WO2020032446A1 - 강도 및 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

강도 및 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2020032446A1
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구민서
송태진
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a low specific gravity clad steel sheet having excellent strength and plating properties that can be used for exterior plates and inner plate structural parts such as doors and hoods of automobiles, and a method of manufacturing the same.
  • One way to reduce the weight of automobiles is to reduce the weight of parts by designing them to reduce the thickness of parts by using high-strength steel plates such as P-added ultra low carbon steel, hardened hardened steel, and abnormal tissue steel.
  • high-strength steel plates such as P-added ultra low carbon steel, hardened hardened steel, and abnormal tissue steel.
  • the thickness of the steel sheet is thin, there is a problem in that the rigidity of the component is deteriorated. Therefore, there is a limit to the weight reduction of the component to reduce the thickness of the steel sheet.
  • the use of aluminum or magnesium as a lightweight material may be considered, the aluminum or magnesium has a problem that is difficult to process because of high component manufacturing cost and low strength and ductility.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2009-287114 proposes a method of lowering the specific gravity of steel by adding a large amount of light element aluminum to carbon steel, and in order to reduce the specific gravity of steel, it is generally added to add 3.0 to 15.0% of aluminum by weight. to be. In this case, however, the addition of a large amount of aluminum having a higher oxidation tendency than iron forms a problem that the aluminum oxide film is formed on the surface of the steel even under annealing atmosphere under reducing conditions, resulting in inferior plating property.
  • the specific gravity is 7.4g / cm 3 or less, the specific gravity is more than 5% compared to the existing steel and the tensile strength is 780MPa or more is required to develop automotive steel sheet excellent in the light weight efficiency and excellent plating properties.
  • One aspect of the present invention is to provide a clad steel sheet having a high strength and low specific gravity and excellent plating properties and a method of manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention is a clad steel sheet comprising a base material and a cladding material provided on both sides of the base material, wherein the base material is in weight%, C: 0.3-0.7%, Mn: 2.0-9.0%, Al: 4.5- Ferrite-Austenitic Duplex lightweight steel sheet containing 8.0%, remaining Fe and unavoidable impurities, wherein the clad material is by weight, C: 0.0005-0.2%, Mn: 0.05-2.5%, remaining Fe and unavoidable impurities It relates to a low specific gravity clad steel sheet excellent in strength and plating property, characterized in that it is a ferritic carbon steel containing.
  • Another aspect of the invention is by weight, C: 0.3-0.7%, Mn: 2.0-9.0%, Al: 4.5-8.0%, ferrite-austenitic duplex lightweight containing the remaining Fe and inevitable impurities
  • Preparing a base material which is a steel sheet Preparing a clad material which is ferritic carbon steel containing C: 0.0005-0.2%, Mn: 0.05-2.5%, remaining Fe, and unavoidable impurities by weight; Disposing the base material between two clad materials to obtain a laminate; Heating the laminate to a temperature range of 1050 to 1350 ° C. after welding the edges of the laminate; Finishing rolling the heated laminate to a temperature range of 750 to 1050 ° C.
  • the present invention has a specific gravity of 7.4 g / cm 3 or less, a tensile strength of 780 MPa or more, and has excellent plating property and can provide a clad steel sheet which can be preferably applied to automotive steel sheets and a method of manufacturing the same.
  • the clad steel sheet according to the present invention has the effect that can be applied to cold press molding.
  • FIG. 1 It is a schematic diagram of the clad steel plate which uses a ferritic-austenitic duplex lightweight steel plate as a base material B, and a ferritic carbon steel as clad materials A and C.
  • Example 2 is a photograph of the appearance of the hot-dip galvanized zinc material of Inventive Example 1 (left) and Comparative Example 1 (right).
  • FIG. 3 is an optical microscope photograph of the boundary between the base material and the clad material of Inventive Example 1.
  • FIG. 4 shows an element distribution state of a clad steel sheet including a plating layer as a scanning electron micrograph of Inventive Example 1.
  • FIG. 5 is a graph showing an element distribution state of the clad steel sheet of Inventive Example 1 while crossing from the plating layer to the base material.
  • the present inventors have been able to manufacture steel materials with high tensile strength and low specific gravity in the conventional lightweight steel sheet, but recognize that there is a problem that aluminum oxide is generated on the surface and the plating property is inferior due to the addition of a large amount of aluminum. In order to study deeply.
  • a ferritic austenite-based lightweight steel sheet containing a large amount of aluminium which is excellent in strength and elongation, including a stable austenite phase in a ferrite matrix, and has a low specific gravity by adding a large amount of aluminum.
  • the low specific gravity clad steel sheet having excellent strength and plating property includes a base material and a clad material provided on both sides of the base material, and the base material is in weight%, C: 0.3 to 0.7%, Mn: 2.0 ⁇ 9.0%, Al: 4.5-8.0%, ferrite-austenite-based Duplex lightweight steel sheet containing the remaining Fe and unavoidable impurities, the clad material in weight%, C: 0.0005 ⁇ 0.2%, Mn: 0.05 ⁇ It is characterized in that the ferritic carbon steel containing 2.5%, the remaining Fe and unavoidable impurities.
  • the clad steel plate containing the clad material provided in the both sides of the said base material is demonstrated.
  • Base material ferrite-austenitic duplex lightweight steel sheet
  • Carbon is an element contributing to stabilization of the austenite phase, and as the content thereof increases, it is advantageous to secure the austenite phase.
  • Austenite distributed in the microstructure of the light steel sheet increases the strength and elongation at the same time. If the carbon content is less than 0.3%, there is a problem that it is difficult to secure tensile strength and elongation.
  • the content exceeds 0.7% cementite and kappa carbides are formed in the steel to increase the strength, but the ductility of the steel is significantly reduced.
  • the kappa carbide precipitates at the ferrite grain boundary to cause brittleness, so the upper limit is 0.7%. Therefore, the content of the carbon of the present invention is preferably 0.3 to 0.7%.
  • Manganese is an element that stabilizes the austenite phase together with carbon, and increases the solid solubility of carbon in the austenite phase to suppress the formation of carbides. In addition, manganese lowers the specific gravity of steel because it increases the lattice constant of steel and lowers the density of steel. If the content of manganese is less than 2.0%, it is difficult to expect the effect of inhibiting the generation of carbides, whereas if it exceeds 9.0% there is a problem in forming a band structure by the center segregation to reduce the ductility. Therefore, the content of the manganese of the present invention is preferably 2.0 to 9.0%.
