WO2022139250A1 - 표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent surface quality and spot weldability and a method for manufacturing the same.
  • High-strength steel usually means a 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 coated on the surface to ensure corrosion resistance. It is widely used as a material for automobiles because it has high corrosion resistance by using sacrificial corrosion resistance.
  • alloying elements such as Si, Al, and Mn 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. There is a risk of deteriorating the surface quality, etc.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent surface quality and spot weldability and a method for manufacturing the same can be provided.
  • a galvanized steel sheet is a galvanized steel sheet including a zinc-based plated layer provided on a surface of a base steel sheet and the base steel plate, wherein the base steel plate is an interface between the base steel plate and the zinc-based plated layer a first surface layer region corresponding to a depth of up to 25 ⁇ m in the thickness direction of the base steel sheet; and a second surface layer region adjacent to the first surface layer region and corresponding to a depth of 25 ⁇ m to 50 ⁇ m in the thickness direction of the base steel sheet, wherein the ferrite fraction of the first surface layer region is 55 area% or more and the average grain size of ferrite included in the first surface layer region is 2 to 10 ⁇ m, the ferrite fraction in the second surface layer region is 30 area% or more, and the average grain size of ferrite included in the second surface layer region is may be 1.35-7 ⁇ m.
  • the ratio of the average hardness of the first surface layer region to the average hardness of the center of the base steel plate is 90% or less, and the ratio of the average hardness of the second surface layer region to the average hardness of the center of the base steel plate may be 95% or less .
  • a plating adhesion amount of the zinc-based plating layer may be 30 to 70 g/m 2 .
  • the base steel sheet is, by weight%, by weight%, C: 0.05 to 1.5%, Si: 2.5% or less, Mn: 1.5 to 20.0%, S-Al (acid soluble aluminum): 3.0% or less, Cr: 2.5% or less, Mo: 1.0% or less, B: 0.005% or less, Nb: 0.2% or less, Ti: 0.2% or less, Sb+Sn+Bi: 0.1% or less, N: 0.01% or less, balance Fe and unavoidable impurities can
  • the tensile strength of the galvanized steel sheet may be 900 MPa or more.
  • the surface layer portion of the base steel sheet may include an oxide containing at least one of Si, Mn, Al and Fe.
  • the thickness of the base steel sheet is 1.0 ⁇ 2.0mm, galvanized steel sheet.
  • a method of manufacturing a galvanized steel sheet according to an aspect of the present invention comprises the steps of reheating a steel slab to a temperature range of 950 to 1300 °C; providing a hot-rolled steel sheet by hot rolling the reheated slab to a finishing rolling start temperature of 900 to 1150° C.
  • the plate speed during the annealing may be 40 ⁇ 130mpm.
  • the steel slab is, in wt%, C: 0.05 to 0.30%, Si: 2.5% or less, Mn: 1.5 to 10.0%, S-Al (acid soluble aluminum): 1.0% or less, Cr: 2.0% or less, Mo: 0.2% or less, B: 0.005% or less, Nb: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, Sb+Sn+Bi: 0.05% or less, N: 0.01% or less, remainder Fe and unavoidable impurities.
  • the size of the ferrite grains of the surface layer of the base iron directly under the plating layer is controlled in a certain range, the possibility of cracking can be lowered even when tensile stress is applied during spot welding, and accordingly, the hot-dip galvanized layer is cracked. It is possible to effectively reduce the liquid metal embrittlement (LME) phenomenon that occurs by penetrating along the
  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent surface quality and spot weldability and a method for manufacturing the same.
  • preferred embodiments of the present invention will be described. Embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below. The present embodiments are provided in order to further detailed the present invention to those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains.
  • galvanized steel sheet 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 mainly containing zinc.
  • 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 study on a means for suppressing microcracks on the surface, paying attention to the fact that liquid metal embrittlement (LME) generated during welding has a source in microcracks generated from the surface of the steel sheet. It was found that it is necessary to specifically control the microstructure of 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), and silicon (Si) 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, micro-cracks easily occur in steel containing a large amount of these elements, which ultimately causes embrittlement of liquefied metal during welding.
