WO2021125885A1 - 표면품질과 전기저항 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

표면품질과 전기저항 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
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    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
    • C23C28/023—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only
    • C23C28/025—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only with at least one zinc-based layer
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    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
    • C23C28/322—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer only coatings of metal elements only
    • C23C28/3225—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer only coatings of metal elements only with at least one zinc-based layer
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    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/34—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates
    • C23C28/345—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent surface quality and electrical resistance spot weldability and a method for manufacturing the same.
  • High-strength steel usually means steel having a strength of 490 MPa or more, but is not necessarily limited thereto, but transformation induced plasticity (TRIP) steel, twin induced plasticity (TWIP) steel, abnormal structure ( Dual Phase (DP) steel, Complex Phase (CP) steel, etc. may correspond to this.
  • automotive steel is supplied in the form of a plated steel sheet plated on the surface to secure corrosion resistance.
  • galvanized steel sheet GI steel sheet
  • alloyed galvanized steel sheet GA
  • alloying elements such as Si, Al, and Mn, which are contained in large amounts in high-strength steel sheets, diffuse to the surface of the steel sheet during the manufacturing process to form surface oxides.
  • the wettability of zinc is greatly reduced, resulting in non-plating, etc.
  • the surface quality may be deteriorated.
  • a hot-dip galvanized steel sheet having excellent surface quality and spot weldability and a method for manufacturing the same.
  • the object of the present invention is not limited to the above. Those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains will have no difficulty in understanding the additional problems of the present invention from the overall content of the present invention.
  • a galvanized steel sheet according to one aspect of the present invention is a galvanized steel sheet comprising a base steel sheet and a zinc-based plated layer formed on the surface of the base steel sheet, and the ratio of the surface layer hardness (a) and the internal hardness (b) of the base steel sheet ( a/b) may be less than 0.95.
  • the method for manufacturing a galvanized steel sheet comprises the steps of heating a steel slab to a temperature of 950 ⁇ 1350 °C; obtaining a hot-rolled steel sheet by hot rolling the steel slab under the conditions of a finishing rolling start temperature: 900 to 1,150° C.
  • a finishing rolling end temperature 850 to 1,050° C.; winding the hot-rolled steel sheet at a temperature of 590 to 750°C; Pickling the hot-rolled steel sheet at a plate speed of 180 to 250 mpm; cold-rolling the hot-rolled steel sheet at a reduction ratio of 35 to 60% to obtain a cold-rolled steel sheet; recrystallization annealing the cold-rolled steel sheet in an atmosphere of a dew point of -10 to 30 °C at 650 to 900 °C; and hot-dip galvanizing the annealed cold-rolled steel sheet.
  • the possibility of cracking can be lowered even if tensile stress is applied during spot welding, and accordingly, melting along the cracks Liquid metal embrittlement (LME) caused by penetration of the galvanized layer can be greatly reduced.
  • LME Liquid metal embrittlement
  • 1 is a cross-sectional photograph of a steel sheet specimen in which hardness of a surface layer portion and an inner region is measured.
  • galvanized steel sheet in the present invention includes not only galvanized steel sheet (GI steel sheet) but also alloyed galvanized steel sheet (GA) as well as galvanized steel sheet with zinc-based plating layer formed mainly containing zinc. have.
  • the fact that zinc is mainly included means that the ratio of zinc among the elements included in the plating layer is the highest.
  • the ratio of iron may be higher than that of zinc, and even the steel sheet having the highest ratio of zinc among the remaining components other than iron may be included in the scope of the present invention.
  • the inventors of the present invention focusing on the fact that liquid metal embrittlement (LME) generated during welding is caused by microcracks generated from the surface of the steel sheet, researched means for suppressing microcracks on the surface, and for this purpose, the surface of the steel sheet It was found that it is necessary to soften the , leading to the present invention.
  • LME liquid metal embrittlement
  • high-strength steel may contain a large amount of elements such as carbon (C), manganese (Mn), silicon (Si), etc. in order to secure hardenability or austenite stability of the steel, and these elements are susceptibility to cracks in the steel. plays a role in increasing Therefore, steel containing a large amount of these elements easily generates micro-cracks, which ultimately causes liquid metal embrittlement during welding.
  • elements such as carbon (C), manganese (Mn), silicon (Si), etc.
  • the reason that microcracks easily occur is that the hardness of the steel sheet is generally proportional to the strength, and the steel sheet with high hardness has a high sensitivity to cracks. Therefore, the present inventors found that it is possible to reduce the susceptibility to cracks by lowering only the hardness of the surface layer where cracks occur and propagate while maintaining the overall hardness at a high level in order to secure the strength of the steel sheet, leading to the present invention became
  • the ratio (a / b) of the surface layer hardness (a) and the internal hardness (b) is A hot-dip galvanized steel sheet controlled to be less than 0.95 may be provided.
  • the surface layer means an area from the surface of the steel sheet to a depth of 20 ⁇ m, and the inside means an area between 30 and 100 ⁇ m in depth.
  • the hardness of each area can be an average value of values measured at equal intervals in the depth direction.
  • the ratio (a/b) of the surface layer hardness (a) and the internal hardness (b) of the steel sheet is obtained by applying a load of 5 g of the nano-indentation Vickers hardness at 5 ⁇ m intervals from the surface to a depth of 5 to 100 ⁇ m.
  • the hardness may be measured, and an average value of hardness measurements at points corresponding to the depth of the surface layer portion and the inner region may be used as the hardness value of the corresponding region.
  • the ratio (a/b) may be less than 0.90, in another embodiment, the ratio (a/b) may be less than 0.85, and in another embodiment, the ratio (a/b) b) can be less than 0.80.
  • the lower the hardness of the surface layer portion is, the more advantageous it is, so the lower limit of the ratio (a/b) of the surface layer portion hardness (a) and the internal hardness (b) is not particularly limited.
  • the ratio (a/b) may be set to 0.2 or more.
  • the ratio (a/b) of the hardness of the surface layer and the internal hardness described above may be a value measured at an arbitrary position in the width direction of the steel sheet, for example, it may be based on a value measured at the center in the width direction.
  • the ratio (a/b) is the width direction edge portion It can be based on the value measured in In this case, the edge portion means both ends of the steel sheet, but if there is a problem with the soundness of the specimen, such as contamination occurring at the point, it may mean a point inside 1 mm in the width direction from the end.
  • the type of steel sheet targeted in the present invention is not limited as long as it is a high strength steel sheet having a strength of 490 MPa or more.
  • the steel sheet targeted in the present invention is, by weight, C: 0.05 to 1.5%, Si: 2.0% or less, Mn: 1.0 to 30%, S-Al (acid soluble aluminum): 3% or less, Cr: 2.5% or less, Mo: 1% or less, B: 0.005% or less, Nb: 0.2% or less, Ti: 0.2% or less, V: 0.2% or less, Sb+Sn+Bi: 0.1% or less, N: It may have a composition containing 0.01% or less.
  • the remaining components are iron and other impurities, and elements that are not listed above, but that may be included in steel, are not excluded until they are further included in the total range of 1.0% or less.
  • the content of each component element is expressed based on weight unless otherwise indicated.
  • the above-described composition refers to the bulk composition of the steel sheet, that is, a composition at 1/4 of the thickness of the steel sheet (hereinafter, the same).
  • the high-strength steel sheet may be TRIP steel or the like.
  • these steels are classified in detail, they may have the following composition.
  • Steel composition 1 C: 0.05 to 0.30% (preferably 0.10 to 0.25%), Si: 0.5 to 2.5% (preferably 1.0 to 1.8%), Mn: 1.5 to 4.0% (preferably 2.0 to 3.0%) ), S-Al: 1.0% or less (preferably 0.05% or less), Cr: 2.0% or less (preferably 1.0% or less), Mo: 0.2% or less (preferably 0.1% or less), B: 0.005% or less (preferably 0.004% or less), Nb: 0.1% or less (preferably 0.05% or less), Ti: 0.1% or less (preferably 0.001 to 0.05%), Sb+Sn+Bi: 0.05% or less, N : 0.01% or less, the balance contains Fe and unavoidable impurities. In some cases, elements that are not listed above but that may be included in steel may be further included up to a total of 1.0% or less.
  • Steel composition 2 C: 0.05 to 0.30% (preferably 0.10 to 0.2%), Si: 0.5% or less (preferably 0.3% or less), Mn: 4.0 to 10.0% (preferably 5.0 to 9.0%), S-Al: 0.05% or less (preferably 0.001 to 0.04%), Cr: 2.0% or less (preferably 1.0% or less), Mo: 0.5% or less (preferably 0.1 to 0.35%), B: 0.005% or less (preferably 0.004% or less), Nb: 0.1% or less (preferably 0.05% or less), Ti: 0.15% or less (preferably 0.001 to 0.1%), Sb+Sn+Bi: 0.05% or less, N : 0.01% or less, the balance contains Fe and unavoidable impurities. In some cases, elements that are not listed above but that may be included in steel may be further included up to a total of 1.0% or less.
  • each of the above-described constituent elements may be regarded as arbitrary elements and the content may be 0%.
  • the thickness of the base steel sheet according to one embodiment of the present invention may be 1.0 ⁇ 2.0mm.
  • the plated steel sheet according to one embodiment of the present invention may have improved surface quality by including an internal oxide containing at least one of Si, Mn, Al and Fe in the surface layer portion of the steel sheet. That is, since the oxides are present in the surface layer portion, it is possible to suppress the formation of oxides on the surface of the steel sheet, and as a result, it is possible to obtain good plating performance by securing wettability between the base steel sheet and the plating solution during plating.