  • aluminum is the most important element that serves to reduce the specific gravity of the steel. For this purpose, it is preferable to add 4.5% or more. A large amount of aluminum is preferably added to reduce specific gravity. However, when a large amount of aluminum is added, intermetallic compounds such as kappa carbide, FeAl, Fe 3 Al, etc. increase, which lowers the ductility of the steel. Therefore, the aluminum content of the present invention is preferably 4.5 to 8.0%.
  • the remaining components of the base material are iron (Fe).
  • iron Fe
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, not all of them are specifically mentioned in the present specification.
  • the lightweight steel sheet constituting the base material is in weight%, Si: 0.03 to 2.0%, Ni: 0.1 to 4.0%, N: 0.04% or less (excluding 0%), P: 0.03% or less, and S: 0.03 It may further comprise% or less.
  • Silicon is a component that can be added to improve the yield strength and tensile strength of the steel by solid solution strengthening. Since silicone is used as a deoxidizer, it can typically be included in steel at least 0.03%. However, when the silicon content exceeds 2.0%, a large amount of silicon oxide is formed on the surface during hot rolling, which lowers pickling properties and increases electrical resistivity, resulting in inferior weldability. Therefore, the content of the silicon is preferably 0.03 ⁇ 2.0%.
  • Nickel is a component that increases strength and ductility by increasing the stability of austenite, such as manganese. Therefore, it is possible to increase the strength and ductility of the steel by adding together with manganese, but when added in a large amount there is a problem that the manufacturing cost of the steel is increased, it is preferable to make the content less than 4.0%. On the other hand, since the effect of increasing the strength and ductility when added less than 0.1% is not remarkable, the content of nickel in the present invention is preferably 0.1 ⁇ 4.0%.
  • Nitrogen is an element that inevitably contains impurities as aluminum, which precipitates fine nitrides and degrades the workability of the steel, so that the content thereof is preferably as low as possible. In theory, it is desirable to control the nitrogen content as low as possible, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, the content of nitrogen in the present invention is controlled to 0.04% or less.
  • Sulfur is unavoidably contained impurity, and forms coarse manganese sulfide (MnS), which causes defects such as flange cracks, and greatly reduces the hole expandability of the steel sheet. Therefore, it is preferable to control the content as low as possible.
  • the theoretical sulfur content is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the sulfur content is controlled to 0.03% or less.
  • Carbon is an element inevitably remaining in the molten iron manufacturing process, and even if decarburization is performed in the steelmaking process, more than 0.0005% may remain in the steel.
  • carbon diffuses into austenite during annealing, so that pearlite, martensite, and bainite are dispersed in the ferrite base during cooling after annealing, thereby improving the strength of the steel.
  • the content of the carbon in the present invention is preferably 0.0005 ⁇ 0.2%.
  • Manganese is an element that is dissolved in steel to improve the strength of the steel sheet. In order to fully acquire such an effect, it is preferable that the content is 0.05% or more. On the other hand, when the content exceeds 2.5%, there is a fear of reducing the formability of the steel sheet. Therefore, the content of manganese in the present invention is preferably 0.05 ⁇ 2.5%.
  • the ferritic carbon steel constituting the cladding material is in weight%, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.04% or less (excluding 0%), P: 0.03% or less, and S: 0.03% or less It may include.
  • Aluminum interferes with the formation of iron carbides, thereby securing the low temperature transformation state of martensite and bainite, thereby improving the strength of the steel.
  • Aluminum is an element normally added for deoxidation, and excessive cost is incurred to control the content to less than 0.01%, and when the content exceeds 0.1%, surface oxide is inferior in plating property when annealing. . Therefore, the content of aluminum is preferably 0.01 ⁇ 0.1%.
  • Phosphorus is an inevitable impurity and is an element that is the main cause of deterioration of workability of steel by segregation, and therefore it is preferable to control its content as low as possible.
  • the phosphorus content is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the phosphorus content is preferably 0.03% or less.
  • Sulfur is unavoidably contained impurity, and forms coarse manganese sulfide (MnS), which causes defects such as flange cracks, and greatly reduces the hole expandability of the steel sheet. Therefore, it is preferable to control the content as low as possible.
  • the theoretical sulfur content is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the sulfur content is preferably 0.03% or less.
  • the ferritic carbon steel constituting the cladding material may further include at least one of Si: 0.03-2.0%, Ti: 0.005-0.05%, and Nb: 0.005-0.05%.
  • Silicon is dissolved in the steel sheet to improve the strength of the steel, and serves to improve the elongation of the steel by preventing the growth of iron carbide to secure residual austenite.
  • Silicon is an element present as an impurity in molten steel, an excessive cost occurs to control less than 0.03%, and when the content exceeds 2.0%, silicon is inferior in plating property by generating a surface oxide upon annealing. Therefore, the content of the silicon is preferably 0.03 ⁇ 2.0%.
  • Titanium reacts with nitrogen and carbon inside the steel to form carbonitrides to increase strength.
  • titanium is contained in 0.005% or more, but when it exceeds 0.05%, excessive precipitates are formed, thereby deteriorating castability. Therefore, the content of titanium is preferably 0.005 ⁇ 0.05%.
  • the base steel which is the internal steel of the present invention, is a ferritic-austenite-based, light-weight steel sheet containing a large amount of aluminum, including a stable austenitic phase in a ferritic base, and having excellent strength and elongation, and having a low specific gravity by adding a large amount of aluminum. It is done. However, due to the high content of aluminum added, aluminum oxide is formed on the surface in the annealing process, resulting in poor plating properties, so the exterior is not suitable for use in automotive steels. On the other hand, clad material, which is an external steel, is composed of ferritic carbon steel having excellent plating properties.
  • the specific gravity is less than 7.4g / cm 3 , it can achieve a weight reduction of more than 5% compared to the general steel, and when the parts of the same weight has the effect of increasing the rigidity by 15%.
  • the specific gravity of the clad steel sheet may be secured to 7.4 g / cm 3 or less.
  • the base material After preparing the base material and the clad material satisfying the alloy composition described above, the base material is disposed between the two clad materials to obtain a laminate. At this time, the surface of the base material and the clad material may be washed before lamination.
