.
한편, 상술한 변태조직강들 외에도, 특허문헌 1에는 강 중 C 및 Mn을 다량 첨가하여 강의 미세조직을 오스테나이트 단상으로 얻는 TWIP(Twinning Induced Plasticity)강이 개시되어 있다. 이러한 TWIP강의 경우 인장강도와 연신율의 밸런스(TS×El)가 50,000MPa% 이상으로, 매우 우수한 재질 특성을 보인다.
이와 같은 TWIP강을 제조하기 위하여는, C의 함량이 0.4중량%인 경우에는 Mn의 함량이 약 25중량% 이상이 요구되고, C의 함량이 0.6중량%인 경우에는 Mn의 함량이 약 20중량% 이상이 요구된다.
그러나, 이러한 함량 비율을 만족하지 못하는 경우에는 모상 중에 쌍정(twinning)현상을 일으키는 오스테나이트 상이 안정적으로 확보되지 않고, 가공성에 극히 해로운 HCP구조의 입실론 마르텐사이트(ε)와 BCT구조의 마르텐사이트(α')가 형성되기 때문에 상온에서 안정적으로 오스테나이트가 존재할 수 있도록 다량의 오스테나이트 안정화 원소를 첨가하여야 한다. 이와 같이, 합금성분이 다량 첨가되는 TWIP강은 합금성분으로부터 기인하는 문제점으로 인해 주조 및 압연 등의 공정이 매우 까다로울 뿐만 아니라, 경제적으로도 제조원가가 크게 상승하는 문제점이 있다.
이에, 최근에는 상기 변태조직강인 DP, TRIP강보다는 연성이 높고, TWIP강에 비하여는 연성이 낮으나 제조원가가 낮은 소위 3세대강 혹은 X-AHSS(eXtra Advanced High Strength Steel)을 개발하고자 하는 시도가 있으나, 현재까지 큰 성과를 이루지 못하고 있는 실정이다.
보다 구체적으로는, 특허문헌 2에는 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트로 주요 조직을 구성시키는 방법(Quenching and Partitioning Process, Q&P)이 개시되어 있는데, 이러한 방법을 이용하여 강판을 제조하는 방법을 소개하고 있는 비특허문헌 1에 개시되어 있는 바와 같이, 탄소가 0.2%수준으로 낮은 경우에는 항복강도가 400MPa내외로 매우 낮은 단점이 있고, 최종 제품에서 얻어지는 연신율도 기존 TRIP강과 유사한 정도에 불과하다. 또한, C 및 Mn의 합금량을 증가시켜서 항복강도를 대폭 높이는 방법도 제안되었으나, 이 경우에는 과도한 합금성분의 첨가로 용접성이 열위한 단점이 있다.
한편, 연성이 우수한 고강도강판을 제조하기 위해서는 강 중에 Si, Mn 및 Al등의 합금원소를 다량 첨가하게 되는데, 산화하기 쉬운 Si, Mn 및 Al이 포함된 고강도 강판은 소둔로 내에 존재하는 미량의 산소 혹은 수증기와 반응하여 강판 표면에 Si, Mn 또는 Al 단독산화물, 또는 상기 성분들의 복합산화물을 형성시켜 아연의 젖음성을 낮추기 때문에 도금강판 표면에 국부적 혹은 전체적으로 아연이 부착되지 않은 일명 미도금이 발생하여 도금강판의 표면품질을 크게 떨어뜨린다.
또한, 도금층과 소지강판의 계면에 존재하는 산화물로 인해 도금층과 소지철의 밀착력이 약해 강판의 성형과정에서 도금층이 탈락하게 되는 일명 도금박리 현상이 발생하게 된다.
특히, 소둔 후 Si, Mn 또는 Al 단독산화물, 또는 상기 성분들의 복합산화물 형성은 Si, Mn, Al 등 산화성 성분의 함량이 많을수록 심해지기 때문에 780MPa 이상의 고강도강판의 경우 미도금 및 도금박리가 더욱 심해지는 문제점이 있다.
이러한 문제점을 해결하기 위하여, 특허문헌 3에는 소둔 과정에서 공기와 연료를 공연비 0.80 내지 0.95로 제어하여, 산화성 분위기의 직접 화염로(direct flame furnace) 내에서 강판을 산화시켜, 강판 내부 일정한 깊이까지 Si, Mn 또는 Al 단독산화물, 또는 상기 성분들의 복합산화물을 포함하는 Fe 산화물을 형성시킨 다음, 환원성 분위기에서 환원 소둔시켜 Fe 산화물을 환원시킨 후 용융아연도금을 실시하는 방법이 제안되었다.
상기 방법에서는, Fe가 산화될 수 있는 높은 산소 분압 하에서 가열하기 때문에 표층부 일정 깊이까지 Fe가 산화되어 산화물 층을 형성하고, 이러한 산화물 층에는 Fe보다 산화가 쉬운 원소들도 산화되어 산화물로 존재하기 때문에 상기 Fe는 더 이상 표면으로 확산하지 못한다. 그러나, 산화물 층 아래의 소지강판에 존재하는 산화하기 쉬운 성분 즉 Si, Mn 및/또는 Al은 가열온도와 시간이 증가함에 따라 소지강판 표층부로 확산하게 되고 소지강판과 산화물 층 계면에서는 산화물로 인해 확산이 차단되며, 대신 Fe 산화물과 상기 Si, Mn 및/또는 Al이 반응하여 철 산화물은 철로 환원되고 Si, Mn 및/또는 Al은, 이들의 단독산화물 또는 복합산화물을 형성하게 된다. 따라서, 소둔 공정이 완료된 후 강판의 최 표층부에는 Si, Mn 및/또는 Al의 단독산화물 또는 복합산화물을 일부 포함하는 환원된 철 층이 존재하고, 그 아래에는 Si, Mn 및/또는 Al의 단독산화물 또는 복합산화물로 구성된 산화물 층이 형성된다.
따라서, 이와 같이 소둔 공정에서 산화 후 환원 방법을 사용하여 용융아연도금강판을 제조하는 경우, 환원된 철층 아래에 존재하는 산화물층으로 인해 강판을 프레스 가공할 때 환원층과 소지철 사이에 존재하는 산화물층이 취약하여 그 부위에서 밀착력이 크게 떨어지는 문제점이 있다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제1994-0002370호
(특허문헌 2) 미국 공개공보 제2006-0011274호
(특허문헌 3) 한국 공개특허공보 제 2010-0030627호
(비특허문헌 1) (논문문헌 1) ISIJ International, Vol.51, 2011, p.137-144
본 발명은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, 비스무트(Bi), 주석(Sn) 및 안티몬(Sb)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분을 특정 함량으로 포함하는 강종을 이용하여, 1차 소둔 공정을 통해 강판의 미세 조직 중 저온 조직의 분율을 확보한 다음, 2차 소둔 공정을 수행함으로써, 우수한 인장강도를 가지면서도 강판의 연성을 확보할 수 있으므로 성형 가공성이 매우 뛰어나고, 동시에 표면품질 및 도금 밀착성이 우수하여 강판의 성형과정에서도 도금 박리 등이 발생하는 것을 방지할 수 있는 용융아연도금강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 한다.
일 측면에서, 본 발명은, 중량%로, 탄소(C):0.1~0.3%, 실리콘(Si):0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 비스무트(Bi), 주석(Sn) 및 안티몬(Sb)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 0.01 중량% 내지 0.07 중량% 포함하는 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판을 제공하고자 한다.
이때, 상기 Si 및 Al 성분의 합은 1.0 중량% 이상인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 용융아연도금강판의 미세조직은 면적분율로, 폴리고널 페라이트 5%이하, 침상 페라이트 70% 이하, 침상의 잔류 오스테나이트가 25%이하(0%는 제외) 및 잔부의 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 용융아연도금강판은 소지강판, 및 상기 소지강판 표면에 형성된 아연도금층을 포함하고, 상기 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 소지강판 방향으로 0 내지 0.1㎛ 깊이에서 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 농화도는 소지강판 방향으로 0.2㎛ 이상의 깊이에 비해 2 내지 20배일 수 있다.
한편, 상기 용융아연도금강판의 인장강도는 780Mpa 이상일 수 있다.
다음으로, 상기 용융아연도금강판은, 중량%로, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1%, 바나듐(V): 0.005~0.1%, 지르코늄(Zr): 0.005~0.1% 및 텅스텐(W): 0.005~0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
또한, 상기 용융아연도금강판은, 중량%로, 몰리브덴(Mo): 1% 이하(0%는 제외), 니켈(Ni): 1% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0%는 제외) 및 크롬(Cr): 1% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수도 있다.
나아가, 상기 용융아연도금강판은, 중량%로, 칼슘(Ca): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.01% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것일 수 있다.
다른 측면에서, 본 발명은, 중량%로, 탄소(C):0.1~0.3%, 실리콘(Si):0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 비스무트(Bi), 주석(Sn) 및 안티몬(Sb)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 0.01 중량% 내지 0.07 중량% 포함하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1000℃ 내지 1300℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 800℃ 내지 950℃의 마무리 압연온도로 열간 압연하는 단계; 상기 열간 압연된 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간 압연하는 단계; 상기 냉간 압연된 냉연강판을 이슬점(Dew Poiint)이 -45℃ 이하이고, H2-N2 가스 분위기에서, Ac3 이상의 온도로 가열한 후 유지한 다음 냉각 처리하는 1차 소둔 단계; 상기 1차 소둔 처리된 강판을 이슬점(Dew Poiint)이 -20℃ 내지 -60℃이고, H2-N2 가스 분위기에서 Ac1 내지 Ac3의 온도 범위로 가열한 다음 유지하고, Ms(마르텐사이트 변태시작온도) 내지 Mf(마르텐사이트 변태완료온도)의 온도 범위 내로 20℃/s이상의 평균 냉각속도로 냉각한 다음, 상기 Ms 이상의 온도로 재 가열하여 1초 이상 유지하는 2차 소둔 단계; 및 상기 2차 소둔 처리된 강판을 용융아연도금하는 단계를 포함하는 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법을 제공하고자 한다.
이때, 상기 냉간 압연하는 단계는 25% 이상의 압하량으로 수행될 수 있다.
또한, 상기 1차 소둔 단계에서 H2-N2 분위기 가스는 2 vol% 이상의 수소가 포함된 것일 수 있다.
특히, 본 발명에서 상기 1차 소둔 단계를 수행한 후, 상기 냉연강판의 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 90% 이상 포함하는 것이 바람직하다.