  • one or more plating layers may be included on the surface of the steel sheet, and the plating layer may be a zinc-based plating layer including GI (Galvanized) or GA (Galva-annealed).
  • the plating layer may be a zinc-based plating layer including GI (Galvanized) or GA (Galva-annealed).
  • the alloying degree (meaning the content of Fe in the plating layer) may be controlled to 8 to 13% by weight, preferably 10 to 12% by weight. If the alloying degree is insufficient, zinc in the zinc-based plating layer may penetrate into microcracks and cause a problem of liquid metal embrittlement. Conversely, if the alloying degree is too high, problems such as powdering may occur. .
  • the plating adhesion amount of the zinc-based plating layer may be 30 ⁇ 70g/m 2 .
  • a more preferable range of the plating adhesion amount may be 40-60 g/m 2 .
  • This plating adhesion amount means the amount of the plating layer attached to the final product. If the plating layer is a GA layer, the plating adhesion amount increases due to alloying, so the weight may decrease slightly before alloying, and it may vary depending on the alloying degree. Therefore, although not necessarily limited thereto, the amount of deposition before alloying (ie, the amount of plating deposited from the plating bath) may be a value reduced by about 10%.
  • a hot-rolled steel sheet can be manufactured by reheating a steel slab having the above-described composition, performing rough rolling and finishing rolling, hot rolling, and then winding the steel slab after cooling the ROT (Run Out Table). Thereafter, the manufactured steel sheet may be pickled and cold rolled, and the obtained cold rolled steel sheet may be annealed and plated.
  • the hot rolling conditions such as ROT cooling, but in one embodiment of the present invention, the slab heating temperature, the finishing rolling start and end temperature.
  • the coiling temperature, edge heating conditions of the wound coil, pickling conditions, cold rolling conditions, annealing conditions, plating conditions, etc. can be limited as follows.
  • Slab heating is performed to secure rolling properties by heating the material before hot rolling.
  • the slab surface layer combines with oxygen in the furnace to form an oxide scale.
  • the scale also reacts with carbon in steel to cause a decarburization reaction to form carbon monoxide gas, and the higher the slab reheating temperature, the higher the amount of decarburization. If the slab reheating temperature is excessively high, the decarburized layer is excessively formed and the material of the final product is softened. If the slab reheating temperature is excessively low, hot-rollability may not be secured and edge cracks may occur, and the hardness of the surface layer may be sufficiently lowered. LME improvement is insufficient.
  • Finishing rolling start temperature 900 ⁇ 1,150°C
  • the finishing rolling start temperature is excessively high, the surface hot rolling scale develops excessively and the amount of surface defects caused by the scale of the final product may increase, so the upper limit is limited to 1,150°C.
  • the finishing rolling start temperature is less than 900 °C, since the stiffness of the bar increases due to the decrease in temperature, so that the hot rolling may be greatly reduced, the finishing rolling start temperature may be limited to the above-described range.
  • Finishing rolling end temperature 850 ⁇ 1,050°C
  • finishing rolling end temperature exceeds 1,050°C, the scale removed by descaling during finishing rolling is excessively formed on the surface again, and the amount of surface defects increases.
  • the end temperature may be limited to the above-mentioned range.
  • the hot-rolled steel sheet is then wound and stored in the form of a coil, and the wound steel sheet is subjected to a slow cooling process. By this process, the hardenable elements contained in the surface layer part of the steel sheet are removed. If the coiling temperature of the hot-rolled steel sheet is too low, the coil is slowly cooled at a temperature lower than the temperature required for the oxidation and removal of these elements, so it is difficult to achieve a sufficient effect.
  • Hot rolled coil edge heating 5 ⁇ 24 hours at 600 ⁇ 800°C
  • the edge portion of the hot-rolled coil may be heated in order to adjust the ratio (a/b) value of the surface hardness (a) and the internal hardness (b) of the edge portion.
  • the hot-rolled coil edge part heating means heating both ends of the wound coil in the width direction, that is, the edge part, and the edge part is first heated to a temperature suitable for oxidation by the edge part heating. That is, in one embodiment of the present invention, it is possible to reduce the hardness of the surface layer by removing carbon or other dissolved hardenability elements (Si, Mn, Al) from the surface layer of the steel sheet.
  • Edge heating may be used as one method for removing the hardenable element from the edge portion.
  • the edge heating temperature needs to be 600° C. or higher (based on the temperature of the edge portion of the steel sheet).
  • the edge part temperature may be 800° C. or less, since excessive scale is formed on the edge portion during heating or a porous highly oxidized scale (hematite) is formed to deteriorate the surface condition after pickling.
  • a more preferable edge part heating temperature is 600-750 degreeC.
  • the heating time of the edge portion needs to be 5 hours or more.
  • the heating time of the edge part is too long, the scale may be excessively formed or the internal hardness may be reduced. Accordingly, the edge portion heating time may be 24 hours or less.
  • the edge portion heating may be achieved by a combustion heating method through air-fuel ratio control. That is, the oxygen fraction in the atmosphere may be changed by controlling the air-fuel ratio. As the oxygen partial pressure is higher, the oxygen concentration in contact with the surface layer of the steel sheet may exceed the oxygen concentration, and thus decarburization or internal oxidation may increase.
  • a nitrogen atmosphere containing 1 to 2% oxygen may be controlled by adjusting the air-fuel ratio.
  • the hot-rolled steel sheet which has undergone the above-described process, is put into a hydrochloric acid bath in order to remove the hot-rolled scale and is subjected to pickling treatment.
  • the concentration of hydrochloric acid in the hydrochloric acid bath is in the range of 10-30%, and the pickling speed is 180-250mpm. If the pickling rate exceeds 250mpm, the surface scale of the hot-rolled steel sheet may not be completely removed, and if the pickling rate is lower than 180mpm, the surface layer of the base iron may be corroded by hydrochloric acid.
  • cold rolling is performed.
  • the cold rolling reduction is carried out in the range of 35 to 60%. If the cold reduction ratio is less than 35%, there is no particular problem, but it may be difficult to sufficiently control the microstructure due to insufficient recrystallization driving force during annealing.
  • the cold rolling reduction ratio exceeds 60%, the thickness of the soft layer secured during hot rolling becomes thin, and it is difficult to lower the hardness within the region within 20 ⁇ m of the surface of the steel sheet sufficient after annealing.
  • the annealing process of the steel sheet may be followed. Since the hardness in the region within 20 ⁇ m of the steel sheet surface (surface layer part) may vary greatly in the annealing process of the steel sheet, in one embodiment of the present invention, the annealing process can be controlled under conditions of appropriately controlling the hardness within the region within 20 ⁇ m of the surface of the steel sheet. , among them, the plate speed and the dew point in the annealing furnace can be controlled under the following conditions.
  • the sheet-threading speed of the cold-rolled steel sheet needs to be 40mpm or more.
  • the plate-threading speed is excessively fast, it may be disadvantageous in terms of securing the material, and in one embodiment of the present invention, the upper limit of the plate-threading speed may be set to 130mpm.
  • Dew point control in annealing furnace Controlled from 650 ⁇ 900°C to -10 ⁇ 30°C
  • the dew point in the annealing furnace It is advantageous to control the dew point in the annealing furnace to obtain a surface hardness value in an appropriate range.
  • the dew point is too low, surface oxidation occurs rather than internal oxidation, and there is a risk that an oxide such as Si or Mn may be generated on the surface. These oxides adversely affect plating. Therefore, it is necessary to control the dew point to -10°C or higher.
  • the dew point when the dew point is too high, there is a risk of oxidation of Fe, so the dew point needs to be controlled to 30° C. or less.
  • the temperature for controlling the dew point may be 650° C. or higher, which is a temperature at which a sufficient internal oxidation effect appears.
  • the temperature for controlling the dew point may be 900° C. or less because it may cause a problem of shortening the equipment life and increasing the process cost by generating a load on the annealing furnace.
  • the dew point can be adjusted by introducing moisture-containing nitrogen (N2+H2O) containing water vapor into the annealing furnace.
  • the atmosphere in the annealing furnace is maintained by adding 5 to 10 Vol% of hydrogen to nitrogen gas to maintain a reducing atmosphere.
  • the hydrogen concentration in the annealing furnace is less than 5 Vol%, the surface oxides are excessively formed due to the decrease in the reduction ability, and the surface quality and adhesion of the plating are inferior, and the surface oxide suppresses the reaction between oxygen and carbon in the steel, thereby reducing the amount of decarburization and LME improvement level This lowering problem arises. If the hydrogen concentration is high, no particular problem occurs, but the hydrogen concentration is limited due to the increase in cost due to the increase in the amount of hydrogen gas used and the risk of explosion in the furnace due to the increase in hydrogen concentration.
  • the steel sheet annealed by the above-described process may be cooled through slow cooling and rapid cooling.
  • the slow cooling zone refers to a section in which the cooling rate is 3 to 5 °C/s.
  • the slow cooling zone temperature exceeds 750 °C, soft ferrite is excessively formed during slow cooling, and the tensile strength is lowered. If it is less than 550° C., bainite is excessively formed or martensite is formed so that the tensile strength is excessively increased and the elongation may decrease. Therefore, the slow cooling zone temperature may be limited to the above-described range.
  • Quenching zone temperature for quenching 270 ⁇ 550°C
  • the quench zone refers to a section in which the cooling rate is 12 to 20 °C/s. If the quench zone temperature exceeds 550 °C, martensite below an appropriate level is formed during quenching, resulting in insufficient tensile strength, and a quenching zone temperature of 270 °C. If it is less than °C, the formation of martensite may be excessive and the elongation may be insufficient.