  • elements such as carbon (C), manganese (Mn), and silicon (Si) 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, micro-cracks easily occur in steel containing a large amount of these elements, which ultimately causes embrittlement of liquefied metal during welding.
  • the present inventors have conducted an in-depth study on a method of reducing the crack susceptibility of high-strength steel, and since the behavior of microcracks is closely related to the carbon (C) distribution of the steel sheet, ferrite having a relatively low carbon (C) concentration is used in the steel sheet. It was derived that the crack susceptibility of the steel sheet can be effectively reduced when introduced into the surface layer. In particular, the present inventors have derived the present invention by finding that there is a close correlation between the ferrite fraction or grain size and the cracking behavior in a specific region of the surface layer of the steel sheet.
  • the steel sheet is, from the interface between the steel sheet and the zinc-based plating layer, the substrate a first surface layer region corresponding to a depth of up to 25 ⁇ m in a thickness direction of the steel sheet; and a second surface layer region adjacent to the first surface layer region and corresponding to a depth of 25 ⁇ m to 50 ⁇ m in the thickness direction of the base steel sheet, wherein the ferrite fraction of the first surface layer region is 55 area% or more and the average grain size of ferrite included in the first surface layer region is 2 to 10 ⁇ m, the ferrite fraction in the second surface layer region is 30 area% or more, and the average grain size of ferrite included in the second surface layer region is may be 1.35-7 ⁇ m.
  • the surface layer portion of the base steel sheet adjacent to the zinc-based plating layer may be divided into a first surface layer area and a second surface layer area.
  • the first surface layer region may be a region corresponding to a depth of up to 25 ⁇ m in the thickness direction of the base steel plate from the interface between the base steel plate and the zinc-based plating layer.
  • the second surface layer region is adjacent to the first surface layer region, and may be a region corresponding to a depth of 25 ⁇ m to 50 ⁇ m in the thickness direction of the base steel sheet.
  • the microstructure of the first surface layer region may be composed of ferrite and a secondary hard phase, and may include other unavoidable structures. Since the first surface layer region contains 55 area% or more of ferrite, it is possible to effectively reduce the crack susceptibility of the steel sheet. Although the upper limit of the ferrite fraction in the first surface layer region is not particularly defined, the upper limit may be limited to 97 area% in terms of securing the strength of the steel sheet.
  • the secondary hard phase means a microstructure having a relatively high hardness compared to ferrite, and may be at least one selected from bainite, martensite, retained austenite, and pearlite.
  • the average hard grain size of the ferrite included in the first surface layer region may be in the range of 2 to 10 ⁇ m. In order to suppress the crack susceptibility of the steel sheet, the average grain size of ferrite included in the first surface layer region may be limited to 2 ⁇ m or more. On the other hand, if the average grain size of ferrite included in the first surface layer region exceeds a certain level, it is disadvantageous in terms of securing the strength of the steel sheet. have.
  • the fraction and average grain size included in the first surface layer region adjacent to the zinc-based plating layer also depend on the crack sensitivity of the steel sheet. It is a factor that has a great influence.
  • the microstructure of the second surface layer region may also be made of ferrite and a secondary hard phase, and may include other unavoidable structures. Since the second surface layer region contains 30 area% or more of ferrite, it is possible to effectively reduce the crack susceptibility of the steel sheet. Although the upper limit of the ferrite fraction of the second surface layer region is not particularly specified, the upper limit may be limited to 85 area% in terms of securing the strength of the steel sheet.
  • the secondary hard phase means a microstructure having a relatively high hardness compared to ferrite, and may be at least one selected from bainite, martensite, retained austenite, and pearlite.
  • the average hard grain size of the ferrite included in the second surface layer region may be in the range of 1.35 to 7 ⁇ m. In order to suppress the crack susceptibility of the steel sheet, the average grain size of ferrite included in the second surface layer region may be limited to 1.35 ⁇ m or more. On the other hand, if the average grain size of ferrite included in the second surface layer region exceeds a certain level, it is disadvantageous in terms of securing the strength of the steel sheet. have.