  • the production method of the base material and the clad material is not particularly limited in the present invention because it can be produced by applying a general manufacturing process.
  • the base material can be produced by casting molten steel produced in an electric furnace or blast furnace
  • the clad material is prepared by controlling the content of impurities that can be inevitably contained by refining and casting molten steel produced in the blast furnace Can be.
  • the rim of the laminate is heated to a temperature range of 1050 ⁇ 1350 °C.
  • a temperature range of 1050 ⁇ 1350 °C By welding the edges of the laminate, ingress of oxygen between the base material and the clad material can be prevented, and generation of oxide during heating can be prevented.
  • the heated laminate is finish rolled to a temperature range of 750 to 1050 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet. If the finish rolling temperature is less than 750 °C the rolling load is high, there is a problem that the rolling mill is difficult. On the other hand, if the finish rolling temperature exceeds 1050 °C, there is a fear that surface oxidation occurs during rolling. Therefore, the finish rolling temperature is preferably limited to 750 ⁇ 1050 °C.
  • the hot rolled steel sheet is wound at 350 to 700 ° C. If the coiling temperature is less than 350 °C the low-temperature transformation phase is generated during cooling to excessively increase the strength of the hot rolled steel sheet, the rolling load increases during cold rolling. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700 °C there is a problem that a thick oxide film is formed on the surface of the hot-rolled steel sheet is not easy to control the oxide layer during the pickling process. Therefore, the winding temperature is preferably limited to 350 ⁇ 700 °C.
  • the plating property was marked with "O” when no plating was observed and the appearance was observed, and with "X” when the surface such as unplating was poor.
  • Inventive Examples 1 to 9 satisfying both the composition and the microstructure of the present invention have a tensile strength of 780 MPa or more, a specific gravity of 7.4 g / cm 3 or less, and an excellent plating surface. It can be confirmed that it can be secured.
  • the thickness of the cladding material was about 15 ⁇ m on one side, and aluminum of the base material diffused into the cladding layer to form aluminum oxide on the surface, thereby preventing the plating property.
  • Figure 2 is a photograph of the appearance of the hot-dip galvanized zinc material of Inventive Example 1 and Comparative Example 1.
  • Inventive Example 1 is excellent in the plating property of the ferritic carbon steel which is the cladding material constituting the external steel, it can be confirmed that the clad steel sheet excellent in the plating property can be produced.
  • Comparative Example 1 it can be seen that the thickness of one side of the outer cladding layer is thinner than the thickness of the aluminum diffusion layer, so that aluminum oxide is formed on the surface of the clad steel sheet to deteriorate the plating property.
  • FIG. 3 is a cross-sectional optical microscope photograph of Inventive Example 1 photographed the boundary between the base material and the clad material.
  • the base steel plate is composed of ferrite and austenite
  • the cladding material is composed of ferrite and pearlite.
  • the pearlite of the cladding material was due to the carbon diffused from the base metal, and was produced up to 60 ⁇ m at the boundary, and did not affect the plating property.
  • both the base material and the clad have dynamic recrystallization to have a uniform microstructure.
  • Fig. 4 is a scanning electron micrograph of Inventive Example 1 showing the element distribution state of the cladding material including the plating layer. As can be seen in Figure 4, the presence of the oxide between the base material and the cladding material was not confirmed, it can be seen that the zinc plated layer is uniformly formed on the surface of the cladding material.
  • Example 5 is a measurement of the element distribution state across the base material in the plating layer of Inventive Example 1, it can be seen that the layer of manganese and aluminum diffused to the cladding material in the vicinity of the interface between the cladding material and the base material is formed to a thickness of about 20 ⁇ m have.

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Abstract

본 발명의 일 측면은 모재 및 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함하는 클래드 강판에 있어서, 상기 모재는 중량%로, C: 0.3~0.7%, Mn: 2.0~9.0%, Al: 4.5~8.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 페라이트-오스테나이트계 듀플렉스 경량강판이며, 상기 클래드재는 중량%로, C: 0.0005~0.2%, Mn: 0.05~2.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 페라이트계 탄소강인 것을 특징으로 하는 강도와 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판에 관한 것이다.

Description

강도 및 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판 및 그 제조방법
본 발명은 자동차의 도어, 후드 등 외판 및 내판 구조부품 등에 사용될 수 있는 강도 및 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 지구 온난화를 저감하기 위한 이산화탄소의 규제에 따라 자동차의 경량화가 강하게 요구되고 있다. 자동차 경량화를 위한 한 방법으로 P 첨가 극저탄소강, 소부경화강, 이상조직강과 같은 고강도 강판을 이용하여 부품의 두께를 줄이는 설계를 통해 부품중량을 줄이는 방식이 있다. 그러나 강판의 두께가 얇아지면 부품 강성이 저하되는 문제가 발생하기 때문에 강판의 두께를 줄이는 부품 경량화에는 한계가 있다.
한편, 경량소재로서 알루미늄이나 마그네슘의 사용이 고려될 수 있으나, 상기 알루미늄이나 마그네슘은 부품 제조비용이 높고 강도와 연성이 낮아 가공하기 어려운 문제가 있다.
일본 공개특허 특개 2009-287114호에서는 탄소강에 경원소인 알루미늄을 다량 첨가하여 강재의 비중을 낮추는 방법을 제시하고 있으며, 강재의 비중을 감소시키기 위해서는 중량 단위로 3.0~15.0%의 알루미늄을 첨가하는 것이 일반적이다. 그러나 이 경우, 철보다 산화경향이 높은 다량의 알루미늄 첨가에 의해 환원조건의 소둔 분위기에서도 강재 표면에 알루미늄 산화막이 형성되어 도금성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 비중이 7.4g/cm 3 이하로 기존의 강재 대비 비중이 5% 이상 낮고 인장강도가 780MPa 이상으로 부품 경량화 효율이 우수하면서 아울러 도금성이 우수한 자동차용 강판의 개발이 필요한 실정이다.
본 발명의 일 측면은 높은 강도와 낮은 비중을 갖는 동시에 도금성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 모재 및 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함하는 클래드 강판에 있어서, 상기 모재는 중량%로, C: 0.3~0.7%, Mn: 2.0~9.0%, Al: 4.5~8.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 페라이트-오스테나이트계 듀플렉스(Duplex) 경량강판이며, 상기 클래드재는 중량%로, C: 0.0005~0.2%, Mn: 0.05~2.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 페라이트계 탄소강인 것을 특징으로 하는 강도 및 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판에 관한 것이다.