  • the steel sheet annealed by this process is immediately immersed in a plating bath to perform hot-dip galvanizing. If the steel sheet is cooled, the step of heating the steel sheet may be further included.
  • the heating temperature needs to be higher than the inlet temperature of the steel sheet, which will be described later, and in some cases may be higher than the temperature of the plating bath.
  • the inlet temperature of the steel sheet in the plating bath is low, the wettability in the contact interface between the steel sheet and the liquid zinc is not sufficiently confirmed, so it should be maintained at 420°C or higher. If it is excessively high, the reaction between the steel sheet and the liquid zinc is excessive, and the Fe-Zn alloy phase, a zeta phase, occurs at the interface, and the adhesion of the plating layer decreases, and the elution amount of the Fe element in the steel sheet in the plating bath becomes excessive and dross in the plating bath. There are problems that arise. Therefore, the pull-in temperature of the steel sheet may be limited to 500 °C or less.
  • Al concentration in the plating bath should be maintained at an appropriate concentration to secure the wettability of the plating layer and fluidity of the plating bath.
  • 0.10 ⁇ 0.15% and GI should be controlled to 0.2 ⁇ 0.25% to maintain the formation of dross in the plating bath at an appropriate level and to secure the plating surface quality and performance.
  • the hot-dip galvanized steel sheet plated by the above-described process may then be subjected to an alloying heat treatment process if necessary.
  • Preferred conditions for the alloying heat treatment are as follows.
  • the alloying degree is not sufficient, so the plating properties may not be good. If it exceeds 560 °C, powdering problems may occur due to excessive alloying, and ferrite transformation of retained austenite. Since the furnace material may deteriorate, the alloying temperature is set in the above-mentioned range.
  • a steel slab having the composition shown in Table 1 below (the remaining components not described in the table are Fe and unavoidably included impurities.
  • B and N are expressed in ppm, and the remaining components are expressed in weight%) was heated to 1230°C and hot-rolled at 980°C and 895°C for finishing rolling start and end temperatures, respectively, and then edge heating was performed on the hot-rolled coil, followed by cold rolling, and 19.2 vol% hydrochloric acid solution
  • the obtained cold-rolled steel sheet was annealed in an annealing furnace, annealed at 4.2°C/s in an annealing zone of 620°C, and quenched at 17°C/s in a rapid cooling zone of 315°C to obtain an annealed steel sheet.
  • the obtained steel sheet was heated to 470° C., GA was immersed in a plating bath containing 0.13% Al, and GI was immersed in a zinc-based plating bath containing 0.24% by weight of Al at 456° C. to perform hot-dip galvanizing. If necessary, the obtained hot-dip galvanized steel sheet was subjected to an alloying (GA) heat treatment at 520° C. to finally obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • GA alloying
  • the inlet temperature of the steel sheet introduced into the hot-dip galvanizing bath was set to 475°C.
  • Other conditions for each Example are as described in Table 2.
  • Evaluation material-Evaluation material-GA 980DP 1.4t material (C 0.12) weight %, Si 0.1% by weight, Mn 2.2% by weight) were laminated in that order, and spot welding was performed In spot welding, a new electrode was welded to a soft material 15 times and then the electrode was abraded and scattered to the target material for spot welding Measure the upper limit current at which expulsion occurs After measuring the upper limit current, spot welding is performed 8 times at a current 0.5 and 1.0 kA lower than the upper limit current for each welding current, and the cross section of the spot weld is precisely machined by electric discharge machining. After that, the epoxy was mounted and polished, and the crack length was measured with an optical microscope.
  • the magnification was set to 100 times, and if no cracks were found at the corresponding magnification, it was judged that liquid metal embrittlement did not occur.
  • the length was measured using analysis software, B-type cracks occurring at the shoulder of the spot weld were judged to be less than 100 ⁇ m, and C-type cracks were judged to be good when not observed.
  • the ratio (a/b) of the surface layer hardness (a) and the internal hardness (b) of the steel sheet may be an average value of values measured at equal intervals in the depth direction for the hardness of each region.
  • the hardness is measured by applying a load of 5 g of nanoindentation Vickers hardness at intervals of 5 ⁇ m to a depth of 5 to 100 ⁇ m from the surface of a portion 1 mm away from the edge of the steel sheet, and the surface layer and the depth of the inner region.
  • the average value of the hardness measurement values at the corresponding points was used as the surface layer hardness (a) and the internal hardness (b), respectively, and the ratio (a/b) value thereof was used.
  • Tensile strength was measured through a tensile test by manufacturing a sample in the C direction of JIS-5 standard.
  • the alloying degree and plating adhesion amount were measured using a wet dissolution method using a hydrochloric acid solution.
  • sealer adhesion it was checked whether the plating fell off by bending the steel plate 90 degrees after attaching the automotive structural adhesive D-type to the plating surface.
  • the tape was attached to the bent area and peeled off to check how many mm of the plating layer fell off the tape. If the length of the plating layer peeled off the tape exceeds 10 mm, it was confirmed as defective.
  • the GI steel sheet was subjected to a sealer bending test (SBT) to check whether the coating layer was peeled off and attached to the surface of the sealer removed when the steel sheet was bent at 90 degrees by attaching an automotive structural adhesive to the surface. The surface quality was confirmed by visually confirming whether the steel sheet had defects such as non-plating.
  • SBT sealer bending test
  • Inventive Examples 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9, and 10 satisfy the conditions of the present invention in terms of emphasis and manufacturing conditions. Tensile strength, plating quality, plating amount, and spot weld LME cracks The length was also good.
  • the hot-rolled coiling temperature was excessively high, resulting in softening of the hot-rolled material and not recovering even after annealing, resulting in inferior tensile strength.
  • the edge portion heating temperature exceeded the range suggested by the present invention, and peroxidation occurred in the edge portion during the heat treatment process, so that the surface scale formed red hematite, and the thickness was excessively deep.
  • the edge part was pickled excessively, and the surface roughness increased.
  • the surface shape was uneven and the surface color was different from the central part, and the color unevenness defect occurred, and the powdering property was poor due to the uneven alloying.
  • Excessive decarburization occurred during the heat treatment process and the hardness reduction rate met the standard. LME met the standard, but the material was inferior.
  • the edge heating temperature was controlled to be lower than the range of the present invention. As a result, it was not possible to sufficiently reduce the hardness ratio (a/b) during hot rolling, so that the LME crack evaluation criteria were not satisfied during spot welding.
  • the heating temperature of the edge part satisfies the range of the present invention, but peroxidation occurred in the edge part during the heat treatment process over the heating time, so that the surface scale formed red hematite, and the penetration thickness of the scale was excessive. .
  • the edge part was pickled excessively, and the surface roughness increased. After plating, the surface shape was uneven and the surface color was different from the central part, and the color unevenness defect occurred, and the powdering property was poor due to the uneven alloying.
  • the temperature of the crack zone in the annealing furnace was prepared lower than the range suggested by the present invention. Because the annealing temperature is low, the oxidation reaction between water vapor and the steel sheet is not sufficient, and internal oxidation is not sufficiently formed, and the ratio (a/b) of the surface layer hardness (a) to the internal hardness (b) of the steel sheet is high, so LME cracks did not meet the standard. As a result, spot weldability was poor. In addition, the target microstructure was not formed because recrystallization was not sufficiently performed during annealing, and the material did not meet the standards, which was poor.
  • Comparative Example 6 is a case in which the dew point in the furnace during annealing was lower than the range suggested by the present invention. Even if a sufficient internal oxide layer is generated over the entire width during the hot rolling heating process, the decarburization layer is not sufficiently formed because the decarburized layer is not sufficiently formed during the annealing process after cold rolling, so that the ratio (a/b) of the surface layer hardness (a) to the internal hardness (b) is more than 95%, and as a result, the spot weld LME crack length did not satisfy the standard. In the case of the GI material, the dew point was low, so sufficient internal oxidation was not generated, and surface oxide was excessively generated, resulting in poor surface quality and SBT peeling.
  • Comparative Example 11 the sheet-threading speed was manufactured lower than the range suggested by the present invention, and the LME was satisfied by securing a sufficient decarburized layer in the annealing furnace, but the material (tensile strength) was inferior due to excessive decarburization layer formation.

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Abstract

본 발명은 표면품질과 전기저항 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 한가지 측면에 따른 아연도금강판은 소지강판 및 상기 소지강판의 표면에 형성된 아연계 도금층을 포함하는 아연도금강판으로서, 상기 소지강판의 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b)이 0.95 미만일 수 있다.

Description

표면품질과 전기저항 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
본 발명은 표면품질과 전기저항 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
환경 오염 등의 문제로 자동차 배출가스와 연비에 대한 규제는 날로 강화되어 가고 있다. 그로 인하여 자동차 강판의 경량화를 통한 연료 소모량의 감소에 대한 요구가 강해지고 있으며, 따라서 단위 두께 당 강도가 높은 여러 종류의 고강도 강판이 개발되어 출시되고 있다.
고강도강이라 함은 통상 490MPa 이상의 강도를 가지는 강을 의미하는데, 반드시 이로 한정하는 것은 아니나, 변태유기소성(Transformation Inducced Plasticity; TRIP) 강, 쌍정유기소성(Twin Induced Plasticity; TWIP) 강, 이상조직(Dual Phase; DP) 강, 복합조직(Complex Phase; CP) 강 등이 이에 해당할 수 있다.
한편, 자동차 강재는 내식성을 확보하기 위하여 표면에 도금을 실시한 도금강판의 형태로 공급되는데 그 중에서도 아연도금강판(GI강판) 또는 합금화 아연도금강판(GA)는 아연의 희생방식 특성을 이용하여 높은 내식성을 가지기 때문에 자동차용 소재로 많이 사용된다.