  • the average grain size of ferrite in the first surface layer region and the second surface layer region can be measured by observing three or more regions of the cross section of the steel sheet by SEM (Scanning Electron Microscopy), and the ferrite fraction in the first surface layer region and the second surface layer region is It can be measured using a phase map obtained using EBSD (Electron Back-Scattered Diffraction).
  • SEM Sccanning Electron Microscopy
  • EBSD Electron Back-Scattered Diffraction
  • the first surface layer region and the second surface layer region have lower hardness than the center of the base steel sheet.
  • the ratio of the average hardness of the first surface layer region to the average hardness of the center of the base steel sheet may be 90% or less, and the ratio of the average hardness of the second surface layer region to the average hardness of the center of the base steel sheet may be 95% or less.
  • the second surface layer region may have a higher average hardness value than the first surface layer region.
  • the lower limit of the ratio of the average hardness of the first surface layer to the average hardness of the core of the base steel sheet or the ratio of the average hardness of the second surface layer to the average hardness of the core of the base steel sheet is not specifically defined, but the strength of the steel sheet and the uniformity of the material In terms of securing performance, the lower limit can be limited to 70%, respectively.
  • the average hardness of the first surface layer region means the average of Vickers hardness values measured at points spaced 5 ⁇ m, 10 ⁇ m, 15 ⁇ m, and 20 ⁇ m apart from the interface in the cross section of the steel sheet
  • the average hardness of the second surface layer region is the average hardness of the steel sheet. It means the average of the Vickers hardness values measured at points spaced apart from the interface by 30 ⁇ m, 35 ⁇ m, 40 ⁇ m, and 45 ⁇ m in the cross section.
  • the average hardness of the center means the average of the Vickers hardness values measured at 1/2t and 1/2t ⁇ 5 ⁇ m points in the cross section of the steel sheet, respectively.
  • t means the thickness (mm) of the steel sheet.
  • Vickers hardness can be measured under a 5 g load condition using a nano-intent Vickers hardness tester, and a person skilled in the art measures the average Vickers hardness of the first surface layer region, the second surface layer region, and the center without special technical difficulties can do.
  • the present invention does not limit the type as long as it is a high-strength steel sheet having a strength of 900 MPa or more.
  • the steel sheet targeted in the present invention is, in weight ratio, C: 0.05 to 1.5%, Si: 2.5% or less, Mn: 1.5 to 20.0%, S-Al (acid-soluble aluminum): 3.0% or less, Cr: 2.5% or less, Mo: 1.0% or less, B: 0.005% or less, Nb: 0.2% or less, Ti: 0.2% or less, Sb+Sn+Bi: 0.1% or less, N: 0.01% or less, The remainder may contain Fe and unavoidable impurities.
  • elements that may be included in the steel not listed above may be further included up to 1.0 wt% or less in total.
  • the content of each component element is expressed based on weight unless otherwise indicated.
  • the above-mentioned 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).
  • TRIP steel, DP steel, CP steel, etc. may be used as the high-strength steel sheet. These steels may have the following composition when classified in detail.
  • 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 component element is not limited, these may be regarded as arbitrary elements, meaning that 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 an improved surface quality by including an internal oxide containing at least one or more of Si, Mn, Al and Fe in the surface layer portion of the base steel sheet. That is, since the oxides exist 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 a GI (galvanized) or GA (galva-annealed) layer.
  • the plating layer may be a zinc-based plating layer including a GI (galvanized) or GA (galva-annealed) layer.
  • the alloying degree (meaning the Fe content in the plating layer) may be controlled to 8 to 13% by weight, preferably 10 to 12% by weight. If the alloying degree is not sufficient, zinc in the zinc-based plating layer may penetrate into microcracks and cause a problem of liquid metal embrittlement.
  • the plating adhesion amount of the zinc-based plating layer may be 30 ⁇ 70g/m 2 .
  • the amount of plating adhesion is too small, it is difficult to obtain sufficient corrosion resistance.