본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.3~0.7%, Mn: 2.0~9.0%, Al: 4.5~8.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 페라이트-오스테나이트계 듀플렉스(Duplex) 경량강판인 모재를 준비하는 단계; 중량%로, C: 0.0005~0.2%, Mn: 0.05~2.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 페라이트계 탄소강인 클래드재를 준비하는 단계; 두 개의 상기 클래드재 사이에 상기 모재를 배치하여 적층물을 얻는 단계; 상기 적층물의 테두리를 용접한 후 1050~1350℃의 온도 범위로 가열하는 단계; 상기 가열된 적층물을 750~1050℃의 온도 범위로 마무리 압연하여 열연 강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 350~700℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 산세 후 냉간압하율 35~90%를 적용하여 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및 상기 냉연 강판을 550℃ 이상 상기 클래드재의 A3+50℃ 이하의 온도범위에서 소둔하는 단계를 포함하는 높은 강도와 낮은 비중을 갖는 동시에, 도금성이 우수한 클래드 강판의 제조방법에 관한 것이다.
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 있다.
본 발명에 의하면, 7.4g/cm 3 이하의 비중, 780MPa 이상의 인장강도를 가지는 동시에 도금성이 우수하여 자동차용 강판에 바람직하게 적용할 수 있는 클래드 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다. 또한, 본 발명에 따른 클래드 강판에는 냉간 프레스 성형을 적용할 수 있는 효과가 있다.
도 1 은 페라이트-오스테나이트계 듀플렉스(Duplex) 경량강판을 모재(B)로 하고, 페라이트계 탄소강을 클래드재(A 및 C)로 하는 클래드 강판의 모식도이다.
도 2 는 발명예 1 (왼쪽) 및 비교예 1 (오른쪽)의 용융도금아연재의 외관을 촬영한 사진이다.
도 3 은 발명예 1 의 모재와 클래드재의 경계부를 촬영한 광학현미경 사진이다.
도 4 는 발명예 1 의 주사전자현미경사진으로서 도금층을 포함하는 클래드 강판의 원소분포상태를 나타내고 있다.
도 5 는 발명예 1 의 클래드 강판에 대해 도금층에서부터 모재까지 가로지르며 원소분포 상태를 측정한 것을 나타낸 그래프이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 종래의 경량강판에 있어서 인장강도가 높고 비중이 낮은 강재의 제조는 가능하나, 다량의 알루미늄 첨가에 의해 표면에 알루미늄 산화물이 생성되어 도금성이 열위해지는 문제가 있다는 점을 인지하고 이를 해결하기 위해 깊이 연구하였다.
그 결과, 페라이트 기지에 안정한 오스테나이트상을 포함하여 강도와 연신률이 우수하며, 다량의 알루미늄 첨가에 의해 비중이 낮은, 페라이트-오스테나이트계이며 알루미늄을 다량 함유하는 경량강판을 모재로 하고, 도금성이 우수한 페라이트계 탄소강을 클래드재로 하는 복합강판을 제조함으로써, 강도와 저비중을 구현할 수 있는 것은 물론 도금성이 우수한 자동차용 강판을 제조하는 것이 가능하다는 것을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 강도와 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 강도 및 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판은 모재 및 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함하고, 상기 모재는 중량%로, C: 0.3~0.7%, Mn: 2.0~9.0%, Al: 4.5~8.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 페라이트-오스테나이트계 듀플렉스(Duplex) 경량강판이며, 상기 클래드재는 중량%로, C: 0.0005~0.2%, Mn: 0.05~2.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 페라이트계 탄소강인 것을 특징으로 한다.
이하, 본 발명의 모재와 클래드재에 대하여 각각 설명한 후, 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함하는 클래드 강판에 대하여 설명한다.
모재 (페라이트-오스테나이트계 듀플렉스 경량강판)
이하, 본 발명의 일 측면인 클래드 강판의 모재를 구성하는 경량강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 각 원소 함량의 단위의 '%' 는 특별한 언급이 없는 한 '중량%'이다.
탄소(C): 0.3~0.7%
탄소는 오스테나이트 상의 안정화에 기여하는 원소로서, 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 상을 확보하는 데 유리하다. 경량강판의 미세조직 내에 분포하는 오스테나이트는 강도와 연신률을 동시에 증가시키는 역할을 한다. 이러한 탄소의 함량이 0.3% 미만이면 인장강도와 연신률을 확보하기 어려운 문제가 있다. 한편, 그 함량이 0.7%를 초과하게 되면 강재 내에 세멘타이트와 카파탄화물이 생성되어 강도는 증가하지만, 강의 연성이 현저히 저하된다. 특히, 알루미늄이 첨가된 강에서는 카파탄화물이 페라이트 결정립계에 석출하여 취성을 일으키므로 상한을 0.7%로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명의 상기 탄소의 함량은 0.3~0.7%인 것이 바람직하다.
망간(Mn): 2.0~9.0%
망간은 탄소와 함께 오스테나이트 상을 안정화시키는 원소이며, 오스테나이트상 내에 탄소의 고용도를 증가시켜 탄화물의 생성을 억제하는 작용을 한다. 또한 망간은 강의 격자상수를 증가시켜 강의 밀도를 저하시키기 때문에 강재의 비중을 낮추는 역할을 한다. 망간의 함량이 2.0% 미만이면 탄화물 생성을 억제하는 효과를 기대하기 어려우며, 반면 9.0%를 초과하게 되면 중심편석에 의한 밴드조직을 형성하여 연성을 저하시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명의 상기 망간의 함량은 2.0~9.0%인 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 4.5~8.0%
본 발명에서 알루미늄은 강재의 비중을 저감시키는 역할을 하는 가장 중요한 원소이다. 이를 위해서는 4.5% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄은 비중저감을 위해 다량 첨가하는 것이 바람직하지만, 다량 첨가하게 되면 카파탄화물이나 FeAl, Fe 3Al 등의 금속간화합물이 증가하여 강의 연성을 저하시키므로 그 상한을 8.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명의 상기 알루미늄 함량은 4.5~8.0%인 것이 바람직하다.