그런데, 고강도 강판의 표면을 아연으로 도금할 경우, 점용접성이 취약해 진다는 문제가 있다. 즉, 고강도 강의 경우에는 인장강도와 더불어 항복강도가 높기 때문에 용접 중 발생하는 인장응력을 소성 변형을 통해 해소하기 어려워서 표면에 미소 크랙이 발생할 가능성이 높다. 고강도 아연도금강판에 대하여 용접을 실시하면 융점이 낮은 아연이 강판의 미소크랙으로 침투하게 되고 그 결과 액상금속취화(Liquid Metal Embrittlement; LME)라고 하는 현상이 발생하여 피로환경에서 강판이 파괴에 이르게 되는 문제가 발생할 수 있으며, 이는 강판의 고강도화에 큰 걸림돌로 작용하고 있다.
그 뿐만 아니라, 고강도 강판에 다량으로 포함되는 Si, Al, Mn 등의 합금원소들은 제조과정에서 강판 표면으로 확산하여 표면 산화물을 형성하게 되는데 그 결과 아연의 젖음성을 크게 떨어뜨려 미도금이 발생하는 등 표면 품질을 열화시킬 우려가 있다.
본 발명의 한가지 측면에 따르면, 표면품질과 점 용접성이 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 한가지 측면에 따른 아연도금강판은 소지강판 및 상기 소지강판의 표면에 형성된 아연계 도금층을 포함하는 아연도금강판으로서, 상기 소지강판의 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b)이 0.95 미만일 수 있다.
본 발명의 다른 한가지 측면인 아연도금강판의 제조방법은 강 슬라브를 950~1350℃의 온도로 가열하는 단계; 상기 강 슬라브를 사상압연 시작온도: 900~1,150℃ 그리고 사상압연 종료온도: 850~1,050℃의 조건으로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 590~750℃의 온도에서 권취하는 단계; 상기 열연강판을 180~250mpm의 통판속도로 산세하는 단계; 상기 열연강판을 35~60%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 650~900℃에서 -10~30℃의 이슬점의 분위기로 상기 냉연강판을 재결정 소둔하는 단계; 및 상기 소둔된 냉연강판을 용융아연도금하는 단계를 포함할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명의 한가지 구현례에서 강판 표층부의 경도를 내부 경도에 비하여 낮은 값으로 제어함으로써 점 용접시 인장응력이 가해진다고 하더라도 크랙의 발생 가능성을 낮출 수 있으며, 그에 따라 크랙을 따라 용융아연도금층이 침투하여 발생하는 액상금속취화(LME) 현상을 크게 감소시킬 수 있다. 또한, 본 발명의 한가지 구현례에서는 강판 표면에 산화물이 형성되는 것을 감소시킬 수 있어서, 도금 품질이 열화되는 것을 억제할 수 있다는 효과도 가질 수 있다.
도 1은 표층부와 내부 영역의 경도를 측정한 강판 시편의 단면 사진이다.
이하, 몇가지 구현례를 들어 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명에서 아연도금강판이라고 함은 아연도금강판(GI 강판) 뿐만 아니라 합금화 아연도금강판(GA)는 물론이고 아연이 주로 포함된 아연계 도금층이 형성된 도금강판 모두를 포함하는 개념임에 유의할 필요가 있다. 아연이 주로 포함된다는 것은 도금층에 포함된 원소 중 아연의 비율이 가장 높은 것을 의미한다. 다만, 합금화 아연도금강판에서는 아연 보다 철의 비율이 높을 수 있으며, 철을 제외한 나머지 성분 중 아연의 비율이 가장 높은 강판까지 본 발명의 범주에 포함할 수 있다.
본 발명의 발명자들은 용접시 발생되는 액상금속취화(LME)가 강판의 표면에서부터 발생하는 미소 크랙에 그 원인이 있다는 것에 착안하여, 표면의 미소크랙을 억제하는 수단에 관하여 연구하고, 이를 위해서는 강판 표면을 연질화 하는 것이 필요하다는 것을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다.
통상, 고강도 강의 경우에는 강의 경화능이나 오스테나이트 안정성 등을 확보하기 위하여 탄소(C), 망간(Mn), 실리콘(Si) 등의 원소를 다량 포함할 수 있는데, 이러한 원소들은 강의 크랙에 대한 감수성을 높이는 역할을 한다. 따라서, 이러한 원소들이 다량 포함된 강은 미소 크랙이 용이하게 발생하여 종국적으로는 용접시 액상금속취화의 원인이 된다.
본 발명자들의 연구결과에 따르면 미소 크랙이 용이하게 발생하는 이유는 강판의 경도는 강도에 대체적으로 비례하고 경도가 높은 강판은 크랙에 대한 감수성이 높다는 것에 있다. 따라서, 본 발명자들은 강판의 강도 확보를 위하여 전체적인 경도는 높은 수준으로 유지하되 크랙이 발생하고 전파하기 시작하는 표층부의 경도만을 낮춤으로써 크랙에 대한 감수성을 감소시키는 것이 가능하다는 것을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다.
따라서, 본 발명의 한가지 구현례에 따르면 소지강판과 상기 소지강판의 표면에 형성된 아연계 도금층을 포함하는 아연도금강판으로서, 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b)이 0.95 미만으로 제어되는 용융아연도금 강판이 제공될 수 있다. 여기서 표층부라 함은 강판 표면으로부터 20㎛ 깊이까지의 영역을 의미하며, 내부라 함은 깊이가 30~100㎛ 사이의 영역을 의미한다. 각 영역의 경도는 깊이방향으로 동일한 간격으로 측정한 값의 평균값으로 할 수 있다. 본 발명의 한가지 구현례에서는 강판 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b)은 표면으로부터 5~100㎛ 깊이까지 5㎛ 간격으로 나노인덴테이션 비커스 경도를 하중 5g으로 가하여 경도를 측정하고, 표층부 및 내부 영역의 깊이에 해당되는 지점의 경도 측정 값의 평균값을 해당 영역의 경도 값으로 할 수 있다.
이와 같이 할 경우에는 비록 강도가 높은 강재라 하더라도 표면에 작용하는 응력에 의하여 크랙이 발생될 가능성을 획기적으로 줄일 수 있다. 본 발명의 한가지 구현례에 따르면 상기 비율(a/b)은 0.90 미만일 수 있으며, 다른 한가지 구현례에서는 상기 비율(a/b)은 0.85 미만일 수 있으며, 또다른 한가지 구현례에서는 상기 비율(a/b)은 0.80 미만일 수 이다.
표층부의 경도는 낮을수록 유리하기 때문에 상기 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b)의 하한은 특별히 한정하지 아니한다. 다만, 강판의 강도에 크게 영향을 미치지 않고 표층부의 경도를 효율적으로 감소시킬 수 있는 통상적인 방법을 고려할 경우 상기 비율(a/b)는 0.2 이상으로 정할 수 있다.
상술한 표층부의 경도와 내부 경도의 비율(a/b)는 강판의 폭방향 임의의 위치에서 측정한 값으로 할 수 있으며 예를 들어 폭방향 중심부에서 측정한 값을 기준으로 할 수 있다. 다만, 본 발명의 한가지 구현례에 따르면 표층부 경도는 폭방향 에지부에서 더욱 높은 값을 가져서 그 비율(a/b)이 높은 값을 가질 수도 있으므로, 상기 비율(a/b)은 폭방향 에지부에서 측정한 값을 기준으로 할 수 있다. 이때 에지부라 함은 강판의 양단부를 의미하는 것이나, 상기 지점에 오염이 발생하는 등, 시편의 건전성에 문제가 있을 경우에는 단부로부터 폭방향으로 1mm 내측의 지점을 의미할 수 있다.
본 발명에서 대상으로 하는 강판은 강도 490MPa 이상의 고강도 강판이라면 그 종류를 제한하지 아니한다. 다만, 반드시 이로 제한하는 것은 아니지만, 본 발명에서 대상으로 하는 강판은 중량 비율로, C: 0.05~1.5%, Si: 2.0% 이하, Mn: 1.0~30%, S-Al(산 가용성 알루미늄): 3% 이하, Cr: 2.5% 이하, Mo: 1% 이하, B: 0.005% 이하, Nb: 0.2% 이하, Ti: 0.2% 이하, V: 0.2% 이하, Sb+Sn+Bi: 0.1% 이하, N: 0.01% 이하를 포함하는 조성을 가질 수 있다. 나머지 성분은 철 및 기타 불순물이며, 그 밖에도 위에 열거되지 않되 강 중에 포함될 수 있는 원소들을 합계 1.0% 이하의 범위로 더 포함하는 것까지는 배제하지 아니한다. 본 발명에서 각 성분 원소의 함량은 특별히 달리 표현하지 아니하는 한 중량을 기준으로 표시한다. 상술한 조성은 강판의 벌크 조성 즉, 강판 두께의 1/4 지점의 조성을 의미한다(이하, 동일).
본 발명의 몇몇 구현례에서는 상기 고강도 강판으로 TRIP강 등을 대상으로 할 수 있다. 이들 강은 세부적으로 구분할 때, 다음과 같은 조성을 가질 수 있다.