  • a more preferable range of the plating adhesion amount may be 40 to 60 g/m 2 .
  • This plating adhesion amount means the amount of the plating layer attached to the final product.
  • the plating layer is GA, the plating adhesion amount increases due to alloying, so the weight may decrease slightly before alloying, and it varies depending on the degree of alloying. 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 of the above-described composition, performing rough rolling and finishing rolling, hot rolling, and then performing ROT (Run Out Table) cooling, followed by winding. Thereafter, the manufactured steel sheet may be subjected to pickling 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 finish rolling start and end temperature.
  • Coiling temperature, 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 When the scale is formed, it 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. LME improvement is insufficient.
  • Finishing rolling start temperature 900 ⁇ 1150°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 1150°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 property can be greatly reduced, the finishing rolling start temperature can be limited to the above-described range.
  • Finishing rolling end temperature 850 ⁇ 1050°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-described 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, it is difficult to achieve a sufficient effect because the coil is slowly cooled at a temperature lower than the temperature required for oxidation and removal of these elements.
  • the hot-rolled steel sheet which has undergone the above-described process, is put into a hydrochloric acid bath to remove the hot-rolled scale, and pickling treatment is performed.
  • 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 substrate 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 rolling reduction 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 20 ⁇ m of the surface of the steel sheet sufficient after annealing.
  • the annealing process of the steel sheet may be followed. Since the average grain size and fraction of ferrite in the surface part of the steel sheet may vary greatly during the annealing process of the steel sheet, in one embodiment of the present invention, the average grain size and fraction of ferrite in the region within 50 ⁇ m from the surface of the steel sheet are appropriately controlled under conditions The annealing process can be controlled.
  • 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.
  • Heating zone heating rate 1.3 ⁇ 4.3°C/s
  • the heating rate of the heating zone is low, the amount of Si oxidation increases in the region of 650 ° C. or higher, and an oxide film in the form of a continuous film is formed on the surface, and the amount of water vapor dissociated into oxygen by contact with the surface of the steel sheet is significantly reduced, Since the oxide film inhibits the reaction between carbon and oxygen on the surface, decarburization is not sufficiently performed, and thus LME resistance may be poor.
  • an oxide film is formed on the surface, so that the plating wettability may be inferior, and the plating surface quality may be inferior. Accordingly, in one embodiment of the present invention, the lower limit of the heating rate of the heating zone may be set to 1.3°C/s.
  • the heating rate of the heating zone when the heating rate of the heating zone is high, recrystallization during the heating process and the austenite phase transformation may not be smooth in the temperature section above the ideal range.
  • carbon composed of cementite is dissociated in the process of simultaneously forming ferrite and austenite in the ideal temperature range, and as partitioning into austenite with high carbon solubility increases, the high carbon capacity increases, so that hard materials such as martensite.
  • the low-temperature phase of when the heating rate is high, the austenite fraction is low, and the low-temperature phase is not sufficiently formed due to the decrease in carbon partitioning, which may cause a decrease in strength. Accordingly, in one embodiment of the present invention, the upper limit of the heating rate of the heating zone may be set to 4.3°C/s.
  • Dew point control in annealing furnace Controlled from 650 to 900°C to -10 to +30°C
  • the dew point in the annealing furnace It is advantageous to control the dew point in the annealing furnace to obtain an appropriate range of the surface layer ferrite fraction and average grain size.
  • the dew point When 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 formed 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 problems of shortening the equipment lifespan 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 maintains a reducing atmosphere by adding 5 to 10 Vol% of hydrogen to nitrogen gas.
  • the hydrogen concentration in the annealing furnace is less than 5 Vol%, the surface oxides are excessively formed due to the decrease in the reducing ability, and the surface quality and adhesion of the plating are inferior. 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 the 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 during 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 the quench zone temperature is 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, when 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 to be described later, and in some cases may be higher than the temperature of the plating bath.