필요에 따라, 본 발명의 제조방법은, 상기 1차 소둔 단계 이후에 산세 처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
한편, 상기 2차 소둔 단계에서 H2-N2 분위기 가스는 3 vol% 이상의 수소가 포함된 것일 수 있다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따른 용융아연도금강판은, 우수한 인장강도를 가지면서도 뛰어난 연성을 확보할 수 있으므로 성형 가공성이 매우 뛰어난 장점이 있으며, 동시에 표면품질 및 도금 밀착성이 우수하여 강판의 성형과정에서도 도금 박리 등이 발생하는 것을 방지할 수 있으므로 건축부재, 자동차 강판 등의 산업분야에 매우 다양하게 활용할 수 있는 장점이 있다.
도 1(a)는 본 발명에 따른 1차 소둔 공정의 일 예를 나타낸 것이다.
도 1(b)는 본 발명에 따른 2차 소둔 공정의 일 예를 나타낸 것이다.
도 2는 초기 조직의 차이에 따른 2차 소둔 공정에서의 열처리 유지 시간 동안 오스테나이트로의 변태속도의 차이를 예시적으로 나타낸 것이다.
도 3은 발명예 12에 따른 용융아연도금강판의 소지강판 및 아연도금층 계면으로부터 소지강판 깊이 방향에 대한 Fe, Mn, Si 및 Sn의 성분 분석 결과를 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명의 발명자들은 우수한 인장강도를 가지면서도 뛰어난 연성을 확보하고, 동시에 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 용융아연도금 강판을 제조하기 위하여 연구를 거듭한 결과, 비스무트(Bi), 주석(Sn) 및 안티몬(Sb)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분을 특정 함량으로 포함하는 강종을 이용하여, 1차 소둔 공정을 통해 강판의 미세 조직 중 저온 조직의 분율을 확보한 다음, 2차 소둔 공정을 수행함으로써, 상기와 같은 목적을 달성할 수 있음을 알아내고 본 발명을 완성하였다.
보다 구체적으로, 본 발명에 따른 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판은 중량%로, 탄소(C):0.1~0.3%, 실리콘(Si):0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 비스무트(Bi), 주석(Sn) 및 안티몬(Sb)으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 0.01 중량% 내지 0.07 중량% 포함하는 것을 특징으로 한다.
이하, 본 발명의 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판에 관하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 용융아연도금강판의 성분 조성 및 함량 한정 이유를 설명하기로 한다.
탄소(C): 0.1~0.3 중량%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 유효한 원소로서, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트의 안정화 및 강도 확보를 위해서 첨가되는 중요 원소이다. 상기 C의 함량은 상기한 바와 같은 목적을 달성하기 위해서 0.1 중량% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 0.3 중량%를 초과하게 되면 주편 결함이 발생할 위험성이 증가할 뿐만 아니라, 용접성도 크게 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 C의 함량은 0.1~0.3 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.1~2.0 중량%
실리콘(Si)은 페라이트 내에서 탄화물의 석출을 억제하고, 페라이트 내의 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하여, 결과적으로 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 상기 Si의 함량은 상기한 바와 같은 목적을 달성하기 위해서 0.1 중량% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 2.0 중량%를 초과하는 경우에는 열간 및 냉간 압연성이 매우 열위하며, 강 표면에 산화물을 형성하고, 이로 인해 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 Si의 함량은 0.1~2.0 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.005~1.5 중량%
알루미늄(Al)은 강중 산소와 결합하여 탈산 작용을 하는 원소로서, 이를 위해서는 그 함량이 0.005 중량% 이상을 유지하는 것이 바람직하다. 또한, Al은 상기 Si과 같이 페라이트 내에서 탄화물의 생성 억제를 통해 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 다만, 상기 Al의 함량이 1.5 중량%를 초과하게 되면 주조시 몰드 플러스와의 반응을 통해 건전한 슬라브 제조가 어려워지고, Si와 마찬가지로 표면 산화물을 형성하기 때문에 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 Al의 함량은 0.005~1.5 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명에서, 상기 Si 및 Al은 상술한 바와 같이 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소로서, 이러한 작용을 효과적으로 수행하기 위해서는, 상기 Si 및 Al 성분의 합이 1.0 중량% 이상인 것이 보다 바람직하다.
망간(Mn): 1.5~3.5 중량%
망간(Mn)은 페라이트의 변태를 제어하면서, 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화시키는데 유효한 원소이다. 상기 Mn의 함량이 1.5 중량% 미만이면 페라이트 변태가 다량 발생하기 때문에 제조된 강판에 대하여 원하는 강도의 확보가 어려워지는 문제점이 있다. 또한, 상기 Mn의 함량이 3.5 중량%를 초과하게 되면 본 발명의 2차 소둔 공정에서의 열처리시 상변태가 매우 지연되고, 이로 인해 마르텐사이트가 다량 형성됨에 따라, 제조된 강판에 대해 의도하는 연성의 확보가 어려워지는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 Mn의 함량은 1.5~3.5 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.04 중량% 이하(0%는 제외)
인(P)은 고용강화 효과를 얻을 수 있는 원소이지만, 그 함량이 0.04 중량%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고 강의 취성(brittleness)이 발생할 위험성이 커지는 문제가 있다. 따라서, 상기 P의 상한은 0.04 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 0.02 중량% 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
황(S): 0.015 중량% 이하(0%는 제외)
황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없으므로, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 그 함량이 0.015 중량%를 초과하게 되면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다. 따라서, 본 발명에서는 상기 S의 상한을 0.015 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.02 중량% 이하(0는 제외)
질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소이지만, 그 함량이 0.02 중량%를 초과하게 되면 강의 취성이 발생할 위험성이 증가하게 되고, Al과 반응하여 AlN이 과다하게 석출됨에 따라 연주품질이 저하하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 N의 상한을 0.02 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명에 따른 용융아연도금강판은, 비스무트(Bi), 주석(Sn) 및 안티몬(Sb)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 0.01 중량% 내지 0.07 중량% 포함하는 것이 바람직하다. 상기한 바와 같은 비스무트(Bi), 주석(Sn) 및 안티몬(Sb)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분은 본 발명에 있어서 필수적으로 첨가되는 성분이다. 이하 상기 성분의 첨가 이유 및 그 함량 한정이유를 구체적으로 설명하기로 한다.
본 발명과 같이 높은 강도 및 우수한 인성을 모두 갖는 강판을 제조하기 위해서는 다량의 Mn, Si 및 Al이 첨가 된다. 이러한 강판에 환원 재결정 소둔을 실시하면 강중에 존재하는 Mn, Si 및 Al이 강 표면으로 확산하여 표면에 산화물을 형성한다.
특히, 본 발명과 같이, 강중에 Si 및 Al 성분의 합이 1 중량%를 초과하는 경우, 강 표면에 형성된 산화물은 Si 및 Al 함량이 높은 Mn, Si 및 Al 복합산화물로서, 강판 표면에서 망상으로 퍼져서 존재하게 된다. 이 경우 소둔 처리된 강 표면 대부분은 산화물로 덮이게 되므로, 이를 아연도금을 위해 아연도금욕에 침지할 때 아연의 젖음성을 크게 떨어뜨리게 된다.
그러나, 본 발명과 같이, 강중에 Bi, Sn 및 Sb로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분을 0.01 중량% 내지 0.07 중량%의 함량 범위로 첨가하는 경우, 후술할 조건으로 1차 소둔 및 2차 소둔 공정을 실시한 후 아연도금처리를 하면, 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 소지강판 방향으로 0.1㎛ 이내의 깊이에 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분이 소지강판 방향으로 0.2㎛ 이상의 깊이에 비해 2배 이상으로 농화될 수 있다. 이때, 소지강판 표층부에 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분이 농화된 경우 Si, Al 및 Mn이 표면으로 확산하는 것을 방해하여 강판의 표면에 복합산화물이 형성되는 것을 억제한다. 따라서, 소둔 처리 후 강판 표면에 농화되는 Si, Al 및 Mn계 복합산화물의 양이 감소하게 되고 이로 인해 아연도금욕 중에서 용융아연과의 젖음성(wettability)을 향상시킬 수 있기 때문에 미도금 영역이 없는 표면품질이 우수한 용융아연도금강판을 얻을 수 있다. 뿐만 아니라, 도금욕 중 Al과 소지강판의 Fe가 반응하여 소지강판과 아연도금층의 계면에 Fe-Al 합금상을 형성하는 것이 용이해지므로 도금 밀착성을 획기적으로 개선시킬 수 있다.
한편, 전술한 바와 같이, 상기 Bi, Sn 및 Sb로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분은 0.01 중량% 내지 0.07 중량%의 함량 범위로 첨가되는 것이 바람직하다. 상기 성분의 첨가량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 소지강판 방향으로 0.1㎛ 이내의 깊이에 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 함량이 소지강판 방향으로 0.2㎛ 이상의 깊이에 비해 2배 미만으로 농화되기 때문에 도금성 및 도금 밀착성 개선 효과가 미미하기 때문이다. 또한, 상기 성분의 첨가량이 0.07 중량%를 초과하는 경우에는 강판의 취성이 증가하여 연성이 감소하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 함량은 0.01 중량% 내지 0.07 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명의 용융아연도금강판의 소지강판은 상술한 성분 이외에도, 강도 향상 등을 위하여 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 바나듐(V), 지르코늄(Zr) 및 텅스텐(W)으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분을 더 포함하는 것일 수 있다. 이들 성분의 함량은 하기와 같다.
티타늄(Ti): 0.005~0.1 중량%
니오븀(Nb): 0.005~0.1 중량%
바나듐(V): 0.005~0.1 중량%
지르코늄(Zr): 0.005~0.1 중량%
턴스텐(W): 0.005~0.5 중량%
상기한 바와 같은, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 바나듐(V), 지르코늄(Zr) 및 텅스텐(W)은 강판의 석출강화 및 결정립 미세화에 유효한 원소로서, 그 함량이 각각 0.005 중량% 미만인 경우에는 상기한 바와 같은 목적을 달성하기 어려운 문제점이 있다. 또한, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 지르코늄(Zr)의 함량이 각각 0.1 중량%를 초과하는 경우 및/또는 텅스텐(W)의 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우에는, 제조비용이 크게 증가하고, 석출물이 과다하게 형성되어 오히려 제조되는 강판의 연성이 크게 저하되는 문제점이 있다.
한편, 본 발명에 따른 용융아연도금강판은, 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni), 구리(Cu) 및 크롬(Cr)으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분을 더 포함하는 것일 수 있다. 이들 성분의 함량은 하기와 같다.