강 조성 1: C: 0.05~0.30%(바람직하게는 0.10~0.25%), Si: 0.5~2.5%(바람직하게는 1.0~1.8%), Mn: 1.5~4.0%(바람직하게는 2.0~3.0%), S-Al: 1.0% 이하(바람직하게는 0.05% 이하), Cr: 2.0% 이하(바람직하게는 1.0% 이하), Mo: 0.2% 이하(바람직하게는 0.1% 이하), B: 0.005% 이하(바람직하게는 0.004% 이하), Nb: 0.1% 이하(바람직하게는 0.05% 이하), Ti: 0.1% 이하(바람직하게는 0.001~0.05%), Sb+Sn+Bi: 0.05% 이하, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함함. 경우에 따라 위에 열거되지 않되 강 중에 포함될 수 있는 원소들을 합계 1.0% 이하의 범위까지 더 포함할 수 있음.
강 조성 2: C: 0.05~0.30%(바람직하게는 0.10~0.2%), Si: 0.5% 이하(바람직하게는 0.3% 이하), Mn: 4.0~10.0%(바람직하게는 5.0~9.0%), S-Al: 0.05% 이하(바람직하게는 0.001~0.04%), Cr: 2.0% 이하(바람직하게는 1.0% 이하), Mo: 0.5% 이하(바람직하게는 0.1~0.35%), B: 0.005% 이하(바람직하게는 0.004% 이하), Nb: 0.1% 이하(바람직하게는 0.05% 이하), Ti: 0.15% 이하(바람직하게는 0.001~0.1%), Sb+Sn+Bi: 0.05% 이하, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함함. 경우에 따라 위에 열거되지 않되 강 중에 포함될 수 있는 원소들을 합계 1.0% 이하의 범위까지 더 포함할 수 있음.
또한, 상술한 각 성분 원소들 중 그 함량의 하한을 한정하지 않은 경우는 이들을 임의 원소로 보아도 무방하며 그 함량이 0%가 되어도 된다는 것을 의미한다.
반드시 이로 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 한가지 구현례에 따른 소지강판의 두께는 1.0~2.0mm일 수 있다.
또한, 본 발명의 한가지 구현례에 따른 도금강판은 소지강판의 표층부에 Si, Mn, Al 및 Fe 중 적어도 1종 이상을 함유하는 내부 산화물을 포함함으로써, 향상된 표면품질을 가질 수 있다. 즉, 상기 산화물들이 표층부 내에 존재함으로써 강판 표면에 산화물이 형성되는 것을 억제할 수 있으며, 그 결과 도금시에 소지강판과 도금액 사이의 젖음성을 확보하여 양호한 도금성능을 얻을 수 있는 것이다.
본 발명의 한가지 구현례에 따르면, 상기 강판의 표면에는 한 층 이상의 도금층이 포함될 수 있으며, 상기 도금층은 GI(Galvanized) 또는 GA(Galva-annealed) 등을 포함하는 아연계 도금층일 수 있다. 본 발명에서는 상술한 바와 같이 표층부 경도와 내부 경도의 비율을 적절한 범위로 제어하였으므로, 아연계 도금층이 강판의 표면에 형성되더라도 점 용접시 발생하는 액상금속취화의 문제를 억제할 수 있다.
본 발명의 한가지 구현례에 따라 상기 아연계 도금층이 GA 층일 경우에는 합금화도(도금층 내 Fe의 함량을 의미함)를 8~13중량%, 바람직하게는 10~12중량%로 제어할 수 있다. 합금화도가 충분하지 못할 경우에는 아연계 도금층 중의 아연이 미소크랙으로 침투하여 액상금속취화의 문제를 일으킬 가능성이 잔류할 수 있으며, 반대로 합금화도가 너무 높을 경우에는 파우더링 등의 문제가 발생할 수 있다.
또한, 상기 아연계 도금층의 도금 부착량은 30~70g/m 2 일 수 있다. 도금 부착량이 너무 작을 경우에는 충분한 내식성을 얻기 어려우며, 반면 도금 부착량이 너무 클 경우에는 제조원가상승 및 액상금속취화의 문제가 발생할 수 있으므로 상술한 범위 내로 제어한다. 보다 바람직한 도금 부착량의 범위는 40~60g/m 2 일 수 있다. 본 도금 부착량은 최종 제품에 부착된 도금층의 양을 의미하는 것으로서 도금층이 GA층일 경우에는 합금화에 의해 도금 부착량이 증가하기 때문에 합금화 전은 조금 그 중량이 조금 감소할 수 있으며, 합금화도에 따라 달라지기 때문에 반드시 이로 제한하는 것은 아니나 합금화 전의 부착량(즉, 도금욕으로부터 부착되는 도금의 양)은 그보다 약 10% 정도 감소된 값일 수 있다.
이하, 본 발명의 강판을 제조하는 한가지 구현례에 대하여 설명한다. 다만, 본 발명의 강판은 반드시 하기하는 구현례에 의하여 제조될 필요는 없으며, 하기하는 구현례는 본 발명의 강판을 제조하는 한가지 바람직한 방편이라는 것에 유의할 필요가 있다.
우선, 상술한 조성의 강 슬라브를 재가열하여 조압연 및 사상압연을 거쳐 열간압연 한 후 ROT(Run Out Table) 냉각을 거친 후 권취하는 과정에 의해 열연강판을 제조할 수 있다. 이후 제조된 강판에 대하여, 산세를 실시하고 냉간압연할 수 있으며, 얻어진 냉연강판을 소둔하여 도금할 수 있다. ROT 냉각 등의 열연 조건에 대해서는 특별히 제한하지 아니하나, 본 발명의 한가지 구현례에서는 슬라브 가열 온도, 사상압연 시작 및 종료 온도. 권취 온도, 권취된 코일의 에지부 가열 조건, 산세 조건, 냉간압연 조건, 소둔 조건 및 도금 조건 등을 다음과 같이 제한할 수 있다.
슬라브 가열 온도: 950~1,300℃
슬라브 가열은 열간압연 전에 소재를 가열하여 압연성을 확보하기 위해 실시한다. 슬라브 재가열 중 슬라브 표층부는 로내 산소와 결합하여 산화물인 스케일을 형성한다. 스케일을 형성할 때 강중 탄소와도 반응하여 일산화탄소 가스를 형성하는 탈탄 반응을 일으키며, 슬라브 재가열 온도가 높을수록 탈탄양은 증가한다. 슬라브 재가열 온도가 과도하게 높으면 탈탄층이 과도하게 형성되어 최종 제품의 재질이 연화되는 문제점이 있고, 과도하게 낮으면 열간압연성이 확보되지 못하여 엣지크랙이 발생할 수 있고, 표층부 경도를 충분하게 낮출 수 없어서 적어서 LME 개선이 미흡해진다.
사상압연 시작온도: 900~1,150℃
사상압연 시작온도가 과도하게 높으면 표면 열연 스케일이 과도하게 발달하여 최종 제품의 스케일에 기인한 표면 결함 발생량이 증가할 수 있으므로 그 상한을 1,150℃로 제한한다. 또한, 사상압연 시작온도가 900℃ 미만일 경우 온도 감소로 바의 강성이 증가하여 열간압연성이 크게 감소할 수 있으므로, 상술한 범위로 사상압연 시작온도를 제한할 수 있다.
사상압연 종료온도: 850~1,050℃
사상압연 종료온도가 1,050℃를 초과하면 사상압연 중 디스케일링으로 제거한 스케일이 다시 표면에 과도하게 형성되어 표면 결함 발생량이 증가하며, 사상압연 종료온도가 850℃ 미만이면 열간압연성이 저하되므로 사상압연 종료온도는 상술한 범위로 제한할 수 있다..
권취온도: 590~750℃
열간압연된 강판은 이후 코일 형태로 권취되어 보관되는데, 권취된 강판은 서냉 과정을 거치게 된다. 이와 같은 과정에 의하여 강판 표층부에 포함된 경화성 원소들이 제거되게 되는데, 열연강판의 권취 온도가 너무 낮을 경우에는 이들 원소의 산화 제거에 필요한 온도 보다 낮은 온도에서 코일이 서냉되므로 충분한 효과를 거두기 어렵다.
열연 코일 에지부 가열: 600~800℃에서 5~24시간 실시
본 발명의 한가지 구현례에서는 에지부의 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b) 값을 조절하기 위하여 위하여 열연 코일 에지부를 가열할 수도 있다. 열연 코일 에지부 가열이라 함은 귄취된 코일의 폭방향 양쪽 단부, 즉 에지부를 가열하는 것을 의미하는 것으로서 에지부 가열에 의하여 에지부가 산화에 적합한 온도로 우선 가열된다. 즉, 본 발명의 한가지 구현례에서는 강판의 표층의 탄소나 다른 고용된 경화능 원소(Si, Mn, Al)를 제거함으로써 표층부의 경도를 감소시킬 수 있는데, 이러한 과정은 강판 표면을 내부산화 시킴으로써 이루어질 수 있다. 그런데, 권취된 코일은 내부는 고온으로 유지되나 에지부는 상대적으로 신속하게 냉각되고, 이로 인하여 내부 산화에 적합한 온도에서 유지되는 시간이 에지부에서 보다 짧게 된다. 따라서, 폭방향 중심부에 비하여 에지부에서의 탈탄 또는 경화능 원소의 제거가 활발하지 못하게 된다. 에지부 가열은 에지부의 경화능 원소 제거를 위한 한가지 방안으로 사용될 수 있다.
즉, 에지부 가열을 실시할 경우 권취 후 냉각의 경우와는 반대로 에지부가 우선 가열되고 따라서 폭방향 에지부의 온도가 내부 산화에 적합하게 유지되는데 그 결과 에지부의 내부 산화 층 두께가 증가하게 된다. 이를 위해서는 상기 에지부 가열 온도는 600℃ 이상(강판 에지부의 온도를 기준으로 함)일 필요가 있다. 다만 온도가 너무 높을 경우에는 가열 중에 에지부에 스케일이 과도하게 형성되거나 다공질의 고산화 스케일(hematite)가 형성되어 산세 후 표면상태가 나빠질 수 있으므로 상기 에지부 온도는 800℃ 이하일 수 있다. 보다 바람직한 에지부 가열 온도는 600~750℃이다.