  • Inlet temperature of plating bath steel sheet 420 ⁇ 500°C
  • the inlet temperature of the steel sheet in the plating bath is low, the wettability in the contact interface between the steel sheet and 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 liquid zinc excessively generates a zeta phase, which is an Fe-Zn alloy phase, at the interface, and the adhesion of the plating layer is lowered. There are problems that arise. Therefore, the pull-in temperature of the steel sheet may be limited to 500 °C or less.
  • the Al concentration in the plating bath should be maintained at an appropriate concentration to ensure the wettability of the plating layer and the fluidity of the plating bath.
  • GA 0.10 ⁇ 0.15%
  • GI 0.2 ⁇ 0.25%
  • ZM ZM
  • 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 temperature is set in the above-mentioned range.
  • a steel slab having the composition shown in Table 1 below (the remaining components not listed 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 1015°C and 950°C, respectively, at the start and end temperatures of finishing rolling, and then wound up at 630°C.
  • cold rolling is performed, and the obtained cold-rolled steel sheet is annealed in an annealing furnace, annealed at 4.2°C/s in an annealing zone at 620°C, and quenched at 17°C/s in a rapid cooling zone of 315°C.
  • an annealed steel sheet was obtained.
  • the atmosphere gas of the crack zone was N 2 -6%H 2 .
  • the obtained steel sheet is heated, GA is immersed in a plating bath containing 0.13% Al, GI is immersed in a zinc-based plating bath containing 0.24% by weight Al, and ZM is immersed in a zinc-based plating bath containing 1.75% Al and 1.55% Mg.
  • hot-dip galvanizing was performed. 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.
  • microstructure fraction was measured using the EBSD (Electron Back-Scattered Diffraction) phase map for the cross section of each specimen.
  • EBSD Electro Back-Scattered Diffraction
  • SEM scanning electron microscopy
  • Vickers hardness of each specimen cross-section was measured under a load condition of 5 g using a nano-intent Vickers hardness tester.
  • the average hardness of the first surface layer region is an average value of Vickers hardness measured at points spaced apart from the interface by 5 ⁇ m, 10 ⁇ m, 15 ⁇ m, and 20 ⁇ m
  • the average hardness of the second surface layer region is 30 ⁇ m, 35 ⁇ m, 40 ⁇ m from the interface. It is an average value of Vickers hardness measured at points spaced apart by ⁇ m and 45 ⁇ m
  • the average hardness at the center is an average value of Vickers hardness measured at 1/2t point and 1/2t ⁇ 5 ⁇ m point, respectively.
  • Tensile strength was measured through a tensile test by manufacturing a sample in the C direction of JIS-5 standard.
  • the plating adhesion amount was 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 sheet at 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.
  • specimens 2, 4, 5, 6, 7, 9, 10, 11, 14 and 15 satisfy the alloy composition and process conditions of the present invention, and it can be confirmed that the tensile strength, plating quality and spot weld LME crack length are also good. have.
  • specimens 1, 3, 8, 12, 13, 16, 17 and 18 do not satisfy any one of the alloy composition and process conditions of the present invention, and at least one of tensile strength, plating quality, and spot weld LME cracks. You can see this inferiority.

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Abstract

본 발명의 한 가지 측면에 따르면, 표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.

Description

표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
본 발명은 표면품질과 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 Induced 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), 고내식도금강판 (ZM) 또는 합금화 아연도금강판(GA)은 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 미소크랙이 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 한 가지 측면에 따르면, 표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 아연도금강판은, 소지강판 및 상기 소지강판의 표면에 구비되는 아연계 도금층을 포함하는 아연도금강판으로서, 상기 소지강판은, 상기 소지강판과 상기 아연계 도금층 사이의 계면으로부터 상기 소지강판의 두께 방향으로 25㎛까지의 깊이에 대응하는 영역인 제1 표층영역; 및 상기 제1 표층영역에 인접하며, 상기 소지강판의 두께 방향으로 25㎛ 내지 50㎛의 깊이에 대응하는 영역인 제2 표층영역을 포함하고, 상기 제1 표층영역의 페라이트 분율은 55면적% 이상이고, 상기 제1 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 결정립 크기는 2~10㎛이며, 상기 제2 표층영역의 페라이트 분율은 30면적% 이상이고, 상기 제2 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 결정립 크기는 1.35~7㎛일 수 있다.