몰리브덴(Mo): 1 중량% 이하(0은 제외)
니켈(Ni): 1 중량% 이하(0은 제외)
구리(Cu): 0.5 중량% 이하(0은 제외)
크롬(Cr): 1 중량% 이하(0은 제외)
상기한 바와 같은, 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni), 구리(Cu) 및 크롬(Cr)은 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, 이들 원소들은 C, Si, Mn, Al 등과 함께 복합 작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 이때, Mo, Ni 및 Cr의 함량이 각각 1.0 중량%를 초과하는 경우 및/또는 Cu의 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우에는 제조비용이 과다하게 증가하는 문제가 있으므로, 상기 성분들의 상한은 상술한 수치를 초과하게 않도록 제어하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 성분 중 구리(Cu)를 첨가하는 경우, 열연 공정 수행시 강판의 취성으로 인한 문제점이 야기할 수 있으므로, 니켈(Ni)을 함께 첨가하는 것이 보다 바람직하다.
한편, 본 발명에 따른 용융아연도금강판은, 칼슘(Ca) 및 보론(B)으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분을 더 포함할 수 있다. 이들 성분의 함량은 하기와 같다.
칼슘(Ca): 0.01% 이하(0%는 제외)
보론(B): 0.01% 이하(0%는 제외)
본 발명에서, 상기 칼슘(Ca)은 황화물의 형태를 제어하여 가공성 향상에 유리한 원소로서, 그 함량이 0.01 중량%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되므로, 그 함량의 상한은 0.01 중량% 이하인 것이 바람직하다.
또한, 보론(B)은 Mn 및/또는 Cr 등과의 복합효과로 소입성을 향상시켜 고온에서 연질 페라이트 변태를 억제하는 효과가 있으나, 그 함량이 0.01 중량%를 초과하게 되면 도금시 강 표면에 과다한 B이 농화되어 도금 밀착성의 열화를 초래할 수 있으므로, 그 함량의 상한은 0.01 중량% 이하인 것이 바람직하다.
한편, 본 발명에 따른 소지강판에서 상기 성분들을 제외한 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 용융아연도금강판은, 상기 성분 조건을 만족함과 동시에 그 미세조직이, 면적분율로, 폴리고널 페라이트 5%이하, 침상 페라이트 70% 이하, 침상의 잔류 오스테나이트가 25%이하(0%는 제외) 및 잔부의 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 폴리고널 페라이트는 단축과 장축의 비가 0.4를 초과하는 것을 의미하며, 침상 페라이트는 단축과 장축의 비가 0.4 이하인 것을 의미한다.
이때, 상기 폴리고널 페라이트페라이트는 본 발명에 따른 용융아연도금강판의 항복강도를 낮추는 역할을 하는 것으로, 그 면적분율은 5% 이하인 것이 바람직하다. 항복강도가 낮은 경우 본 발명에 따른 용융아연도금강판을 구조부재에 적용하기 용이한 장점이 있기 때문이다.
한편, 본 발명은 후술할 2차 소둔 공정의 특성상 마르텐사이트가 일부 도입 되므로, 침상 페라이트 및 침상의 잔류오스테나이트의 면적분율은 두 상을 합하여 95%이하인 것이 바람직하고, 잔부의 마르텐사이트를 포함할 수 있다.
이때, 상기 침상 페라이트 및 침상의 잔류 오스테나이트는 본 발명에 따른 용융아연도금강판의 주조직으로 이들 조직을 포함하는 경우 강판의 강도 및 연성을 확보하는데 매우 유리하다. 다만, 상기 침상의 잔류 오스테나이트의 경우 강도 및 연성의 밸런스를 유리하게 확보하기 위한 필수조직이나, 그 분율이 너무 과다한 경우, 즉 25%를 초과하는 경우에는 탄소가 분산되어 확산되기 때문에 침상의 잔류 오스테나이트의 안정화가 충분해지지 못하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 침상의 잔류 오스테나이트의 면적분율의 상한은 25%이하인 것이 바람직하다.
또한, 상기 침상 페라이트는 후술할 2차 소둔 공정에서, 소둔 온도에서의 열처리 및 Ms 내지 Mf 범위의 온도로 냉각 후 재 가열하여 열처리하는 과정에서 도입되는 베이나이트를 포함하는 것이다. 이는, 본 발명에 첨가된 Si 및 Al에 의하여 통상의 베이나이트와 달리 본 발명의 베이나이트는 카바이드(Carbide)의 석출이 없으므로 단축과 장축의 비가 0.4 이하인 침상 페라이트로 정의하였다. 실질적으로 2차 소둔 공정에서, 소둔 온도에서의 열처리시 도입된 침상 페라이트와 Ms(마르텐사이트 변태시작온도) 내지 Mf(마르텐사이트 변태완료온도) 범위의 온도로 냉각한 후 재 가열하여 열처리하는 과정에서 도입되는 침상 페라이트 (Carbide 석출이 없는 베이나이트)의 구별은 쉽지 않다.
한편, 상기 성분 조건을 만족하는 본 발명의 용융아연도금강판은, 소지강판, 및 상기 소지강판 표면에 형성된 아연도금층을 포함하고, 상기 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 소지강판 방향으로 0 내지 0.1㎛ 깊이에서 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 농화도가 소지강판 방향으로 0.2㎛ 이상의 깊이에 비해 2배 내지 20배인 것이 바람직하다. 즉, 상기 농화도가 적어도 2배 이상이어야 용융아연도금강판의 우수한 표면품질 및 도금 밀착성을 확보할 수 있기 때문이다. 다만, 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 소지강판 방향으로 0 내지 0.1㎛ 깊이에서 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분에 대한 농화도가 소지강판 방향으로 0.2㎛ 이상의 깊이에 비해 증가할수록 표면품질은 우수하나, 소지강판 표층부에서 상기 성분들의 농화도가 지나치게 높을 경우 용접과정에서 용접부 주위의 소지 강판 표층부에 미세 크랙이 발생할 수 있으므로, 상기 성분들의 농화도는 최대 20배로 제한되는 것이 바람직하다. 이때, 용접부에 미세 크랙을 유발하는 원인은 정확히 밝혀지지 않았으나, 본 발명자들의 연구에 의하면 저융점인 Bi, Sb 및/또는 Sn이 용접과정의 고온에서 액상화되어 액화크랙을 유발하는 것으로 추정된다. 한편, 본 발명에서 상기 농화도는 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분이 농화 되어 있는 양, 즉 농화물의 양을 의미한다.
한편, 상기 성분조건 및 상기와 같은 미세조직을 확보하는 본 발명의 용융아연도금강판의 인장강도는 780MPa 이상일 수 있으며, 보다 구체적으로는 780MPa 내지 1800MPa 또는 780MPa 내지 1500MPa 정도 일 수 있다. 또한, 본 발명의 용융아연도금강판은 상기한 바와 같은 우수한 인장강도를 가지면서도 우수한 연성을 확보할 수 있으므로 성형 가공성이 매우 뛰어난 장점이 있으며, 동시에 표면품질 및 도금 밀착성이 우수하여 강판의 성형과정에서도 도금 박리 등이 발생하는 것을 방지할 수 있으므로 매우 유용하다.
다음으로, 상기한 바와 같은 본 발명의 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 용융아연도금강판은, 전술한 성분조건을 만족하는 강 슬라브를 재가열 - 열간 압연 - 권취 - 냉간 압연 - 1차 소둔 - 산세 - 2차 소둔 - 도금하는 공정을 거침으로써 제조될 수 있다.
보다 구체적으로, 본 발명에 따른 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C):0.1~0.3%, 실리콘(Si):0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 비스무트(Bi), 주석(Sn) 및 안티몬(Sb)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 0.01 중량% 내지 0.07 중량% 포함하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1000℃ 내지 1300℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 800℃ 내지 950℃의 마무리 압연온도로 열간 압연하는 단계; 상기 열간 압연된 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간 압연하는 단계; 상기 냉간 압연된 냉연강판을 이슬점(Dew Poiint)이 -45℃ 이하이고, H2-N2 가스 분위기에서, Ac3 이상의 온도로 가열한 후 유지한 다음 냉각 처리하는 1차 소둔 단계; 상기 1차 소둔 처리된 강판을 이슬점(Dew Poiint)이 -20℃ 내지 -60℃이고, H2-N2 가스 분위기에서 Ac1 내지 Ac3의 온도 범위로 가열한 다음 유지하고, Ms(마르텐사이트 변태시작온도) 내지 Mf(마르텐사이트 변태완료온도)의 온도 범위 내로 20℃/s이상의 평균 냉각속도로 냉각한 다음, 상기 Ms 이상의 온도로 재 가열하여 1초 이상 유지하는 2차 소둔 단계; 및 상기 2차 소둔 처리된 강판을 용융아연도금하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.
이하, 각 공정(단계)에 대하여 상세히 설명한다.
슬라브 준비 단계
중량%로, 탄소(C):0.1~0.3%, 실리콘(Si):0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 비스무트(Bi), 주석(Sn) 및 안티몬(Sb)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 0.01 중량% 내지 0.07 중량% 포함하는 슬라브를 준비한다.
상기 각 성분의 조성 및 함량의 한정 이유는 전술한 바와 같다.
재가열하는 단계
상기 슬라브를 재가열한다.
이때, 상기 슬라브의 재가열 온도는 1000℃ 내지 1300℃ 범위인 것이 바람직하다. 이는 열간 압연 공정을 수행하기에 앞서 강 슬라브를 재가열 함으로써 균질화 처리를 할 수 있기 때문이다. 이때, 상기 재가열 온도가 1000℃ 미만이면 압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1300℃를 초과하게 되면 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 과다해지는 문제가 발생한다. 따라서, 본 발명에서 슬라브 재가열 공정은 1000℃ 내지 1300℃ 온도 범위에서 수행되는 것이 바람직하다.
열간 압연하는 단계
상기 재가열된 슬라브를 열간 압연하여 열연강판을 제조한다.
이때, 열간 압연은 800℃ 내지 950℃의 마무리 압연온도로 수행되는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하여 압연이 어려워지는 문제가 있으며, 950℃를 초과하면 압연 롤의 열 피로가 크게 증가하여 수명단축의 원인이 되고 표면 산화막 생성에 따른 표면품질 열화의 원인이 된다. 따라서, 열간 압연 공정에서 마무리 압연온도는 800℃ 내지 950℃로 제한하는 것이 바람직하다.
권취하는 단계
상기한 바와 같은 열연강판을 권취한다.
이때, 권취 온도는 750℃ 이하인 것이 바람직하다. 권취 공정에서 권취 온도가 너무 높으면 열연강판 표면에 스케일이 과다하게 발생하여 표면결함을 유발하고, 도금성을 열화시키는 원인이 된다. 따라서, 권취 공정은 750℃ 이하에서 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 권취 온도의 하한은 특별히 한정하지 않으나, 마르텐사이트의 생성에 의해 열연강판 강도가 너무 높아지는 경우 후속 공정인 냉간 압연 공정이 어려워질 수 있으므로, 이를 고려하여 Ms(마르텐사이트 변태시작온도) 내지 750℃에서 실시하는 것이 바람직하다.