상기 모재의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상기 조성 이외에 모재를 구성하는 경량강판은 중량%로, Si: 0.03~2.0%, Ni: 0.1~4.0%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), P: 0.03% 이하, 및 S: 0.03% 이하를 추가로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.03~2.0%
실리콘은 고용강화에 의한 강의 항복강도 및 인장강도를 개선하기 위하여 첨가할 수 있는 성분이다. 실리콘은 탈산제로 사용되기 때문에 통상적으로 0.03% 이상 강중에 포함될 수 있다. 다만 실리콘의 함량이 2.0%를 초과하게 되면 열간압연시 표면에 실리콘 산화물이 다량 형성되어 산세성을 저하시키고, 전기 비저항을 증가시켜 용접성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 상기 실리콘의 함량은 0.03~2.0%인 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.1~4.0%
니켈은 망간과 같이 오스테나이트의 안정성을 증대시켜 강도와 연성을 증가시키는 성분이다. 따라서 망간과 함께 첨가하여 강의 강도와 연성을 증가시킬 수 있으나, 다량 첨가하게 되는 경우 강의 제조원가가 증대되는 문제가 있으므로 그 함량을 4.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 0.1% 미만 첨가 시 강도와 연성 증가의 효과가 현저하지 않으므로, 본 발명에서 니켈의 함량은 0.1~4.0%인 것이 바람직하다.
질소(N): 0.04% 이하(0%는 제외)
질소는 불가피하게 함유되는 불순물로써 알루미늄과 작용하여 미세한 질화물을 석출시켜 강의 가공성을 저하시키는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮추는 것이 바람직하다. 이론상 질소의 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 질소의 함량은 0.04% 이하로 관리한다.
인(P): 0.03% 이하
인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 편석에 의해 강의 가공성을 저하시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인 함량을 0.03% 이하로 관리한다.
황(S): 0.03% 이하
황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 플렌지 크랙과 같은 결함을 발생시키며, 강판의 구멍확장성을 크게 저하시키므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상의 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황 함량을 0.03% 이하로 관리한다.
한편, 본 발명에서 모재를 구성하는 경량강판은 상기 성분계를 만족할 뿐만 아니라 강판의 미세조직으로 페라이트 및 오스테나이트로 이루어지는 복합조직을 포함할 수 있다. 상기 경량강판은 이상조직강, 즉 듀플렉스(Duplex) 강일 수 있다. 보다 바람직하게는 페라이트 기지에 잔류 오스테나이트를 면적분율로 10~50% 포함할 수 있다. 상기와 같은 미세조직을 확보함으로써 원하는 강도와 연신률을 동시에 확보할 수 있다.
클래드재(페라이트계 탄소강)
이하, 본 발명의 일 측면인 클래드 강판의 클래드재를 구성하는 페라이트계 탄소강의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%이다.
탄소(C): 0.0005~0.2%
탄소는 용선을 제조하는 공정에서 불가피하게 잔류되는 원소로서 제강공정의 탈탄 공정을 실시하더라도 0.0005% 이상은 강중에 잔류할 수 있다. 또한 탄소는 소둔과정에서 오스테나이트로 확산하여 소둔 후의 냉각과정에서 펄라이트, 마르텐사이트, 베이나이트를 페라이트 기지 내에 분산되도록 하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 반면, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 강판의 용접성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 탄소의 함량은 0.0005~0.2%인 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.05~2.5%
망간은 강중에 고용되어 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 그 함량이 0.05% 이상인 것이 바람직하다. 반면에, 그 함량이 2.5%를 초과하게 되면 강판의 성형성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서 망간의 함량은 0.05~2.5%인 것이 바람직하다.
상기 클래드재의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상기 조성 이외에 클래드재를 구성하는 페라이트계 탄소강은 중량%로, Al: 0.01~0.1%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), P: 0.03% 이하, 및 S: 0.03% 이하를 추가로 포함할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
알루미늄은 철탄화물의 생성을 방해하여 마르텐사이트, 베이나이트 등의 저온변태상을 확보함으로써 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 알루미늄은 통상적으로 탈산을 위해 첨가하는 원소로 그 함량을 0.01% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 비용이 발생하며, 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 소둔시 표면산화물을 생성하여 도금성을 열위하게 한다. 따라서, 상기 알루미늄의 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다.
질소(N): 0.04% 이하(0%는 제외)
질소는 불가피하게 함유되는 원소로써 강중에 잔류하는 알루미늄과 반응하여 질화알루미늄(AlN)을 생성하며, 생성된 질화알루미늄은 연주시 표면 균열을 야기할 수 있다. 따라서, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하나 제조 공정상 필연적으로 함유될 수밖에 없다. 질소는 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 질소 함량은 0.04% 이하인 것이 바람직하다.
인(P): 0.03% 이하
인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 편석에 의해 강의 가공성을 저하시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 인 함량은 0.03% 이하인 것이 바람직하다.
황(S): 0.03% 이하
황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 플렌지 크랙과 같은 결함을 발생시키며, 강판의 구멍확장성을 크게 저하시키므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상의 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 황 함량은 0.03% 이하인 것이 바람직하다.
또한, 상기 조성 이외에 클래드재를 구성하는 페라이트계 탄소강은 중량%로, Si: 0.03~2.0%, Ti: 0.005~0.05% 및 Nb: 0.005~0.05% 중 1 이상을 추가로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.03~2.0%
실리콘은 강판 내에 고용되어 강의 강도를 향상시키고, 철탄화물의 성장을 방해하여 잔류 오스테나이트를 확보함으로써 강의 연신률을 향상시키는 역할을 한다. 실리콘은 용강 중에 불순물로 존재하는 원소로 0.03% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 비용이 발생하며, 그 함량이 2.0%를 초과하는 경우 소둔시 표면산화물을 생성하여 도금성을 열위하게 한다. 따라서, 상기 실리콘의 함량은 0.03~2.0%인 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.005~0.05%
티타늄은 강재 내부의 질소 및 탄소와 반응하여 탄질화물을 형성하여 강도를 증가시키는 역할을 한다. 이를 위해서 티타늄은 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하지만, 0.05%를 초과하는 경우 침전물이 과다하게 형성되어 주조성을 악화시킨다. 따라서, 상기 티타늄의 함량은 0.005~0.05%인 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.005~0.05%
니오븀은 티타늄과 같은 탄질화물 형성원소로서 강재 내부의 질소 및 탄소와 반응하여 강도를 증가시키는 역할을 한다. 이를 위해서 니오븀은 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하지만, 0.05%를 초과하는 경우 침전물이 과다하게 형성되어 주조성을 악화시킨다. 따라서, 상기 니오븀의 함량은 0.005~0.05%인 것이 바람직하다.