상기 소지강판 중심부의 평균 경도에 대한 상기 제1 표층영역의 평균 경도의 비율이 90% 이하이고, 상기 소지강판 중심부의 평균 경도에 대한 상기 제2 표층영역의 평균 경도의 비율이 95% 이하일 수 있다.
상기 아연계 도금층의 도금 부착량은 30~70g/m2일 수 있다.
상기 소지강판은, 중량%로, 중량%로, C: 0.05~1.5%, Si: 2.5% 이하, Mn: 1.5~20.0%, S-Al(산 가용성 알루미늄): 3.0% 이하, Cr: 2.5% 이하, Mo: 1.0% 이하, B: 0.005% 이하, Nb: 0.2% 이하, Ti: 0.2% 이하, Sb+Sn+Bi: 0.1% 이하, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
상기 아연도금강판의 인장강도는 900MPa 이상일 수 있다.
상기 소지강판의 표층부는 Si, Mn, Al 및 Fe 중 적어도 1종 이상을 함유하는 산화물을 포함할 수 있다.
상기 소지강판의 두께는 1.0~2.0mm인, 아연도금강판.
본 발명의 일 측면에 따른 아연도금강판의 제조방법은, 강 슬라브를 950~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계; 900~1150℃의 사상압연 시작온도 및 850~1050℃의 사상압연 종료온도로 상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 상기 열연강판을 590~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 1.3~4.3℃/s의 가열속도로 가열대에서 상기 열연강판을 가열하는 단계; -10~+30℃의 이슬점 온도, N2-5~10%H2의 분위기 가스 및 650~900℃ 온도범위의 균열대에서 상기 열연강판을 소둔 처리하는 단계; 550~700℃ 온도범위의 서냉대에서 상기 소둔 처리된 열연강판을 서냉하는 단계; 270~550℃ 온도범위의 급냉대에서 상기 서냉된 열연강판을 급냉하는 단계; 상기 급냉된 열연강판을 재가열한 후 420~550℃의 인입온도로 아연계 도금욕에 침지하여 아연계 도금층을 형성하는 단계; 및 선택적으로 상기 아연계 도금층이 형성된 강판을 480~560℃의 온도범위로 가열하여 합금화하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 소둔시 통판 속도는 40~130mpm일 수 있다.
상기 강 슬라브는, 중량%로, C: 0.05~0.30%, Si: 2.5% 이하, Mn: 1.5~10.0%, S-Al(산 가용성 알루미늄): 1.0% 이하, Cr: 2.0% 이하, Mo: 0.2% 이하, B: 0.005% 이하, Nb: 0.1% 이하, Ti: 0.1% 이하, Sb+Sn+Bi: 0.05% 이하, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 구현예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 도금층 직하의 소지철 표층부의 페라이트 결정립 크기를 일정 범위로 제어하므로, 점 용접시 인장응력이 가해진다고 하더라도 크랙의 발생 가능성을 낮출 수 있으며, 그에 따라 용융아연도금층이 크랙을 따라 침투하여 발생하는 액상금속취화(LME) 현상을 효과적으로 감소시킬 수 있다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 강판의 표면에서 산화물이 형성되는 것을 감소시킬 수 있으므로, 도금 품질이 열화되는 것을 효과적으로 억제할 수 있다.
본 발명의 효과는 전술한 사항에 국한되는 것은 아니며, 통상의 기술자가 아래에 기재된 사항으로부터 유추 가능한 기술적 효과를 포함하는 것으로 해석될 수 있다.
본 발명은 표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 몇 가지 구현예를 통해 본 발명의 아연도금강판에 대해 설명한다.
본 발명에서 아연도금강판이라고 함은 아연도금강판(GI 강판)뿐만 아니라 합금화 아연도금강판(GA)은 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 범위에 포함될 수 있다.