냉간 압연하는 단계
상기 권취된 열연강판을 냉간 압연한다.
상기 냉간 압연은 강판의 형상과 두께를 원하는 형태로 제작하기 위하여 실시한다. 이때, 상기 냉간 압연시의 압하율은 원하는 두께를 확보할 수 있는 정도이면 특별히 한정되는 것은 아니나, 후술할 소둔 공정에서의 재결정화 과정에서 조대 페라이트 결정립이 생성되는 것을 억제하기 위하여 25% 이상의 냉간 압하율로 수행되는 것이 바람직하다.
1차 소둔 단계
본 발명에 따른 용융아연도금강판의 미세조직은, 면적분율로, 폴리고널 페라이트 5% 이하, 침상 페라이트 70% 이하, 침상의 잔류 오스테나이트가 25% 이하(0%는 제외) 및 잔부의 마르텐사이트를 포함하는 것을 특징으로 한다. 이러한 용융아연도금강판을 제조하기 위해서는 1차 소둔 공정 및 후술할 2차 소둔 공정의 제어가 매우 중요하다.
특히, 본 발명에서는 이러한 소둔 공정을 통하여, 탄소 및 망간 등의 원소들의 재분배(partitioning)로부터 원하는 미세조직을 확보하기 위하여, 종래와 같이 냉간 압연 후 연속하여 Q&P (Quenching and Partitioning Process, Q&P) 소둔 공정을 수행하는 것이 아니라, 1차 소둔 공정에서 저온 조직을 확보한 다음, 후술할 2차 소둔 공정에서 Q&P 열처리 공정을 수행하는 것을 특징으로 한다.
이하, 1차 소둔 공정을 보다 구체적으로 설명한다.
먼저, 상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 가열한 후 유지한 다음 냉각하는 1차 소둔 공정을 수행한다. (도 1 (a) 참조). 이때, 가열 후 유지하는 시간은 특별히 한정되는 것은 아니나, 생산성을 고려할 때, 예를 들면 2분 이하의 범위에서 유지한 다음 냉각하는 것이 바람직하다.
이는, 1차 소둔 공정에서 Ac3 이상의 온도로 가열하여 열처리된 냉연 강판의 미세조직이, 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 면적분율로 90% 이상의 주상을 갖도록 하기 위한 것이다. 이때, 상기 열처리 온도가 Ac3에 미치지 못하는 경우에는, 연질의 폴리고널 페라이트가 다량 형성되어, 후속 공정인 2차 소둔 공정 수행시 1차 소둔 공정에서 기형성된 폴리고널 페라이트에 의하여 미세한 최종 소둔 조직을 얻는 효과를 저감하는 문제가 발생한다. 따라서, 1차 소둔 공정에서 열처리 온도의 하한은 Ac3 이상으로 제어되는 것이 바람직하다.
이때, 상기 1차 소둔 공정은 냉연강판 표면에 존재하는 철 산화물을 환원할 수 있도록 2vol% 이상의 수소가 함유된 H2-N2 분위기의 소둔로내에서 수행되는 것이 바람직하다.
또한, 상기 1차 소둔 공정에서 소둔로내 이슬점 온도는 후술할 2차 소둔 공정 후, Si, Al 및 Mn계 표면산화물의 농화에 큰 영향을 미치기 때문에 -45℃ 이하로 제어되는 것이 바람직하다. 소둔 과정에서 노내 분위기 가스의 이슬점이 낮을수록 Mn의 확산은 느려지고 Si 또는 Al의 표면 확산은 빨라지므로 1차 소둔 완료 후 표면에는 Si 및 Al 함량이 높은 복합산화물이 형성되지만, 상대적으로 표층부 바로 아래 영역에서는 Si 및 Al이 고갈 된다. 이와 같이 Si 및 Al이 고갈된 영역에서는 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분의 농화가 이루어진다.
반면에, 1차 소둔 공정에서 소둔로내 이슬점 온도가 -45℃ 보다 높을 경우에는 Si 및 Al의 표면 확산속도가 느려지고 Mn의 확산은 빨라지기 때문에 1차 소둔 공정 후 강판 표면에 존재하는 Mn의 함량이 상대적으로 많아지므로, Mn 함량이 높은 Mn, Si 및 Al계 복합산화물이 형성되고 강판의 표층부 바로 아래 영역에서는 Si 및 Al이 고갈되지 않거나 고갈된다 하여도 그 양이 충분하지가 않은 문제점이 발생한다.
따라서, 본 발명의 제조방법에서, 상기 1차 소둔 공정의 소둔로내 이슬점 온도는 -45℃ 이하로 제어되는 것이 특히 중요하다.
한편, 상기한 바와 같은 방법으로, 1차 소둔 공정이 완료된 1차 소둔 강판의 표면에는 Si 및 Al 함량이 높은 Mn, Si 및 Al계 복합산화물이 형성되고, 상기 강판 표층부의 바로 아래 영역에는 Si 및 Al이 고갈되고 대신 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분이 농화된 강판을 얻을 수 있다. 상기와 같은 농화층은 후술할 2차 소둔 공정에서 Si 및 Al이 표면으로 확산되는 것을 억제시켜 표면에 Si 및 Al의 농화량을 감소시켜 결과적으로 본 발명에 따른 용융아연도금 강판의 아연 도금성을 획기적으로 개선할 수 있다.
다음으로, 상기와 같이 1차 소둔 공정을 거친 1차 소둔 강판의 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 90% 이상 포함하는 것을 특징으로 한다. 이는, 2차 소둔 공정을 거쳐 제조되는 냉연강판의 강도 및 연성을 우수하게 확보하기 위한 것으로서, 만일 1차 소둔 공정에서 확보되는 상기와 같은 저온조직상의 분율이 90% 미만인 경우에는 전술한 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 저온조직상으로 이루어지는 본 발명의 용융아연도금강판을 얻기가 어렵기 때문이다. 이해를 돕기 위하여, 도 2에는 초기 조직의 차이에 따라 2차 소둔 공정에서의 열처리 유지 시간 동안 오스테나이트로의 변태 속도의 차이를 예시적으로 나타내었다. 도 2를 참조하면 1차 소둔 공정 후 면적분율로, 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 미세조직을 90% 이상 포함하는 본 발명에 따른 강판의 경우, 후술할 2차 소둔 공정에서의 열처리 유지 시간인 2분 이하의 시간 동안 상기와 같은 미세 조직 분율을 만족하지 않는 종래의 강판에 비해 오스테나이트의 분율이 높은 것을 알 수 있다.
한편, 상기한 바와 같이, 소둔로내 이슬점(Dew Poiint)이 -45℃ 이하이고, H2-N2 가스 분위기에서 1차 소둔 공정이 수행된 1차 소둔 강판은, 소지강판 표면으로부터 내부 0.1㎛의 깊이 내에 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분들의 농화가 일어난다. 그러나, 전술한 본 발명에 따른 용융아연도금강판의 특징, 즉, 소지강판의 0.1㎛ 이내의 깊이에서 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 농화도가 0.2㎛ 이상의 깊이에 비해 2배 내지 20배인 특징은 1차 소둔 공정에 의해 완성되지는 않는다. 이는 후술할 2차 소둔 공정까지 완료된 후 얻을 수 있는 특징이다.
산세처리 하는 단계
선택적으로, 본 발명에 따른 용융아연도금강판의 제조방법은 1차 소둔 단계 후에 산세 처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 산세 공정에서는 1차 소둔 공정 후에 강판 표면에 형성된 산화물을 제거한다. 이때, 상기 산세 공정은 예를 들면, 2vol% 내지 20vol%의 염산 수용액을 이용하여 수행될 수 있다. 산세 용액 중 염산의 농도가 2vol% 미만인 경우에는 표면 산화물을 산세하는데 오랜 시간이 소요되므로 경제적이지 못하고, 20vol%를 초과하면 염산이 증발하여 설비를 오염시킬 수 있는 문제점이 있다.
한편, 본 발명에서 상기 산세 공정은 강판의 표면 산화물을 제거할 수 있는 것이면, 염산 이외의 산을 사용하여 수행될 수 있으며, 특별히 한정되는 것은 아니다. 또한, 산세 방법도 당해 기술분야에 잘 알려진 방법, 예를 들면 침지 또는 스프레이 등을 이용하여 수행될 수 있으며, 특별히 한정되는 것은 아니다.
또한, 상기와 같은 방법으로 산세 처리가 완료된 강판은 수세 공정 및 건조 공정을 거치는 것이 바람직하다.
2차 소둔 단계
상기 1차 소둔 공정 및 선택적으로 산세 공정을 완료한 후, 2차 소둔 공정을 실시한다. 상기 2차 소둔 공정은 열처리, 냉각 및 재가열 처리하는 방법으로 수행될 수 있다.
먼저, 상기 열처리는 1차 소둔 강판 또는 산세 강판을 Ac1 내지 Ac3 범위의 온도로 가열 한 후 유지하는 방법으로 수행될 수 있다. (도 1 (b) 참조).
본 발명의 2차 소둔 공정에서 열처리시 Ac1 내지 Ac3 범위의 온도로 가열하는 것은 2차 소둔 시 오스테나이트로의 합금원소의 분배를 통하여 오스테나이트의 안정성을 확보하고, 상온으로 냉각한 다음 얻어지는 최종 조직에서 잔류 오스테나이트를 확보하기 위한 것이다. 또한, 상기 온도 범위로 가열 후 그 온도를 유지함으로써, 1차 소둔 공정 후 형성된 저온조직상 (베이나이트 및 마르텐사이트)의 역변태와 더불어 탄소, 망간 등 합금원소의 재분배를 유도할 수 있게 된다. 이때의 재분배를 편의상 1차 재분배라고 지칭하기로 한다.
한편, 합금원소들의 1차 재분배를 위한 Ac1 내지 Ac3 온도 범위에서의 유지는 합금원소들이 오스테나이트 쪽으로 충분히 확산되도록 실시하면 되므로, 그 시간에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 다만, 유지시간이 너무 과도해지면 생산성이 저하될 우려가 있으며, 재분배 효과도 포화되므로, 이를 고려하여 2분 이하로 실시하는 것이 바람직하다.