한편, 본 발명에서 클래드재를 구성하는 페라이트계 탄소강은 상기 성분계를 만족할 뿐만 아니라 기지조직이 페라이트이며 제 2 상으로서 탄화물, 펄라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 중 1 종 이상을 포함할 수 있다. 또한 도 3 에서 볼 수 있는 바와 같이, 본 발명의 클래드 강판의 클래드재 내 모재측에는 펄라이트가 형성될 수 있다. 이러한 클래드재의 펄라이트는 모재로부터 확산된 탄소에 기인한 것으로서, 경계부로부터 일정 깊이까지 형성되고, 클래드 강판의 도금성에는 영향을 미치지 않는 것으로 확인되었다. 상기와 같은 미세조직을 확보함으로써, 성형성과 우수한 도금 밀착성을 확보할 수 있다.
클래드 강판
본 발명의 일 측면에 따른 클래드 강판은 상술한 모재 및 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함한다.
클래드 강판이란 두 가지 이상의 금속재료의 표면을 야금학적으로 접합하여 일체화시킨 적층형의 복합재료로 정의된다. 일반적으로 클래드 강판은 니켈(Ni)이나 구리(Cu)와 같은 귀금속을 클래드재로 사용하여 극한 부식환경 등의 특수목적 하에서 사용되어 왔으나, 본 발명에서는 높은 강도와 낮은 비중 및 도금성을 모두 우수하게 하기 위하여 상술한 페라이트 및 오스테나이트로 이루어지는 복합조직을 가지며 고알루미늄을 함유하는 경량강판을 모재로 하고, 모재의 양측면에 페라이트계 탄소강을 클래드재로 포함하는 클래드 강판을 제안한 것이다.
본 발명의 내부 강재인 모재는 페라이트 기지에 안정한 오스테나이트상을 포함하여 강도와 연신률이 우수하며, 다량의 알루미늄 첨가에 의해 비중이 낮은, 페라이트-오스테나이트계이며 알루미늄을 다량 함유하는 경량강판인 것을 특징으로 한다. 하지만 첨가된 높은 함량의 알루미늄으로 인해 소둔공정에서 표면에 알루미늄 산화물이 생성되어 도금성이 열위해지므로 외관은 자동차 강재로 사용하기에 부적합하다. 반면에 외부강재인 클래드재는 도금성이 우수한 페라이트계 탄소강으로 구성된다.
이와 같이, 상술한 모재 및 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함함으로써 강도가 높고 비중이 낮으면서도 도금성이 우수한 효과를 얻을 수 있다.
한편, 본 발명의 클래드 강판의 상기 모재 및 상기 클래드재 사이에서는 제조공정의 열간 압연과 소둔 공정에 의해 성분차이에 의한 원소 농도의 구배가 발생하고, 계면에서는 원소의 확산이 진행된다. 특히, 알루미늄은 함량이 높은 모재에서 클래드재로 이동하게 되어 국부적으로 알루미늄 함량이 높은 영역이 클래드재 내에 생성된다. 즉, 클래드 강판의 클래드재 내에 일정 두께의 알루미늄 확산층이 생성되게 된다. 만일 클래드재의 두께가 상기 알루미늄 확산층의 두께보다 얇은 경우, 모재의 알루미늄이 클래드재 표면까지 확산되고 클래드재 표면에 알루미늄 산화물이 형성되어 도금성을 확보할 수 없는 문제가 발생한다. 따라서 클래드재의 편면 두께는 알루미늄 확산층의 두께보다 두꺼운 것이 바람직하다.
본 발명에서는 알루미늄의 확산거리를 고려하였을 때, 클래드층의 두께가 25㎛ 이상인 경우 도금성에 미치는 영향이 없는 것으로 확인되었다. 따라서 상기 클래드재의 편면 두께는 25㎛ 이상인 것이 바람직하다. 여기서 클래드재의 편면 두께는 모재의 일 측면에 구비된 1 매의 클래드재의 두께를 의미하며, 클래드재의 양면 두께는 모재의 양 측면에 구비된 2 매의 클래드재 두께의 합을 의미한다.
또한 상기 클래드재의 양면 두께의 합은 상기 클래드 강판 총 두께의 30% 이하일 수 있다. 여기서 클래드 강판의 총 두께는 모재의 두께와 상기 클래드재의 양면 두께를 모두 더한 두께를 의미하며, 만일 클래드재의 일면에 도금층이 형성되어 있는 경우 그 도금층의 두께도 포함한다. 클래드재의 두께가 과도하게 두꺼운 경우, 본 발명에서 이룩하고자 하는 비중 7.4g/cm 3 이하를 확보할 수 없다. 비중이 7.4g/cm 3 이하인 경우, 일반 강재 대비 5% 이상의 경량화를 이룰 수 있으며, 동일 무게의 부품인 경우 강성이 15% 증가하는 효과가 있다. 모재에 함유되는 알루미늄 함량에 따라 다소 차이는 있을 수 있겠으나, 클래드재의 두께가 클래드 강판두께의 30% 이하인 경우, 클래드 강판의 비중을 7.4g/cm 3 이하로 확보할 수 있다.
또한, 상기 클래드 강판은 인장강도가 780MPa 이상이며, 연신율이 30% 이상일 수 있다. 이러한 인장강도 및 연신율을 확보함으로써, 자동차 구조부재 등에 바람직하게 적용될 수 있다.
또한, 상기 클래드 강판은 용융도금방식에 의해 생성된 도금층을 추가로 포함할 수 있으며, 상기 도금층은 Zn계, Zn-Fe계, Zn-Al계, Zn-Mg계, Zn-Mg-Al계, Zn-Ni계, Al-Si계 및 Al-Si-Mg계로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 강도 및 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 강도 및 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 페라이트-오스테나이트계 듀플렉스 경량강판인 모재를 준비하는 단계; 상술한 합금조성을 만족하는 페라이트계 탄소강인 클래드재를 준비하는 단계; 두 개의 상기 클래드재 사이에 상기 모재를 배치하여 적층물을 얻는 단계; 상기 적층물의 테두리를 용접한 후 1050~1350℃의 온도 범위로 가열하는 단계; 상기 가열된 적층물을 750~1050℃의 온도 범위로 마무리 압연하여 열연 강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 350~700℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 산세 후 냉간압하율 35~90%를 적용하여 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및 상기 냉연 강판을 550℃ 이상 상기 클래드재의 A3+50℃ 이하의 온도범위에서 소둔하는 단계를 포함한다.