또한, 권취시에 발생한 폭방향 에지부와 중심부 사이의 강판 표면 20㎛ 이내 영역 내 페라이트 분율의 불균일을 해소하기 위해서는 상기 에지부 가열 시간은 5시간 이상일 필요가 있다. 다만, 에지부 가열 시간이 너무 길 경우에는 스케일이 과도하게 형성되거나 내부의 경도까지 감소할 수 있다. 따라서, 에지부 가열 시간은 24시간 이하일 수 있다.
본 발명의 한가지 구현례에 따르면 상기 에지부 가열은 공연비 조절을 통한 연소 가열 방식에 의해서 이루어질 수 있다. 즉, 공연비 조절에 의하여 분위기 중의 산소 분율이 달라질 수 있는데, 산소 분압이 높을 수록 강판의 표층과 접하는 산소 농도가 능가하여 탈탄이나 내부 산화가 증가할 수 있다. 반드시 이로 한정하는 것은 아니나, 본 발명이 한가지 구현례에서는 공연비 조절을 통하여 산소를 1~2% 포함하는 질소 분위기로 제어할 수 있다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 특별한 어려움 없이 공연비 조절을 통하여 산소 분율을 제어할 수 있으므로 이에 대해서는 별도로 설명하지 아니한다.
산세처리: 통판 속도 180~250mpm으로 실시
상술한 과정을 거친 열연 강판에 대하여 열연 스케일을 제가하기 위해 염산욕에 투입하여 산세처리를 실시한다. 산세 시 염산욕의 염산농도는 10~30% 범위에서 실시하고, 산세 통판 속도는 180~250mpm으로 실시한다. 산세 속도가 250mpm을 초과하는 경우는 열연 강판 표면 scale이 완전히 제거되지 않을 수 있고, 산세 속도가 180mpm보다 낮은 경우 소지철 표층부가 염산에 의해 부식될 수 때문에 때문에 180mpm 이상에서 실시한다.
냉간압연: 압하율 35~60%
산세를 실시한 후 냉간압연을 실시한다. 냉간 압연 시 냉간 압하율은 35~60% 범위로 실시한다. 냉간 압하율이 35% 미만이면 특별한 문제는 없으나 소둔 시 재결정 구동력이 부족하여 충분히 미세조직을 제어하기 어려운 점이 발생할 수 있다. 냉간 압하율이 60%를 초과하면 열연 시 확보한 연질층의 두께가 얇아져서 소둔 후 충분한 강판 표면 20㎛ 이내 영역 내 경도를 낮게 하기 어렵다.
상술한 냉간압연 과정 이후에는 강판을 소둔하는 과정이 후속될 수 있다. 강판의 소둔 과정에서도 강판 표면 20㎛ 이내 영역(표층부) 내 경도가 크게 달라질 수 있으므로, 본 발명의 한가지 구현례에서는 강판 표면 20㎛ 이내 영역 내 경도를 적절히 제어하는 조건으로 소둔 공정을 제어할 수 있으며, 그 중 통판 속도와 소둔로내 이슬점은 다음과 같은 조건으로 제어할 수 있다.
통판 속도: 40~130mpm
충분한 생산성을 확보하기 위하여 상기 냉연강판의 통판속도는 40mpm 이상일 필요가 있다. 다만, 통판 속도가 과다하게 빠를 경우에는 재질 확보 측면에서 불리할 수 있으므로, 본 발명의 한가지 구현례에서는 상기 통판속도의 상한을 130mpm으로 정할 수 있다.
소둔로내 이슬점 제어: 650~900℃에서 -10~30℃ 범위로 제어
적절한 범위의 표층부 경도값을 얻기 위하여 소둔로내 이슬점을 제어하는 것이 유리하다. 이슬점이 너무 낮을 경우에는 내부 산화가 아니라 표면 산화가 발생하여 표면에 Si나 Mn 등의 산화물이 생성될 우려가 있다. 이들 산화물은 도금에 악영향을 미친다. 따라서, 이슬점은 -10℃ 이상으로 제어할 필요가 있다. 반대로 이슬점이 너무 높을 경우에는 Fe의 산화가 발생할 우려가 있으므로, 이슬점은 30℃ 이하로 제어될 필요가 있다. 이와 같이 이슬점 제어를 위한 온도는 충분한 내부 산화 효과가 나타나는 온도인 650℃ 이상일 수 있다. 다만, 온도가 너무 높을 경우에는 Si 등의 표면 산화물이 형성되어 산소가 내부로 확산하는 것을 방해할 뿐만 아니라, 균열대 가열 중 오스테나이트가 과도하게 발생하여 탄소 확산속도가 저하되고 그로 인하여 내부산화 수준이 감소될 수 있고, 균열대 오스테나이트 크기가 과도하게 성장하여 재질 연화를 발생시킨다. 또한 소둔로의 부하를 발생시켜 설비 수명을 단축시키고 공정비용을 증가시키는 문제점을 야기할 수 있기 때문에 상기 이슬점을 제어하는 온도는 900℃ 이하일 수 있다.
이때, 이슬점은 수증기를 포함하는 함습질소(N2+H2O)를 소둔로 내에 투입함으로써 조절할 수 있다.
소둔로 내 수소 농도: 5~10Vol%
소둔로 내 분위기는 질소 가스에 5~10Vol% 수소를 투입하여 환원분위기를 유지한다. 소둔로 내 수소 농도가 5Vol% 미만인 경우, 환원능력 저하로 표면 산화물이 과도하게 형성되어 표면품질 및 도금밀착성이 열위해지고, 표면산화물이 산소와 강중 탄소의 반응을 억제시켜 탈탄량이 저하되어 LME 개선 수준이 낮아지는 문제점이 생긴다. 수소 농도가 높을 경우 특별한 문제점이 발생하지 않으나 수소 가스 사용량 증가에 따른 원가 상승 및 수소 농도 증가로 인한 로내 폭발 위험성으로 인해 수소 농도를 제한한다.
상술한 과정에 의해 소둔처리된 강판은 서냉 및 급냉 단계를 거쳐서 냉각될 수 있다.
서냉시 서냉대 온도: 550~750℃
서냉대라 함은 냉각속도가 3~5℃/s인 구간을 말하는 것으로서, 서냉대 온도가 750℃를 초과하면 서냉 중 연질의 페라이트가 과다하게 형성되어 인장 강도가 저하되며, 반대로 서냉대 온도가 550℃ 미만이면, 베이나이트가 과다하게 형성되거나 마르텐사이트가 형성되어 인장강도가 과도화게 증가되고 연신율이 감소할 수 있다. 따라서, 서냉대 온도는 상술한 범위로 제한할 수 있다.
급냉시 급냉대 온도: 270~550℃
급냉대라 함은 냉각속도가 12~20℃/s인 구간을 말하는 것으로서, 급냉대 온도가 550℃를 초과하면 급냉 중 적정 수준 이하의 마르텐사이트가 형성되어 인장강도가 부족하며, 급냉대 온도가 270℃ 미만이면, 마르텐사이트의 형성이 과다하여 연신율이 부족할 수 있다.
이와 같은 과정에 의하여 소둔된 강판은 바로 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금을 실시한다. 만일, 강판이 냉각될 경우에는 강판을 가열하는 단계가 더 포함될 수 있다. 상기 가열온도는 후술하는 강판의 인입 온도보다 높을 필요가 있으며, 경우에 따라서는 도금욕의 온도보다 높을 수 있다.
도금욕 강판 인입 온도: 420~500℃
도금욕 내 강판의 인입온도가 낮으면 강판과 액상 아연과의 접촉계면 내 젖음성이 충분히 확도되지 않기 때문에 420℃ 이상을 유지해야 한다. 과도하게 높은 경우 강판과 액상 아연과의 반응이 지나쳐 계면에 Fe-Zn합금상인 제타(Zetta)상이 발생하여 도금층의 밀착성이 저하되고, 도금욕 내 강판 Fe원소의 용출량이 과도해져서 도금욕 내 드로스 발생하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 강판의 인입온도는 500℃ 이하로 제한할 수도 있다.
도금욕 내 Al농도: 0.10~0.25%
도금욕 내 Al농도는 도금층의 젖음성과 도금욕의 유동성 확보를 위해 적정 농도가 유지되어야 한다. GA의 경우는 0.10~0.15%, GI는 0.2~0.25%로 제어해야 도금욕 내 드로스(dross) 형성을 적정 수준으로 유지하고, 도금표면품질과 성능을 확보할 수 있다.
상술한 과정에 의하여 도금된 용융아연도금강판은 이후 필요에 따라 합금화 열처리 과정을 거칠 수 있다. 합금화 열처리의 바람직한 조건은 하기하는 바와 같다.