상기한 방법으로 합금원소들의 1차 재분배를 완료한 다음, Ms(마르텐사이트 변태시작온도) 내지 Mf(마르텐사이트 변태완료온도) 범위 내의 온도가 되도록 냉각하고, 이를 다시 Ms 이상의 온도로 재가열하여 다시 합금원소들의 재분배를 유도하는 과정을 수행한다. 이때의 재분배를 편의상 2차 재분배라고 지칭하기로 한다.
이때, Ms 내지 Mf 범위 내의 온도가 되도록 냉각하는 공정은, 냉각시 폴리고널 페라이트의 형성을 억제하기 위하여, 20℃/s이상의 평균 냉각 속도로 수행되는 것이 바람직하다. 한편, 상기 냉각 공정 수행시, 강판의 사행 등을 억제하기 위하여 상기 2차 소둔 공정에서의 열처리 직후 서냉각 구간을 통과시킬 수 있다. 이때, 상기 서냉각 구간에서 폴리고널 페라이트로의 변태를 최대한 억제하여야 본 발명의 용융아연도금강판과 같은 미세조직 및 물성을 확보할 수 있다.
또한, Ms 이상의 온도로 재가열하는 공정은, 500℃ 이하로 수행되는 것이 바람직하다. Ms 이상의 온도로 재가열하는 단계에서 500℃를 초과하는 온도에서 장시간 유지하게 되면 오스테나이트 상이 펄라이트로 변태가 일어나 원하는 미세조직을 확보할 수 없기 때문이다.
한편, 상기 2차 소둔 공정에서 소둔로내 이슬점 온도는 -20℃ 내지 -60℃로 제어되는 것이 바람직하다. 이슬점온도가 -20℃보다 높으면 Si, Al 및 Mn의 일부가 내부 산화되어 소지강판의 내부 결정입계를 따라 산화물로 존재하고 내부 산화물이 존재하는 강판을 굽힘 성형할 경우 내부 산화물이 쉽게 파괴되어 강판의 크랙을 유발하게 된다. 또한, 이슬점 온도가 -60℃보다 낮으면 1차 소둔 공정에 의해 소지강판의 표층부에 Si 및 Al의 고갈영역이 존재하고 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분이 존재하는 농화층이 있다고 하더라도 고갈영역 아래의 Si 및 Al이 표면으로 일부 확산되어 2차 소둔 공정 후 소지강판의 표면에 Si 및 Al 함량이 높은 복합산화물이 형성될 수 있기 때문에 바람직하지 않다. 도 3에는 본 발명에 따른 제조방법에 의해 제조된 발명예 12에 따른 용융아연도금강판의 소지강판 및 아연도금층 계면으로부터 소지강판 깊이 방향에 대한 Fe, Mn, Si 및 Sn의 성분 분석 결과를 나타낸 것이다. 이를 통해 전술한 바와 같이, Sb 농화층이 형성되고, Si 고갈 영역이 형성되는 것을 알 수 있다.
또한, 상기 2차 소둔 공정은 1차 소둔 강판 표면의 산화를 방지하기 위하여 3vol% 이상의 수소가 함유된 H2-N2 분위기의 소둔로 내에서 수행되는 것이 바람직하다.
한편, 상기와 같은 2차 소둔 공정은 소둔 후 곧바로 도금 공정으로 이어질 수 있는 연속용융도금설비에서 수행하는 것이 보다 바람직하다.
용융아연도금하는 단계
상기와 같은 방법으로 2차 소둔이 완료된 강판에 용융아연도금을 실시한다.
이때, 상기 용융아연도금은 당해 기술분야에 잘 알려진 방법을 통해 수행될 수 있으며 특별히 한정되는 것은 아니다. 예를 들면, 상기 용융아연도금은 용융아연도금욕에서 440℃ 내지 500℃의 침지 온도로 침지하여 도금 부착량을 조절한 후 냉각하는 방법으로 실시할 수 있다. 이때, 용융아연도금욕의 온도가 440℃ 미만인 경우에는 아연의 점도가 증가하여 도금욕 내에서 롤의 구동성이 떨어지고, 도금욕 온도가 500℃를 초과하는 경우에는 아연의 증발이 증가하기 때문에 바람직하지 않다.
이때, 상기 용융아연도금욕은 0.1 중량% 내지 0.3 중량%의 알루미늄(Al), 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 융용아연도금욕 내의 Al 함량이 0.1% 미만일 경우 소지강판과 아연도금층 계면에 형성되는 Fe-Al합금상 형성이 억제되기 때문에 Al 함량의 하한은 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, Al 함량이 0.3%를 초과하면 아연도금층 내 Al 함량이 증가하여 용접성을 저하시키는 문제가 있다.
합금화 처리하는 단계
필요에 따라, 본 발명의 제조방법은, 상기 용융아연도금하는 단계 후에 합금화 처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
이때, 합금화 속도를 증가시키기 위하여 용융아연도금욕의 Al 함량의 상한을 0.15%로 제한하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 합금화 용융아연도금층의 Fe 함량은 7 중량% 내지 13 중량%인 것이 바람직하며, 이를 위하여 합금화 온도는 500℃ 내지 600℃로 제어하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 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.
(발명예 1 내지 21 및 비교예 1 내지 18)
하기 [표 1] 및 [표 2]에 기재된 성분 및 함량의 강종 A 내지 I를 이용하여 진공용해를 통해 두께 90mm, 폭 175mm의 잉곳(ingot)으로 제조한 다음, 1200℃에서 1시간 동안 재가열하여 균질화 처리한 후 Ar3 이상인 900℃에서 열간 마무리 압연을 하여 열연강판을 제조하였다.
다음으로, 상기 열연강판을 냉각한 후 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 동안 유지한 후 로냉시킴으로써 열연 권취를 모사하였다. 상기 열간 압연된 판재를 50~60%의 냉간 압하율로 냉간 압연한 후, 1차 소둔 온도로 가열한 다음 하기 [표 4]에 나타낸 조직을 갖도록 냉각을 실시하였다. 이때, 1차 소둔 온도 및 1차 소둔로내 이슬점은 하기 [표 4]에 나타낸 것과 같이 조정하였으며, 1차 소둔로 내 분위기 가스는 수소가 5vol% 포함된 H2-N2를 사용하였다.
그 후, 상기 1차 소둔 강판을 60℃로 가열된 10 vol%의 염산 수용액에서 2초간 산세를 실시하고 수세 및 건조한 다음, [표 5]의 조건으로 2차 소둔을 실시하였다. 이때, 2차 소둔로내 분위기 가스는 수소가 5vol% 포함된 H2-N2를 사용하였다. 상기 2차 소둔 완료 후 연속 공정으로 아연도금을 실시하여 용융아연도금강판을 제조하였다. 이때, 도금 부착량은 용융아연도금강판은 한 면당 60g/m2으로 합금화 용융아연도금강판은 한 면당 45g/m2으로 조절하였다.
한편, 1차 소둔 공정 및 2차 소둔 공정에서 열처리시 참조하는 Bs(베이나이트 변태시작온도), Ms(마르텐사이트 변태시작온도), Ac1(승온시 오스테나이트 출현온도), Ac3(승온시 페라이트 완전 소멸하여 오스테나이트 단상열처리 시작하는 온도)는 아래의 널리 알려진 식을 활용하였으며, 하기 식에서 화학원소는 첨가된 원소의 wt%를 의미한다. 이를 하기 [표 3]에 나타내었다.
Bs = 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo
Ms = 539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo
Ac1 = 723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr+290As+6.38W
Ac3 = 910-203vC-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W-30Mn-11Cr-0Cu+700P +400Al+120As+400Ti
표 1 (단위: 중량%)
구분 C Si Mn Ni P S So.Al
A 0.15 1.51 2.21 - 0.011 0.005 0.03
B 0.18 1.45 2.22 - 0.012 0.004 0.51
C 0.20 1.60 2.80 - 0.010 0.003 0.05
D 0.24 1.53 2.11 0.5 0.013 0.005 0.03
E 0.21 1.50 2.60 - 0.011 0.004 0.04
F 0.18 1.41 2.60 - 0.012 0.004 0.49
G 0.08 1.38 1.71 - 0.011 0.005 0.04
H 0.15 1.51 2.21 - 0.011 0.005 0.03
I 0.24 1.53 2.11 0.5 0.013 0.005 0.03
표 2 (단위: 중량%)
구분 Ti Nb B N Bi Sb Sn 기타
A - - - 0.003 0.02 - -
B 0.021 - 0.0011 0.004 0.03 - Cr0.05
C - - - 0.004 0.04 0.01 - Mo 0.05
D - - - 0.004 - - 0.05 -
E 0.020 - - 0.004 0.02 - 0.02 -
F 0.019 0.024 - 0.004 - 0.02 0.03 V 0.005
G - - - 0.003 - - - -
H - - - 0.003 - - - -
I - - - 0.004 0.002 - - -
표 3 (단위: ℃)
구분 Bs(℃) Ms(℃) Ac1(℃) Ac3(℃)
A 591 408 743 852
B 578 395 742 1042
C 520 369 740 835
D 557 364 736 829
E 539 371 739 838
F 547 384 736 1021
G 655 453 745 887
H 591 408 743 852
I 557 364 736 829
표 4
강종 구분 1차 소둔 2차 소둔 전 미세조직 1차 소둔 후 산세 유무
소둔온도(℃) Dew Point(℃)
A 비교예 1 790 -55 마르텐사이트 ○
비교예 2 790 -10 마르텐사이트 ○
비교예 3 790 -55 베이나이트 ○
발명예 1 790 -65 베이나이트 X
발명예 2 790 -65 마르텐사이트 ○
발명예 3 790 -47 마르텐사이트 ○
발명예 4 790 -47 베이나이트 ○
B 비교예 4 - - 냉연조직 -
비교예 5 - - 냉연조직 -
비교예 6 790 -55 마르텐사이트 ○
비교예 7 790 +5 마르텐사이트 ○
발명예 5 790 -50 마르텐사이트 X
발명예 6 790 -75 마르텐사이트 ○
발명예 7 790 -75 마르텐사이트 ○
발명예 8 790 -65 베이나이트 ○
발명예 9 790 -65 베이나이트 ○
C 비교예 8 - - 냉연조직 -
비교예 9 790 -46 마르텐사이트 ○
발명예 10 790 -50 마르텐사이트 ○
발명예 11 790 -50 마르텐사이트 ○
발명예 12 790 -50 마르텐사이트 ○
D 발명예 13 790 -50 마르텐사이트 ○
발명예 14 790 -50 마르텐사이트 ○