상술한 합금조성을 만족하는 모재와 클래드재를 준비한 후, 두 개의 상기 클래드재 사이에 상기 모재를 배치하여 적층물을 얻는다. 이때, 적층 전에 모재와 클래드재의 표면을 세척할 수 있다.
상기 모재와 클래드재의 제조방법은 일반적인 제조공정을 적용하여 생산할 수 있으므로 본 발명에서는 특별히 한정하지는 않는다. 다만 바람직한 일 예로, 상기 모재는 전기로 또는 고로에서 생산된 용강을 주조하여 제조할 수 있고, 상기 클래드재는 고로에서 생산된 용강을 정련 및 주조하여 불가피하게 함유될 수 있는 불순물 함량을 제어하여 제조할 수 있다.
상기 적층물의 테두리를 용접한 후 1050~1350℃의 온도 범위로 가열한다. 적층물의 테두리를 용접함으로써, 모재와 클래드재 사이로 산소가 침입하는 것을 방지할 수 있어, 가열시 산화물의 생성을 방지할 수 있다.
상기 가열 온도가 1050℃ 미만인 경우 열간압연시 마무리 압연온도의 확보가 어려우며, 온도 감소에 의한 압연하중이 증가하여 소정의 두께까지 충분히 압연하기 어려운 문제가 있다. 반면, 가열 온도가 1350℃를 초과하는 경우에는 결정입도가 증가하고, 표면산화가 발생하여 강도가 감소하거나 표면이 열위되는 경향이 있으므로 바람직하지 못하다. 또한, 연주슬라브의 주상정입계에 액상막이 생성되므로 후속되는 열간압연시 균열이 발생할 우려가 있다. 따라서, 상기 가열 온도는 1050~1350℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 가열된 적층제를 750~1050℃의 온도 범위로 마무리 압연하여 열연 강판을 얻는다. 상기 마무리 압연온도가 750℃ 미만이면 압연하중이 높아져 압연기에 무리가 가는 문제가 있다. 반면, 마무리 압연온도가 1050℃를 초과하는 경우, 압연시 표면 산화가 발생할 우려가 있다. 따라서, 상기 마무리 압연온도는 750~1050℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 열연강판을 350~700℃에서 권취한다. 권취온도가 350℃ 미만인 경우에는 냉각 중 저온변태상이 생성되어 열연 강판의 강도가 과도하게 증가하여, 냉간 압연시 압연부하가 증가한다. 반면, 권취온도가 700℃를 초과하는 경우에는 열연강판 표면에 두꺼운 산화막이 생성되어 산세 과정에서 산화층의 제어가 용이하지 않게 되는 문제가 있다. 따라서, 상기 권취온도는 350~700℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 권취된 열연강판을 산세 후 냉간압하율 35~90%를 적용하여 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압하율이 35% 미만인 경우에는 클래드재를 구성하는 페라이트계 탄소강의 재결정이 원활히 일어나지 못하여 가공성이 열위해지는 문제가 있다. 반면에, 냉간압하율이 90%를 초과하는 경우에는 압연부하로 인해 판파단의 발생가능성이 높아지는 문제가 있다. 따라서, 냉간압연 단계에서의 상기 냉간압하율은 35~90%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 냉연 강판을 550℃ 이상 상기 클래드재의 A3+50℃ 이하의 온도범위에서 소둔한다. 냉간 압연에 의해 형성된 다수의 전위는 소둔시 정적재결정에 의해 감소되며, 이는 강의 가공성을 확보할 수 있게 한다. 소둔 온도가 550℃ 미만인 경우에는 충분한 가공성을 확보할 수 없다. 반면 클래드재의 A3+50℃를 초과하는 온도에서 소둔하는 경우, 클래드재의 결정립도가 조대해지므로 강의 강도를 저하시킬 수 있다. 따라서, 소둔온도는 550℃ 이상 상기 클래드재의 A3+50℃ 이하의 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 소둔하는 단계 후, 용융도금방법으로 도금하여 도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함할 수 있으며, 상기 도금층은 Zn계, Zn-Fe계, Zn-Al계, Zn-Mg계, Zn-Mg-Al계, Zn-Ni계, Al-Si계 및 Al-Si-Mg계로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종일 수 있다.
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.
(실시예)
하기 표 1 에 나타낸 성분조성을 갖는 탄소강과 경량강판의 강괴를 준비하여, 강괴의 표면을 세척한 후 2 개의 탄소강 사이에 경량강판을 배치하여 하기 표 2의 적층비를 갖도록 3 겹 적층물을 제작하였다. 이후, 적층물의 경계면을 따라서 용접봉을 사용하여 아크 용접하였다. 상기 경계면이 용접된 적층물을 1150℃의 가열로에서 1시간 재가열 한 후 900℃의 마무리 압연온도로 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후 상기 열연강판을 550℃로 권취한 다음, 산세 후 50%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 그 다음, 소둔 온도를 820℃로 하여 5% H 2가 포함된 N 2 분위기에서 소둔하여 용융아연도금을 실시하였다.
제조된 각각의 시편에 대해 기계적 성질과 도금성을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다. 만능인장실험기를 이용하여 인장실험을 실시한 뒤, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 균일연신율(UEL) 및 총연신율(TEL)을 측정하였다. 항복강도(YS)와 인장강도(TS)의 단위는 MPa이며, 총연신율(TEL)의 단위는 %이다.
비중은 강판을 100×100mm의 크기로 제작한 뒤, 상온에서 무게를 측정하고, 이 후 직경 0.05mm의 철사에 매달아 상온의 물이 수용된 비커에 침지시킨 뒤 무게를 측정하는 방식으로 측정하였다. 기준이 되는 물의 비중은 1g/cc로 하였다.
도금성은 외관을 관찰하여 미도금이 발생하지 않은 경우 "O"로 표기하고, 미도금이 발생하는 등의 표면이 불량한 경우 "X"로 표기하였다.