합금화(GA) 온도: 480~560℃
480℃ 미만에서는 Fe확산량이 적어 합금화도가 충분하지 못해 도금물성이 좋지 않을 수 있으며, 560℃를 초과하게 되는 경우 과도한 합금화로 인한 파우더링(powdering) 문제가 발생할 수 있고, 잔류 오스테나이트의 페라이트 변태로 재질이 열화될 수 있으므로 합금화 온도를 상술한 범위로 정한다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 정해지는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 조성을 가지는 강 슬라브(표에서 기재되지 않은 나머지 성분은 Fe 및 불가피하게 포함되는 불순물임. 또한 표에서 B와 N은 ppm 단위로 표시하였으며, 나머지 성분들은 중량% 단위로 표시함)를 1230℃로 가열하고 사상압연 시작온도와 종료온도를 각각 980℃ 및 895℃로 하여 열간압연 한 후, 열연 코일에 대하여 에지부 가열을 실시하였으며, 그 후 냉간압연하고, 19.2부피%의 염산 용액으로 산세 한 후 냉간압연하고, 얻어진 냉연강판을 소둔로에서 소둔하고 620℃의 서냉대에서 4.2℃/s로 서냉하고 315℃의 급냉대에서 17℃/s로 급냉하여 소둔된 강판을 얻었다. 이후, 얻어진 강판을 470℃로 가열하고 GA는 Al을 0.13%인 도금욕에, GI는 Al을 0.24중량%를 포함하는 456℃의 아연계 도금욕에 침지하여 용융아연도금을 실시하였다. 얻어진 용융아연도금강판에 필요에 따라 합금화(GA) 열처리를 520℃로 실시하여 최종적으로 합금화 용융아연도금강판을 얻었다.
모든 실시예에서 용융아연도금욕에 인입하는 강판의 인입온도를 475℃로 하였다. 그 밖의 각 실시예별 조건은 표 2에 기재한 바와 같다.
강종 C Si Mn S-Al Cr Mo B Nb Ti Sb Sn Bi
B 0.204 1.542 2.32 0.0017 0 0 7 0 0.018 0 0.012 0
D 0.172 1.485 2.08 0.0014 0.124 0 9 0.021 0.014 0.021 0 0
E 0.184 1.121 2.234 0.0012 0.14 0.012 5 0.013 0.027 0.014 0 0
F 0.173 1.497 2.57 0.0012 0 0 11 0.014 0.021 0.017 0 0
강종 구분 열연
권취온도
(℃)		 에지부
가열온도
(℃)		 에지부
가열시간
(hr)		 산세속도 (mpm) 소둔로 통판속도 (mpm) 균열대 온도
(℃)		 균열대의 이슬점
(℃)		 소둔로내
수소농도
(vol%)
B 비교예1 706 698 10 145 79 821 8 5
B 발명예1 621 631 15 214 86 793 -5 6
B 비교예2 504 654 19 214 87 804 17 7
D 발명예2 630 624 12 212 101 811 10 6
B 비교예3 621 612 12 189 109 817 14 2
F 발명예3 624 708 10 210 75 824 17 5
F 발명예4 611 652 14 209 75 795 9 6
D 비교예4 624 624 12 214 151 817 11 5
E 비교예5 714 624 3 214 76 811 7 7
D 비교예6 614 635 11 208 114 795 -21 6
E 발명예5 617 741 12 211 45 842 10 5
D 비교예7 852 625 11 210 84 831 11 8
E 비교예8 719 575 7 232 79 812 9 8
D 비교예10 619 678 10 241 87 912 21 6
E 발명예6 632 710 10 214 65 810 14 5
E 발명예7 607 714 12 214 74 811 8 6
B 비교예11 617 635 11 223 27 832 15 5
E 비교예12 624 624 12 231 94 642 21 6
B 비교예13 704 741 26 217 74 807 5 7
B 발명예8 594 650 17 201 78 854 17 5
F 비교예14 705 611 11 267 75 812 6 7
D 발명예9 602 720 12 214 76 795 12 5
F 비교예15 721 821 10 225 76 817 10 8
B 발명예10 632 724 11 185 76 817 11 5
F 비교예18 651 613 10 214 105 842 41 6
상술한 과정에 의하여 제조된 용융아연도금 강판의 특성을 측정하고, 점용접시 액상금속취화(LME가 발생하였는지 여부를 관찰한 결과를 표 3에 나타내었다. 점용접은 강판을 폭방향으로 절단하여 각 절단된 가장자리 부위를 따라서 실시하였다. 점용접 전류를 2회 가하고 통전 후 1 cycle의 hold time을 유지하였다. 점용접은 이종삼겹으로 실시하였다. 평가소재-평가소재-GA 980DP 1.4t재 (C 0.12중량%, Si 0.1중량%, Mn 2.2중량%의 조성을 가짐) 순으로 적층하여 점용접을 실시하였다. 점용접시 새 전극을 연질재에 15회 용접한 후 전극을 마모시킨 후 점용접 대상 소재로 비산(expulsion)이 발생하는 상한전류를 측정한다. 상한전류를 측정한 후 상한전류보다 0.5 및 1.0kA 낮은 전류에서 점용접을 용접전류별 8회 실시하고, 점용접부의 단면을 방전가공으로 정밀히 가공한 후 에폭시 마운팅하여 연마하고 광학현미경으로 크랙길이를 측정하였다. 광학현미경 관찰시 배율은 100배로 지정하고, 해당 배율에서 크랙이 발견되지 않으면 액상금속취화가 발생하지 않은 것으로 판단하고, 크랙이 발견되면 이미지 분석 소프트웨어로 길이를 측정하였다. 점용접부 어깨부에서 발생하는 B-type 크랙은 100㎛ 이하, C-type 크랙은 미관찰 시 양호한 것으로 판단하였다.
강판 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b)은 도 1에 도시한 바와 같이 각 영역의 경도는 깊이방향으로 동일한 간격으로 측정한 값의 평균값으로 할 수 있다. 본 발명의 한가지 구현례에서는 강판의 에지로부터 1mm 떨어진 부분의 표면으로부터 5~100㎛ 깊이까지 5㎛ 간격으로 나노인덴테이션 비커스 경도를 하중 5g으로 가하여 경도를 측정하고, 표층부 및 내부 영역의 깊이에 해당되는 지점의 경도 측정 값의 평균값을 각각 표층부 경도(a) 및 내부 경도(b)로 하여 이들의 비율(a/b) 값으로 하였다.
인장강도는 JIS-5호 규격의 C방향 샘플을 제작하여 인장시험을 통해 측정하였다. 합금화도와 도금부착량은 염산 용액을 이용한 습식용해법을 이용하여 측정하였다. 실러밀착성은 자동차용 구조용 접착제 D-type을 도금표면에 접착한 후 강판을 90도로 굽혀 도금이 탈락하는지 확인하였다. Powdering은 도금재를 90로 굽힌 후 테이프를 굽힌 부위에 접착 후 떼어내어 테이프에 도금층 탈락물이 몇 mm 떨어지는 지 확인하였다. 테이프에서 박리되는 도금층의 길이가 10mm를 초과하는 경우 불량으로 확인하였다. Flaking은 'ㄷ'자 형태로 가공 후 가공부에 도금층이 탈락하는지 확인하였다. GI강판은 자동차용구조용 접착제를 표면에 부착하여 강판을 90도로 구부렸을 때 실러 탈락면에 도금층이 박리되어 부착되었는지를 확인하는 실러 벤딩 테스트(Sealer bending test, SBT)를 실시하였다. 강판의 미도금 등의 결함이 있는지 육안으로 확인을 실시하여 표면품질을 확인하였고, 미도금 등의 육안 관찰 시 결함이 보이면 불량으로 판정하였다.
구분 경도 비율(a/b) (%) 인장
강도
(MPa)		 도금
종류		 도금
부착량
(wt%)		 표면
품질		 Powd
ering
(mm)		 Flaking SBT LME 발생
B-type
길이(㎛)		 C-type
길이(㎛)
비교예1 98 1,184 GA 46 양호 4 박리 - 24 112
발명예1 81 1,241 GA 49 양호 4 양호 - 45 ND
비교예2 96 1,187 GA 42 양호 1 양호 - 21 321
발명예2 91 1,045 GA 45 양호 2 양호 - ND ND
비교예3 98 1,196 GI 12 불량 - - 박리 ND 452
발명예3 91 1,034 GI 59 양호 2 - 양호 ND ND
발명예4 75 978 GA 48 양호 1 양호 - 65 ND
비교예4 96 784 GI 57 불량 - - 양호 45 166
비교예5 96 1,014 GA 47 양호 2 양호 - 96 141
비교예6 97 1,025 GI 46 불량 - - 박리 24 245
발명예5 84 1,027 GA 42 양호 4 양호 - 23 ND
비교예7 90 754 GA 43 불량 11 박리 - ND ND
비교예8 97 995 GA 44 양호 2 양호 - 65 548
비교예10 96 754 GA 47 양호 1 양호 - 36 245
발명예6 92 1,021 GA 43 양호 1 양호 - 14 ND
발명예7 85 1,029 GA 41 양호 0 양호 - ND ND
비교예11 84 788 GA 49 양호 2 양호 - 35 ND
비교예12 97 742 GA 46 양호 0 양호 - 45 287
비교예13 91 745 GA 46 불량 12 양호 - 75 ND
발명예8 84 1,242 GA 47 양호 2 양호 - ND ND
비교예14 85 984 GA 48 불량 13 양호 - 15 ND
발명예9 84 1,174 GA 42 양호 0 양호 - 45 ND
비교예15 92 741 GA 48 불량 13 양호 - 54 ND
발명예10 82 1,212 GI 42 양호 5 양호 - 14 ND
비교예18 98 774 GI 47 불량 - - 박리 54 45
발명예 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9, 및 10은 강조성과 제조조건이 본 발명의 조건을 충족하는 것으로서, 인장강도, 도금품질, 도금부착량 및 점용접 LME 크랙 길이도 양호하였다.