E 비교예 10 - - 냉연조직 -
비교예 11 790 -50 마르텐사이트 ○
비교예 12 790 -50 마르텐사이트 ○
발명예 15 790 -60 마르텐사이트 ○
발명예 16 790 -50 마르텐사이트 ○
발명예 17 790 -70 마르텐사이트 ○
F 비교예 13 790 -50 마르텐사이트 ○
발명예 18 790 -50 마르텐사이트 X
발명예 19 790 -50 마르텐사이트 ○
발명예 20 790 -48 마르텐사이트 ○
발명예 21 790 -55 베이나이트 ○
G 비교예 14 790 -50 마르텐사이트 ○
H 비교예 15 790 -50 마르텐사이트 ○
비교예 16 790 -50 마르텐사이트 ○
I 비교예 17 790 -50 마르텐사이트 X
비교예 18 790 -50 마르텐사이트 ○
표 5
강종 구분 2차 소둔 도금 조건
소둔 온도(℃) Ms~Mf 범위 내로 냉각온도(℃) 재가열온도(℃) 과시효온도(℃) Dew Point(℃) 도금욕Al농도(wt%) 합금화온도(℃)
A 비교예 1 790 none none 440 -55 0.22 -
비교예 2 790 250 440 none -55 0.22 -
비교예 3 790 350 440 none -5 0.22 -
발명예 1 790 350 440 none -45 0.22 -
발명예 2 790 250 440 none -55 0.22 -
발명예 3 790 350 440 none -55 0.22 -
발명예 4 790 350 440 none -55 0.22 -
B 비교예 4 790 250 440 none -55 0.22 -
비교예 5 790 350 440 none -40 0.22 -
비교예 6 790 none none 440 -55 0.22 -
비교예 7 790 250 440 none +5 0.22 -
발명예 5 790 250 440 none -40 0.22 -
발명예 6 790 250 440 none -40 0.22 -
발명예 7 790 350 440 none -35 0.22 -
발명예 8 790 350 440 none -40 0.22 -
발명예 9 790 350 440 none -45 0.128 545
C 비교예 8 790 250 440 none -40 0.22 -
비교예 9 790 250 440 none -80 0.22 -
발명예 10 790 250 440 none -55 0.22 -
발명예 11 790 350 440 none -55 0.22 -
발명예 12 790 350 440 none -55 0.132 560
D 발명예 13 790 250 440 none -55 0.22 -
발명예 14 790 350 440 none -55 0.22 -
E 비교예 10 790 350 440 none -40 0.22 -
비교예 11 790 none none 440 -55 0.22 -
비교예 12 790 250 440 none -55 0.22 580
발명예 15 790 250 440 none -40 0.22 -
발명예 16 790 350 440 none -55 0.22 -
발명예 17 790 350 440 none -55 0.13 550
F 비교예 13 790 none none 440 -40 0.20 -
발명예 18 790 250 440 none -55 0.20 -
발명예 19 790 250 440 none -55 0.20 -
발명예 20 790 350 440 none -40 0.18 -
발명예 21 790 350 440 none -55 0.18 -
G 비교예 14 790 350 440 none -55 0.22 -
H 비교예 15 790 250 440 none -40 0.22 -
비교예 16 790 350 440 none -55 0.22 -
I 비교예 17 790 250 440 none -55 0.22
비교예 18 790 350 440 none -55 0.13 538
※ 상기 [표 4] 및 [표 5]에서,
- 2차 소둔 전 미세조직이 냉연조직인 경우는 1차 소둔 공정을 실시하지 않은 경우임.
- 2차 소둔 조건 중 Ms~Mf 범위 내로 냉각 온도 및 재가열 온도가 none으로 표현된 것은 Q&P 공정이 아닌 일반 소둔 공정이 적용된 것으로 과시효 온도로 기재된 수치로 열처리를 수행함. 이때, Q&P 공정을 수행한 경우는 과시효 온도에 none으로 표시하여 구별하였음.
(실험예 1 - 항복강도, 인장강도 및 연신율 측정)
발명예 1 내지 21 및 비교예 1 내지 18에 따라 제조된 용융아연도금강판에 대하여, 항복강도, 인장강도 및 연신율을 측정하여 하기 [표 6]에 나타내었다.
(실험예 2 - 농화도 측정)
발명예 1 내지 21 및 비교예 1 내지 18에 따라 제조된 용융아연도금강판에서, 소지강판 표층부의 Bi, Sb 및/또는 Sn의 농화를 관찰하기 위해 단면을 FIB (Focused Ion Beam)로 가공하여 3-D APT(Atom Probe Topography)의 조성 프로파일을 수행하였다. 이때, 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 소지강판 방향으로 0.05㎛ 지점에서 Bi, Sb 및/또는 Sn의 함량을 측정하고, 0.25㎛ 지점에서 Bi, Sb 및/또는 Sn의 함량을 측정한 다음, 0.25㎛지점의 Bi, Sb 및/또는 Sn 함량 대비 0.05㎛ 지점의 Bi, Sb 및/또는 Sn 함량을 비율을 계산하여 하기 [표 6]에 나타내었다.
예를 들면, Bi의 농화도는 하기와 같은 식으로 계산하였다.
Bi 농화도 = {소지강판 표층부로부터 소지강판의 깊이 방향으로 0.05㎛ 지점의 Bi함량(wt%) / 소지강판 표층부로부터 소지강판의 깊이 방향으로 0.25㎛ 지점의 Bi함량(wt%)}
표 6
강종 구분 재질 Bi, Sn, Sb농화도
항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율 (%)
A 비교예 1 562 842 23.8 Bi 4.3
비교예 2 574 846 27.9 Bi 3.8
비교예 3 568 872 27.5 Bi 3.3
발명예 1 569 871 27.8 Bi 4.9
발명예 2 576 850 28.0 Bi 4.3
발명예 3 568 872 27.5 Bi 4.1
발명예 4 540 868 24.6 Bi 4.1
B 비교예 4 380 1060 16.5 Sb 2.9
비교예 5 365 982 17.1 Sb 2.9
비교예 6 461 1033 15.2 Sb 4.2
비교예 7 598 986 21.1 Sb 5.9
발명예 5 506 995 22.5 Sb 5.6
발명예 6 505 996 22.3 Sb 6.9
발명예 7 471 1005 21.1 Sb 6.4
발명예 8 454 1020 18.5 Sb 6.1
발명예 9 467 1002 19.8 -
C 비교예 8 419 1136 15.3 Bi3.8, Sb 1.4
비교예 9 513 1177 18.2 Bi9.2, Sb 2.4
발명예 10 510 1186 18.3 Bi9.8, Sb 2.6
발명예 11 502 1175 18.6 Bi9.7, Sb 2.3
발명예 12 522 1166 18.8 -
D 발명예 13 591 986 26.9 Sn 10.6
발명예 14 550 1008 25.9 Sn 10.6
E 비교예 10 480 1286 14.6 Bi3.8, Sn 3.6
비교예 11 629 1240 15.4 Bi6.8, Sn 7.6
비교예 12 517 1206 17.2 Bi3.8, Sn 3.6
발명예 15 506 1205 17.1 Bi6.9, Sn 7.2
발명예 16 515 1247 18.1 Bi7.1, Sn 7.2
발명예 17 515 1247 18.1 -
F 비교예 13 535 1180 12.1 Sb6.9, Sn 9.2
발명예 18 552 1249 15.9 Sb6.7, Sn 9.6
발명예 19 554 1248 15.7 Sb6.6, Sn 9.3
발명예 20 564 1250 14.6 Sb6.8, Sn 9.2
발명예 21 544 1256 13.6 Sb6.7, Sn 9.5
G 비교예 14 463 644 32.7 -
H 비교예 15 576 850 28.0 -
비교예 16 568 872 27.5 -
I 비교예 17 591 986 26.9 Bi1.1
비교예 18 550 1008 25.9 -
상기 [표 6]을 참조하면, 성분계가 동일한 강종임에도 1차 소둔 공정 없이 바로 2차 소둔 공정을 실시한 경우에 비하여, 본 발명과 같이 1차 소둔 공정을 통하여 마르텐사이트 및/또는 베이나이트로 변태를 시킨 후에 2차 소둔 공정을 수행한 경우 용융아연도금강판의 연신율이 향상되었음을 알 수 있다.
예를 들면, 강종 중 E를 활용하여 1차 소둔 없이 냉연 조직을 바로 2차 소둔 공정을 수행한 비교예 10과 1차 소둔 공정을 통하여 마르텐사이트를 형성시킨 후 2차 소둔 공정을 수행한 발명예 16에 따른 용융아연도금강판의 물성을 비교하면, 유사한 강도 수준임에도 연신율이 각각 14.6% 및 18.1%로 본 발명과 같이 2차 소둔 전 1차 소둔을 통해 초기조직을 제어한 경우의 연신율이 24% (=(18.1-14.6)/14.6*100) 개선됨을 알 수 있다. 이는 종래와 같이 냉연 강판에 Q&P 공정을 수행하는 경우 열처리시에 도입되는 폴리고널 페라이트의 분율을 극도로 억제하는 본 발명에 따른 제조방법에 의해 침상의 페라이트와 침상의 오스테나이트를 확보할 수 있기 때문인 것으로 사료된다.
또한, 1차 소둔 공정을 통해 초기 조직을 마르텐사이트로 확보하더라도 2차 소둔 공정시 Q&P 공정을 수행하지 않고, 일반적인 소둔-과시효 공정을 수행한 비교예 11의 경우, 본 발명에 따른 제조방법에 의한 발명에 16과 비교할 때 연신율이 각각 15.4% 및 18.1%로 발명예 16의 경우가 연신율이 18% (=(18.1-14.6)/14.6*100)개선됨을 알 수 있다. 이는 Ms 내지 Mf 온도 범위로 냉각 후 재가열함에 따라 탄소의 재분배 구동력이 더욱 높아짐에 기인하는 것으로 사료된다.
이때, 상기 일반적인 소둔-과시효 공정은 overaging section이라고 불리는 450℃ 이하의 열처리 구간으로 저탄소강의 과시효를 통한 탄화물 석출 열처리 구간이나, TRIP강 제조에서는 베이나이트 변태를 촉진하는 열처리 구간이다. 일반적으로 상기 열처리 구간을 과시효라고 지칭하므로 본 발명에서도 동일하게 지칭하기로 한다.
한편, 본 발명의 소둔 공정을 적용한다 할지라도, 성분조성 중 탄소량이 부족한 강종인 G를 이용하여 용융아연도금강판을 제조한 비교예 14의 경우 원하는 강도의 확보가 어려웠다.