Figure PCTKR2019009268-appb-img-000001
상기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
Figure PCTKR2019009268-appb-img-000002
상기 표 1 및 표 2 를 보면 알 수 있듯이, 본 발명의 조성과 미세조직을 모두 만족하는 발명예 1　내지　발명예　9 는 780MPa 이상의 인장강도와 7.4g/cm 3 이하의 비중, 그리고 우수한 도금표면을 확보할 수 있음을 확인할 수 있다.
이에 반해, 비교예 1 은 클래드재의 두께가 편측 15㎛ 수준으로 모재의 알루미늄이 클래드층으로 확산하여 표면에 알루미늄 산화물이 형성되어 도금성을 확보할 수 없었다.
한편, 비교예 2 는 클래드층의 두께비가 30% 이상이 되어 7.4g/cm 3 이하의 비중을 확보할 수 없었다.
도 2 는 발명예 1 및 비교예 1 의 용융도금아연재의 외관을 촬영한 사진이다. 발명예 1 은 외부강재를 구성하는 클래드재인 페라이트계 탄소강의 도금성이 우수하여, 도금성이 우수한 클래드강판을 제조할 수 있음을 확인할 수 있다. 반면에, 비교예 1 은 외부 클래드층의 편면 두께가 알루미늄 확산층의 두께보다 얇아 클래드 강판의 표면에 알루미늄 산화물이 형성되어 도금성이 열위해진 것을 확인할 수 있다.
도 3 은 발명예 1 의 단면 광학현미경 사진으로 모재와 클래드재의 경계부를 촬영한 것이다. 모재인 경량강판은 페라이트와 오스테나이트로 구성되어 있으며, 클래드재는 페라이트와 펄라이트로 구성되어 있다. 클래드재의 펄라이트는 모재에서 확산된 탄소에 기인한 것으로 경계부에서 60㎛까지 생성되었으며 도금성에는 영향을 미치지 않았다. 또한, 모재와 클래드 모두 동적 재결정이 완료되어 균일한 미세조직을 갖는 것을 확인할 수 있다.
도 4 는 발명예 1 의 주사전자현미경사진으로서, 도금층을 포함하는 클래드재의 원소분포상태를 나타내고 있다. 도 4 에서 볼 수 있는 바와 같이 모재와 클래드재 사이에 산화물의 존재는 확인되지 않았으며, 클래드재의 표면에는 아연도금층이 균일하게 생성된 것을 확인할 수 있다.
도 5 는 발명예 1 의 도금층에서 모재를 가로지르며 원소분포 상태를 측정한 것으로, 클래드재와 모재의 계면인근에서 망간과 알루미늄이 클래드재로 확산한 층이 약 20㎛의 두께로 형성된 것을 확인할 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 통상의 기술자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (13)

  1. 모재 및 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함하는 클래드 강판에 있어서,
    상기 모재는 중량%로, C: 0.3~0.7%, Mn: 2.0~9.0%, Al: 4.5~8.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 페라이트-오스테나이트계 듀플렉스(Duplex) 경량강판이며,
    상기 클래드재는 중량%로, C: 0.0005~0.2%, Mn: 0.05~2.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 페라이트계 탄소강인 강도와 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 경량강판은 중량%로, Si: 0.03~2.0%, Ni: 0.1~4.0%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), P: 0.03% 이하, 및 S: 0.03% 이하를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 페라이트계 탄소강은 중량%로, Al: 0.01~0.1%, N: 0.04% 이하(0%는 제외), P: 0.03% 이하, 및 S: 0.03% 이하를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판.
  4. 제 3 항에 있어서,
    상기 페라이트계 탄소강은 중량%로, Si: 0.03~2.0%, Ti: 0.005~0.05% 및 Nb: 0.005~0.05% 중 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 클래드재의 편면 두께는 25㎛ 이상이며, 양면 두께의 합은 상기 클래드 강판 총 두께의 30% 이하인 것을 특징으로 하는 강도와 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 클래드 강판은 인장강도가 780MPa 이상이며, 비중이 7.4g/cm 3 이하인 것을 특징으로 하는 강도와 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판.
  7. 제 1 항에 있어서,
    상기 경량강판의 미세조직은 페라이트 기지에 잔류 오스테나이트를 면적분율로 10~50% 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판.
  8. 제 1 항에 있어서,
    상기 페라이트계 탄소강의 미세조직은 기지조직이 페라이트이며 제 2 상으로서 탄화물, 펄라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 중 1 종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판.
  9. 제 1 항에 있어서,
    상기 클래드 강판은 상기 클래드재의 표면에 형성된 도금층을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판.
  10. 제 9 항에 있어서,
    상기 도금층은 Zn계, Zn-Fe계, Zn-Al계, Zn-Mg계, Zn-Mg-Al계, Zn-Ni계, Al-Si계 및 Al-Si-Mg계로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종인 것을 특징으로 하는 강도와 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판.
  11. 중량%로, C: 0.3~0.7%, Mn: 2.0~9.0%, Al: 4.5~8.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 페라이트-오스테나이트계 듀플렉스(Duplex) 경량강판인 모재를 준비하는 단계;
    중량%로, C: 0.0005~0.2%, Mn: 0.05~2.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 페라이트계 탄소강인 클래드재를 준비하는 단계;
    두 개의 상기 클래드재 사이에 상기 모재를 배치하여 적층물을 얻는 단계;
    상기 적층물의 테두리를 용접한 후 1050~1350℃의 온도 범위로 가열하는 단계;
    상기 가열된 적층물을 750~1050℃의 온도 범위로 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 350~700℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 산세 후 냉간압하율 35~90%를 적용하여 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
    상기 냉연강판을 550℃ 이상 상기 클래드재의 A3+50℃ 이하의 온도범위에서 소둔하는 단계를 포함하는 강도와 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판의 제조방법.
  12. 제 11 항에 있어서,
    상기 소둔하는 단계 후에, 용융도금방법으로 도금하여 도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도 및 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판의 제조방법.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 도금층은 Zn계, Zn-Fe계, Zn-Al계, Zn-Mg계, Zn-Mg-Al계, Zn-Ni계, Al-Si계 및 Al-Si-Mg계로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1 종인 것을 특징으로 하는 강도 및 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판의 제조방법.
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