비교예 2과 7은 열연 공정 중 권취 온도가 본 발명에서 제시하는 범위를 만족하지 못하였다. 비교예 2는 열연 권취온도가 본 발명이 제시하는 범위보다 낮아서 열연 발생하는 탈탄의 양이 충분하지 않아서 강판 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b)이 95%(0.95) 이상으로 LME 크랙이 기준을 만족하지 못하였다. 비교에 7은 본 발명이 제시하는 열연 권취 온도를 초과하여 제작되어 열연 과정 중에 발생하는 탈탄의 양이 충분하여 LME 특성이 양호하였지만 열연 스케일이 과도하게 발생하여 스케일이 산세 시 완전히 제거되지 못하고 미도금이 발생하여 표면품질이 불량하여 flaking 평가 시 도금박리가 발생하였고, 합금화 불균일로 인해 파우더링성이 불량하였다. 열연 권취 온도가 과도하게 높아 열연 재질의 연화가 발생하고 소둔 후에도 회복되지 않아 인장강도가 열위하였다.
비교예 15은 에지부 가열온도가 본 발명에서 제시하는 범위를 초과하여 열처리 과정 중 엣지부에 과산화가 발생하여 표면 스케일이 붉은 색의 hematite를 형성하고, 두께가 과도하게 깊어졌다. 열연 후 산세 과정에서 엣지부가 과도하게 산세되면서 표면조도가 높아져 도금 이후 표면 형상이 불균일하고 표면색상이 중앙부와 상이한 색상 불균일 결함이 발생하였고, 합금화 불균일로 인해 파우더링성이 불량하였다. 열처리 과정 중에서 과도한 탈탄이 발생하여 경도 감소율이 기준을 충족하여 LME는 기준을 만족하였으나, 재질이 열위하였다.
비교예 8은 에지부 가열온도가 본 발명의 범위보다 낮게 제어되었다. 그 결과 열연 중 경도의 비율(a/b)을 충분히 감소시킬 수 없어서 점 용접시 LME 크랙 평가 기준을 만족하지 못하였다.
비교예 13은 에지부 가열온도는 본 발명의 범위를 만족하지만, 가열 시간을 초과하여 열처리 과정 중 엣지부에 과산화가 발생하여 표면 스케일이 붉은 색의 hematite를 형성하고, 스케일의 침투 두께도 과도하였다. 열연 후 산세 과정에서 엣지부가 과도하게 산세되면서 표면조도가 높아져 도금 이후 표면 형상이 불균일하고 표면색상이 중앙부와 상이한 색상 불균일 결함이 발생하였고, 합금화 불균일로 인해 파우더링성이 불량하였다.
비교예 5는 에지부 가열온도는 본 발명의 범위를 만족하지만, 에지부 가열 시간이 본 발명이 제시하는 범위보다 낮았다. 그 결과 충분한 열연 탈탄층이 형성되지 않아 점용접 LME 크랙 평가시 기준을 만족하지 못하여 불량하였다.
비교예 1과 14는 산세 속도가 본 발명이 제시하는 범위를 만족하지 못하였다. 비교에 1은 산세 속도가 기준보다 낮게 제작되어 산세 속도가 과도하게 길어지면서 열연 중 형성된 탈탄층이 산용액 중 용해되어 제거되어 강판 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b)이 기준보다 높아서 LME 크랙이 발생하였다. 열연 내부산화 입계가 산용액에 의해 부식되면서 입계 건전성이 열화되어 flaking test시 박리가 발생하였다. 비교예 14는 산세 속도가 기준보다 높게 제작되어 강판 표면에 열연 스케일이 완전히 제거되지 못하고 잔류하여 표면품질이 열위하고, GA합금화도 불균일로 인해 파우더링성이 열위하였다.
비교예 10에서는 소둔로 내 균열대 온도가 본 발명이 제시하는 범위를 초과하였다. 소둔 온도가 과도해지면서 외부산화량이 증가하여 충분한 내부산화량이 형성되지 못하여 강판 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b)이 95% 이상이고, LME 크랙이 기준을 못하였지 못하여 점용접성이 불량하였다. 또한 균열대에서 오스테나이트가 과도하게 형성 및 성장하여 재질이 기준을 만족하지 못하여 불량하였다.
비교예 12에서는 소둔로 내 균열대 온도가 본 발명이 제시하는 범위보다 낮게 제조되었다. 소둔온도가 낮아서 수증기와 강판 간의 산화반응이 충분하지 못하여 내부산화가 충분히 형성되지 못하여 강판 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b)이 높기 때문에 LME 크랙이 기준을 못하였지 못하여 점용접성이 불량하였다. 또한 소둔 중 재결정이 충분히 이루어지지 않아 목표하는 미세조직이 형성되지 않아 재질이 기준을 만족하지 못하여 불량하였다.
비교예 6은 소둔 중 로내 이슬점이 본 발명이 제시하는 범위보다 낮았던 경우이다. 열연 가열 공정 중 전폭에 충분한 내부산화층을 발생시켜도, 냉간압연 후 소둔 과정 중 이슬점이 충분히 높지 않아 탈탄층이 충분히 형성되지 못하여 강판 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b)이 95% 이상이고, 그 영향으로 점용접 LME 크랙 길이가 기준을 만족하지 못했다. GI재의 경우는 이슬점이 낮아 충분한 내부산화를 발생시키지 못해 표면산화물이 과도하게 발생하여 표면품질이 불량하고, SBT 박리가 발생하였다.
비교예 18에서는 소둔로 내 이슬점 범위가 본 발명이 제시하는 범위를 초과하였다. 이슬점이 과도하게 높아지면서 탈탄 반응은 충분히 발생하여 LME는 만족하였지만, 과도한 내부산화로 인해 재질이 열화되어 기준을 만족하지 못하였고, 과도한 이슬점으로 인해 표면산화물 발생량도 많아져 SBT 결과 도금박리가 발생하였다.
비교예 3은 소둔로 내 수소농도가 5 Vol% 미만으로 소둔로 내 환원분위기 조성이 미흡하였다. 과다한 표면산화물 형성으로 인해 미도금이 발생하여 표면품질이 열위하고, SBT 도금박리가 발생하였다. 또한, 과도한 산화물로 인해 강중 탄소와 산소의 물리적 접촉이 어려워 표층부 경도 감소가 미흡하여 LME 크랙이 기준을 만족하지 못하였다.
비교예 4와 11은 소둔로 내 통판 속도가 본 발명이 제시하는 범위를 벗어났다. 비교에 4는 통판 속도가 본 발명이 제시하는 범위보다 높게 조업되었다. 소둔로 내 함습질소와 반응할 수 있는 충분한 시간이 확보되지 못해 탈탄 수준이 미흡하여 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b)이 95% 이상으로 LME 크랙이 기준을 만족하지 못하였고, 소둔로 내에서 충분한 재결정 시간을 확보하지 못하여 재질(인장강도)이 열위하였다. 비교에 11은 통판 속도가 본 발명이 제시하는 범위보다 낮게 제조되어 소둔로내 충분한 탈탄층을 확보하여 LME는 만족하였으나, 과도한 탈탄층 형성으로 인해 재질(인장강도)이 열위하였다.
이와 같은 실시예의 결과를 통해 본 발명의 여러 구현례들의 유리한 효과를 확인할 수 있었다.

Claims (11)

  1. 소지강판 및
    상기 소지강판의 표면에 형성된 아연계 도금층을 포함하는 아연도금강판으로서,
    상기 소지강판의 표층부 경도(a)와 내부 경도(b)의 비율(a/b)이 0.95 미만인 아연도금강판.
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 아연계 도금층의 도금 부착량은 30~70g/m 2 인 아연도금강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 소지강판이 C: 0.05~1.5%, Si: 2.0% 이하, Mn: 1.0~30%, S-Al(산 가용성 알루미늄): 3% 이하, Cr: 2.5% 이하, Mo: 1% 이하, B: 0.005% 이하, Nb: 0.2% 이하, Ti: 0.2% 이하, V: 0.2% 이하, Sb+Sn+Bi: 0.1% 이하, N: 0.01% 이하를 포함하는 조성을 가지는 아연도금강판.
  4. 제 3 항에 있어서, 상기 소지강판의 두께는 1.0~2.0mm인 아연도금강판.
  5. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 표층부가 Si, Mn, Al 및 Fe 중 적어도 1종 이상을 함유하는 내부 산화물을 포함하는 아연도금강판.
  6. 강 슬라브를 950~1350℃의 온도로 가열하는 단계;
    상기 강 슬라브를 사상압연 시작온도: 900~1,150℃ 그리고 사상압연 종료온도: 850~1,050℃의 조건으로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 590~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 열연강판을 180~250mpm의 통판속도로 산세하는 단계;
    상기 열연강판을 35~60%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    650~900℃에서 -10~30℃의 이슬점의 분위기로 상기 냉연강판을 재결정 소둔하는 단계; 및
    상기 소둔된 냉연강판을 용융아연도금하는 단계
    를 포함하는 아연도금강판의 제조방법.
  7. 제 6 항에 있어서, 상기 재결정 소둔하는 단계는 수소(H2)를 5~10부피% 포함하는 습질소 가스 분위기에서 이루어지는 아연도금강판의 제조방법.
  8. 제 6 항에 있어서, 상기 재결정 소둔시의 통판 속도는 40~130mpm인 아연도금강판의 제조방법.
  9. 제 6 항에 있어서, 상기 소둔 후 강판을 550~750℃의 온도까지 3~5℃/s의 냉각속도로 서냉하는 단계를 더 포함하는 아연도금강판의 제조방법.
  10. 제 9 항에 있어서, 상기 서냉 후 강판을 270~550℃까지 12~20℃/s의 냉각속도로 급냉하는 단계를 더 포함하는 아연도금강판의 제조방법.
  11. 제 6 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서, 도금강판을 480~560℃의 온도로 합금화하는 단계를 더 포함하는 아연도금강판의 제조방법.
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