또한, 강중에 Bi, Sn, Sb중 하나 이상을 0.01 중량% 내지 0.07 중량% 첨가한 A 내지 F 강종을 사용하여 본 발명의 제조방법에 의해 제조된 발명예 1 내지 8, 10, 11, 13 내지 16 및 19 내지 21에 따른 용융아연도금강판의 경우, 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 소지강판 방향으로 0.05㎛ 지점의 Bi, Sn 및/또는 Sb의 함량이 0.25㎛ 지점에 비해 2배 이상으로 농화 되었음을 알 수 있다. 이를 통해 Si 및 Al의 표면 확산이 억제되었고, 최종 소둔 후 강판의 표면에는 Si, Al 및 Mn계 복합산화물의 농화량이 감소하였음을 알 수 있다.
(실험예 3 - 크랙 발생 유무 측정)
발명예 1 내지 21 및 비교예 1 내지 18에 따라 제조된 용융아연도금강판을 1mm의 곡율 반경을 갖는 다이를 사용하여 강판을 내각 90°로 굽힌 후 크랙(Crack) 발생 유무를 확인하여 하기 [표 7]에 나타내었다.
(실험예 4 - 표면 품질 측정)
발명예 1 내지 21 및 비교예 1 내지 18에 따라 제조된 용융아연도금강판에 대하여, 표면의 미도금 부위 존재 여부 및 정도를 육안 및 광학현미경으로 관찰하여 결과를 하기 [표 7]에 나타내었다. 이때, 평가 기준은 하기와 같다.
◎ 극히 우수 (100m2내에 미도금이 전혀 없는 강판)
○ 우수 (직경 0.2mm 미만 크기의 미도금이 100cm2 내에서 관찰되는 강판)
△ 양호 (직경 0.2mm ~ 1mm 크기의 미도금이 100cm2 내에서 관찰되는 강판)
× 극히 불량 (직경 1mm 초과 하는 크기의 미도금이 100cm2 내에서 관찰되는 강판)
(실험예 5 - 도금 밀착성 측정)
발명예 1 내지 21 및 비교예 1 내지 18에 따라 제조된 용융아연도금강판의 표면에 자동차 구조용 접착제를 도포하고 건조한 후 내각 90°로 굽힌 후 도금층이 접착제에 의해 박리되는지 여부를 관찰하여 결과를 하기 [표 7]에 나타내었다. 이때, 평가 기준은 하기와 같다.
한편, 발명예 9, 12, 17 비교예 12 및 18에 따른 합금화 용융아연도금강판의 도금 밀착성을 확인하기 위하여, 합금화 용융아연도금층에 존재하는 철의 함량을 측정하여 하기 [표 7]에 나타내었다.
표 7
강종 구분 90°Bending후 Crack 발생유무 표면품질 도금 밀착성 도금층 Fe 함량
A 비교예 1 무 ◎ 미박리 -
비교예 2 유 ○ 미박리 -
비교예 3 유 ◎ 미박리 -
발명예 1 무 △ 미박리 -
발명예 2 무 ◎ 미박리 -
발명예 3 무 ◎ 미박리 -
발명예 4 무 ◎ 미박리 -
B 비교예 4 무 ○ 미박리 -
비교예 5 무 ○ 미박리 -
비교예 6 무 ◎ 미박리 -
비교예 7 유 ◎ 미박리 -
발명예 5 무 △ 미박리 -
발명예 6 무 ◎ 미박리 -
발명예 7 무 ◎ 미박리 -
발명예 8 무 ◎ 미박리 -
발명예 9 - ◎ - 8.9
C 비교예 8 무 ○ 미박리 -
비교예 9 무 △ 박리 -
발명예 10 무 ◎ 미박리 -
발명예 11 무 ◎ 미박리 -
발명예 12 - ◎ - 9.5
D 발명예 13 무 ◎ 미박리 -
발명예 14 무 ◎ 미박리 -
E 비교예 10 무 ○ 미박리 -
비교예 11 무 ◎ 미박리
비교예 12 - ◎ - 1.3
발명예 15 무 ◎ 미박리 -
발명예 16 무 ◎ 미박리 -
발명예 17 - ◎ - 9.9
F 비교예 13 무 ◎ 미박리 -
발명예 18 무 △ 미박리 -
발명예 19 무 ◎ 미박리 -
발명예 20 무 ◎ 미박리 -
발명예 21 무 ◎ 미박리 -
G 비교예 14 무 X 박리 -
H 비교예 15 무 X 박리 -
비교예 16 무 X 박리 -
I 비교예 17 무 X 박리 -
비교예 18 - X - 8.2
상기 [표 7]에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 제조방법으로 제조된 발명예 1 내지 21에 따른 용융아연도금강판의 경우, 90°벤딩 후에도 소지 강판에 크랙이 발생하지 않았고, 표면 품질 및 도금 밀착성이 매우 우수한 것을 알 수 있다. 이는 소지 강판 내부에 내부산화물이 존재하지 않고, 용융아연과의 젖음성이 향상되었기 때문인 것으로 사료된다.
이중, 발명예 9, 12 및 17은 본 발명의 성분 조건을 만족하는 강종 A 내지 F를 사용하여 합금화 용융아연도금강판을 제조한 경우로서, 미도금이 없고 도금층 내 Fe함량이 8.9 중량% 내지 9.5 중랑%를 만족하는 것을 알 수 있다.
다만, 발명예 1, 5 및 18에 따른 용융아연도금 강판의 경우, 제조 과정 중 산세 처리를 하지 않아 다른 발명예들과 비교할 때, 표면 품질에 다소 차이가 있었으나, 표면 품질이 양호하고 및 도금 밀착성 테스트에서 미박리가 발생하지 않아 제품 생산에 적용하는 데는 문제가 없었다.
이에 반해, 비교예 2는 본 발명의 성분 조건을 만족하는 강종 A를 사용하였으나, 1차 소둔시 소둔로내 이슬점이 본 발명에서 한정한 수치의 상한을 벗어나는 경우로서 소둔 후 강 내부에 Mn, Si 및 Al계 복합산화물이 형성되어 이로 인해 굽힘 가공시 소지철에 크랙이 발생하였다.
또한, 비교예 3의 경우에는 본 발명의 성분 조건을 만족하는 강종 A를 사용하였고, 1차 소둔도 본 발명에서 한정한 범위에서 실시하였으나, 2차 소둔시 소둔로내 이슬점이 본 발명에서 한정한 수치의 상한을 벗어나는 경우로서 소둔 후 강 내부에 Mn, Si 및 Al계 복합산화물이 형성되어 이로 인해 굽힘 가공시 소지강판에 크랙이 발생하였다.
한편, 비교예 7의 경우 1차 소둔 및 2차 소둔 모두 소둔로내 이슬점이 본 발명에서 한정한 수치의 상한을 벗어나는 경우로 굽힘 가공시 소지강판에 크랙이 발생하였다.
다음으로, 비교예 9의 경우에는 2차 소둔시 소둔로내 이슬점이 본 발명에서 한정한 수치의 하한을 벗어나는 경우로서, 1차 소둔에 의해 소지철 표층부에 Si나 Al의 고갈영역이 존재하고 Bi 및 Sb 성분의 농화층이 있다 하더라도 고갈영역 아래의 Si및 Al이 표면으로 일부가 확산하여 소둔 완료 후 표면에 Si 및 Al 함량이 높은 복합산화물이 형성하였기 때문에 표면품질은 양호하나 도금층 박리가 발생하였다.
한편, 비교예 12는 합금화 용융아연도금강판을 제조한 경우로서, 도금욕 내 Al의 함량이 본 발명에서 한정한 수치 범위의 상한을 벗어나는 경우로써 도금 공정에서 합금화가 거의 진행되지 않았고, 이로 인해 용융아연도금층 내 Fe함량이 1.3%로 매우 낮은 문제점이 있었다.
또한, 비교예 14 내지 16의 경우 강중에 Bi, Sn 또는 Sb가 포함되지 않은 강종 F 및 G를 이용하여 본 발명의 제조방법과 동일한 방법으로 용융아연도금강판을 제조한 경우로서, 강도 및 연신율은 우수하였으나, 표면 품질이 극히 불량하였고, 도금층 박리가 발생하여 도금 밀착성이 떨어지는 문제점이 있었다.
나아가, 비교예 17 및 비교예 18은 본 발명에서 한정한 수치범위의 하한을 벗어나는 함량의 Bi를 포함하는 강종 I를 이용한 경우로서, 비교예 17은 Bi 농화도가 본 발명에서 한정한 범위보다 낮아 Si, Mn, Al의 표면확산 억제효과가 적고 또한 1차 소둔에서 형성된 표면산화물을 용해하지도 않아 표면품질이 극히 불량하였고, 도금층 박리가 발생하였다. 또한, 합금화 용융아연도금층이 형성된 비교예 18도 표면 품질이 극히 불량한 문제점이 있다.
상기와 같은 결과를 참조할 때, 본 발명에 따른 용융아연도금강판은 우수한 강도 및 연신율을 확보할 수 있으므로 가공 성형성이 매우 우수한 장점이 있는 것을 알 수 있다. 또한, 굽힘 가공시에도 소지강판에 크랙이 발생하지 않는 동시에, 종래에 비해 우수한 표면 품질 및 도금 밀착성을 갖는 용융아연도금강판을 얻을 수 있는 장점이 있다.
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 (23)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    비스무트(Bi), 주석(Sn) 및 안티몬(Sb)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 0.01 중량% 내지 0.07 중량% 포함하는 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 Si 및 Al 성분의 합이 1.0 중량% 이상인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판.
  3. 제1항에 있어서,
    용융아연도금강판의 미세조직은 면적분율로, 폴리고널 페라이트 5%이하, 침상 페라이트 70% 이하, 침상의 잔류 오스테나이트가 25%이하(0%는 제외) 및 잔부의 마르텐사이트를 포함하는 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 용융아연도금강판은 소지강판, 및 상기 소지강판 표면에 형성된 아연도금층을 포함하고,
    상기 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 소지강판 방향으로 0 내지 0.1㎛ 깊이에서 Bi, Sn 및 Sb으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 농화도는 소지강판 방향으로 0.2㎛ 이상의 깊이에 비해 2 내지 20배인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 아연도금층의 Fe 함량은 7 중량% 내지 13 중량%인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 용융아연도금강판의 인장강도는 780Mpa 이상인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 용융아연도금강판은, 중량%로, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1%, 바나듐(V): 0.005~0.1%, 지르코늄(Zr): 0.005~0.1% 및 텅스텐(W): 0.005~0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 용융아연도금강판은, 중량%로, 몰리브덴(Mo): 1% 이하(0%는 제외), 니켈(Ni): 1% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0%는 제외) 및 크롬(Cr): 1% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 용융아연도금강판은, 중량%로, 칼슘(Ca): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.01% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판.
  10. 중량%로, 탄소(C):0.1~0.3%, 실리콘(Si):0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 비스무트(Bi), 주석(Sn) 및 안티몬(Sb)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 0.01 중량% 내지 0.07 중량% 포함하는 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 슬라브를 1000℃ 내지 1300℃로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 800℃ 내지 950℃의 마무리 압연온도로 열간 압연하는 단계;
    상기 열간 압연된 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 냉간 압연하는 단계;
    상기 냉간 압연된 냉연강판을 이슬점(Dew Poiint)이 -45℃ 이하이고, H2-N2 가스 분위기에서, Ac3 이상의 온도로 가열한 후 유지한 다음 냉각 처리하는 1차 소둔 단계;
    상기 1차 소둔 처리된 강판을 이슬점(Dew Poiint)이 -20℃ 내지 -60℃이고, H2-N2 가스 분위기에서 Ac1 내지 Ac3의 온도 범위로 가열한 다음 유지하고, Ms(마르텐사이트 변태시작온도) 내지 Mf(마르텐사이트 변태완료온도)의 온도 범위 내로 20℃/s이상의 평균 냉각속도로 냉각한 다음, 상기 Ms 이상의 온도로 재 가열하여 1초 이상 유지하는 2차 소둔 단계; 및
    상기 2차 소둔 처리된 강판을 용융아연도금하는 단계를 포함하는 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 냉간 압연하는 단계는 25% 이상의 압하량으로 수행되는 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  12. 제10항에 있어서,
    상기 1차 소둔 단계에서 H2-N2 분위기 가스는 2vol% 이상의 수소가 포함된 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  13. 제10항에 있어서,
    상기 1차 소둔 단계를 수행한 후, 상기 냉연강판의 미세조직은 면적분율로, 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 90% 이상 포함하는 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  14. 제10항에 있어서,
    상기 1차 소둔 단계 이후에 산세 처리하는 단계를 더 포함하는 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  15. 제10항에 있어서,
    상기 2차 소둔 단계에서 H2-N2 분위기 가스는 3vol% 이상의 수소가 포함된 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  16. 제10항에 있어서,
    상기 2차 소둔 단계에서 Ms 이상의 온도로 재 가열하는 단계는 500℃ 이하의 온도 범위로 수행되는 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  17. 제10항에 있어서,
    상기 용융아연도금하는 단계는, 0.1 중량% 내지 0.3 중량%의 Al, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 450℃ 내지 500℃ 온도 범위의 도금욕에 침지시키는 방법으로 수행되는 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  18. 제10항에 있어서,
    상기 슬라브의 Si 및 Al 성분의 합이 1.0 중량% 이상인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  19. 제10항에 있어서,
    상기 슬라브는, 중량%로, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1%, 바나듐(V): 0.005~0.1%, 지르코늄(Zr): 0.005~0.1% 및 텅스텐(W): 0.005~0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  20. 제10항에 있어서,
    상기 슬라브는, 중량%로, 몰리브덴(Mo): 1% 이하(0%는 제외), 니켈(Ni): 1% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0%는 제외) 및 크롬(Cr): 1% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  21. 제10항에 있어서,
    상기 슬라브는, 중량%로, 칼슘(Ca): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.01% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  22. 제10항에 있어서,
    상기 용융아연도금하는 단계 후에 500℃ 내지 600℃ 온도 범위로 가열하여 상기 용융아연도금강판을 합금화 처리하는 단계를 더 포함하는 것인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  23. 제22항에 있어서,
    상기 합금화 처리하는 단계 후의 합금화 용융아연도금층의 Fe 함량은 7 중량% 내지 13 중량%인 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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EP3517636A4 (en) * 2016-09-26 2019-09-04 Posco COLD-ROLLED STEEL PLATE FOR HOT MOLDING WITH EXCELLENT CORROSION RESISTANCE AND POINT WELDABILITY, HOT-MOLDED ELEMENT AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101808431B1 (ko) 2016-06-21 2017-12-13 현대제철 주식회사 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
WO2019122959A1 (en) 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal A hot-dip coated steel substrate
KR102020411B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102031452B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR102153194B1 (ko) * 2018-12-18 2020-09-08 주식회사 포스코 액상금속취화(lme) 균열 저항성이 우수한 초고강도 고연성 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법
KR102276740B1 (ko) * 2018-12-18 2021-07-13 주식회사 포스코 연성 및 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102648242B1 (ko) * 2018-12-19 2024-03-18 주식회사 포스코 전기 저항 점용접성이 우수한 고강도 아연도금강판 및 그 제조방법
KR102512770B1 (ko) * 2019-03-29 2023-03-23 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 피복강 부재, 피복강판 및 그것들의 제조 방법
CN110129668B (zh) * 2019-04-25 2021-01-15 首钢集团有限公司 一种1000MPa级合金化热镀锌复相钢及其制备方法
KR102245228B1 (ko) * 2019-09-20 2021-04-28 주식회사 포스코 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판 및 이의 제조방법
KR102330604B1 (ko) * 2019-12-03 2021-11-24 주식회사 포스코 전기저항 점용접부의 피로강도가 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
KR20210069757A (ko) * 2019-12-03 2021-06-14 주식회사 포스코 표면품질과 점 용접성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
CN111455282B (zh) * 2020-05-11 2021-03-16 武汉钢铁有限公司 采用短流程生产的抗拉强度≥1500MPa淬火配分钢及方法
CN115698361B (zh) 2020-06-30 2024-02-02 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件及它们的制造方法
KR20220062962A (ko) * 2020-11-09 2022-05-17 주식회사 포스코 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
CN113249650A (zh) * 2021-04-16 2021-08-13 首钢集团有限公司 一种涂装质量良好的冷轧高强钢及其制备方法
CN117940589A (zh) 2021-09-16 2024-04-26 浦项股份有限公司 表面质量优异的高强度钢板及其制造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010116590A (ja) * 2008-11-12 2010-05-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
JP2010215998A (ja) * 2009-03-19 2010-09-30 Jfe Steel Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2011153368A (ja) * 2010-01-28 2011-08-11 Sumitomo Metal Ind Ltd 密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および製造方法
KR20130086062A (ko) * 2010-11-12 2013-07-30 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20140131203A (ko) * 2013-05-03 2014-11-12 주식회사 포스코 표면품질, 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 제조방법

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR940007374B1 (ko) 1992-07-24 1994-08-16 포항종합제철 주식회사 성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고 망간강과 그 제조방법
WO2002055751A1 (fr) * 2000-12-29 2002-07-18 Nippon Steel Corporation Plaque d'acier a placage en zinc moule a haute resistance possedant une excellente adhesion en depot et parfaitement adaptee au formage a la presse et procede de fabrication associe
JP4886118B2 (ja) 2001-04-25 2012-02-29 株式会社神戸製鋼所 溶融亜鉛めっき鋼板
WO2004022794A1 (en) 2002-09-04 2004-03-18 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
CA2513298C (en) * 2003-01-15 2012-01-03 Nippon Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and method for producing the same
DE602004027475D1 (de) 2003-04-10 2010-07-15 Arcelor France Ein herstellungsverfahren für feuerverzinktes stahlblech mit hoher festigkeit
JP4288138B2 (ja) 2003-11-05 2009-07-01 新日本製鐵株式会社 熱間成形加工用鋼板
EP1960562B1 (en) 2005-12-09 2015-08-26 Posco High strenght cold rolled steel sheet having excellent formability and coating property, zinc-based metal plated steel sheet made of it and the method for manufacturing thereof
KR100711468B1 (ko) * 2005-12-23 2007-04-24 주식회사 포스코 성형성과 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판 및용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법
KR100711475B1 (ko) 2005-12-26 2007-04-24 주식회사 포스코 용융아연도금특성이 우수한 고 가공성 고강도 강판의제조방법
KR20080060981A (ko) 2006-12-27 2008-07-02 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 아연도금용 강판 및 그 제조방법
EP2009127A1 (en) 2007-06-29 2008-12-31 ArcelorMittal France Process for manufacturing a galvanized or a galvannealed steel sheet by DFF regulation
KR20090068993A (ko) 2007-12-24 2009-06-29 현대제철 주식회사 도금성과 가공성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및그의 제조방법
KR101008117B1 (ko) 2008-05-19 2011-01-13 주식회사 포스코 표면특성이 우수한 고가공용 고강도 박강판 및용융아연도금강판과 그 제조방법
KR101008099B1 (ko) 2008-05-29 2011-01-13 주식회사 포스코 연성이 우수하고 에지부 균열이 없는 고강도 강판,용융아연도금강판 및 그 제조방법
PL2371978T3 (pl) * 2008-11-19 2018-09-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka i blacha stalowa cienka poddana obróbce powierzchni
JP5206350B2 (ja) 2008-11-19 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5392116B2 (ja) 2010-01-28 2014-01-22 新日鐵住金株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5636727B2 (ja) * 2010-04-27 2014-12-10 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5853884B2 (ja) 2012-06-29 2016-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101647224B1 (ko) * 2014-12-23 2016-08-10 주식회사 포스코 표면품질, 도금밀착성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010116590A (ja) * 2008-11-12 2010-05-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
JP2010215998A (ja) * 2009-03-19 2010-09-30 Jfe Steel Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2011153368A (ja) * 2010-01-28 2011-08-11 Sumitomo Metal Ind Ltd 密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および製造方法
KR20130086062A (ko) * 2010-11-12 2013-07-30 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20140131203A (ko) * 2013-05-03 2014-11-12 주식회사 포스코 표면품질, 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 제조방법

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3517636A4 (en) * 2016-09-26 2019-09-04 Posco COLD-ROLLED STEEL PLATE FOR HOT MOLDING WITH EXCELLENT CORROSION RESISTANCE AND POINT WELDABILITY, HOT-MOLDED ELEMENT AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
US11441205B2 (en) 2016-09-26 2022-09-13 Posco Cold-rolled steel plate for hot forming, having excellent corrosion-resistance and spot-weldability, hot-formed member, and method for manufacturing same
US11624100B2 (en) 2016-09-26 2023-04-11 Posco Co., Ltd Cold-rolled steel plate for hot forming, having excellent corrosion-resistance and spot-weldability, hot-formed member, and method for manufacturing same
US11788166B2 (en) 2016-09-26 2023-10-17 Posco Co., Ltd Cold-rolled steel plate for hot forming, having excellent corrosion-resistance and spot-weldability, hot-formed member, and method for manufacturing same
CN115505854A (zh) * 2017-11-08 2022-12-23 安赛乐米塔尔公司 一种镀锌退火钢板
US11884987B2 (en) 2017-11-08 2024-01-30 Arcelormittal Galvannealed steel sheet

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KR101630976B1 (ko) 2016-06-16
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