본 발명의 발명자들은 용접시 발생되는 액상금속취화(LME)가 강판의 표면에서부터 발생하는 미소크랙에 그 원이 있다는 것에 착안하여, 표면의 미소크랙을 억제하는 수단에 관하여 연구하고, 이를 위해서는 강판 표면의 미세조직을 특별히 제어하는 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 미소크랙이 용이하게 발생하여 종국적으로는 용접시 액화금속취화의 원인이 된다.
본 발명자들은 고강도 강의 크랙 감수성을 줄이는 방안에 대해 심도 있는 연구를 수행하였으며, 미소크랙의 발생 거동은 강판의 탄소(C) 분포와 밀접한 관계가 있으므로 탄소(C) 농도가 상대적으로 낮은 페라이트를 강판의 표층부에 도입하는 경우 강판의 크랙 감수성을 효과적으로 감소시킬 수 있다는 사항을 도출하였다. 특히, 본 발명자들은 강판 표층부 특정 영역에서의 페라이트 분율 또는 결정립 크기와 크랙 발생 거동에 긴밀한 상관관계가 있다는 것을 규명하여 본 발명을 도출하게 되었다.
본 발명의 한가지 구현예에 따르면, 소지강판 및 상기 소지강판의 표면에 구비되는 아연계 도금층을 포함하는 아연도금강판으로서, 상기 소지강판은, 상기 소지강판과 상기 아연계 도금층 사이의 계면으로부터 상기 소지강판의 두께 방향으로 25㎛까지의 깊이에 대응하는 영역인 제1 표층영역; 및 상기 제1 표층영역과 인접하며, 상기 소지강판의 두께 방향으로 25㎛ 내지 50㎛의 깊이에 대응하는 영역인 제2 표층영역을 포함하고, 상기 제1 표층영역의 페라이트 분율은 55면적% 이상이고, 상기 제1 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 결정립 크기는 2~10㎛이며, 상기 제2 표층영역의 페라이트 분율은 30면적% 이상이고, 상기 제2 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 결정립 크기는 1.35~7㎛일 수 있다.
일 예에 따르면, 아연계 도금층과 인접하는 소지강판의 표층부는 제1 표층영역과 제2 표층영역을 구분될 수 있다. 제1 표층영역은 소지강판과 아연계 도금층 사이의 계면으로부터 소지강판의 두께 방향으로 25㎛까지의 깊이에 대응하는 영역일 수 있다. 제2 표층영역은 제1 표층영역과 인접하며, 소지강판의 두께 방향으로 25㎛ 내지 50㎛의 깊이에 대응하는 영역일 수 있다.
제1 표층영역의 미세조직은 페라이트와 2차 경질상으로 이루어질 수 있으며, 기타 불가피한 조직을 포함할 수 있다. 제1 표층영역은 55면적% 이상의 페라이트를 포함하므로, 강판의 크랙 감수성을 효과적으로 감소시킬 수 있다. 제1 표층영역의 페라이트 분율 상한은 특별히 규정하지는 않으나, 강판의 강도 확보 측면에서 그 상한을 97면적%로 제한할 수 있다. 2차 경질상은 페라이트에 비해 상대적으로 경도가 높은 미세조직을 의미하며, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트 중에서 선택된 1종 이상일 수 있다.
제1 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 경정립 크기는 2~10㎛의 범위일 수 있다. 강판의 크랙 감수성을 억제하기 위해 제1 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 결정립 크기를 2㎛ 이상으로 제한할 수 있다. 반면, 제1 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 결정립 크기가 일정 수준을 초과하는 경우 강판의 강도 확보 측면에서 불리하므로, 제1 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 결정립 크기를 10㎛ 이하로 제한할 수 있다.
아연계 도금층과 인접하는 제1 표층영역에 포함되는 페라이트 분율 및 평균 결정립 크기뿐만 아니라, 아연계 도금층과 일정 간격 이격된 제2 표층영역에 포함되는 페라이트의 분율 및 평균 결정립 크기 역시 강판의 크랙 감수성에 큰 영향을 미치는 요소이다.
제2 표층영역의 미세조직 역시 페라이트와 2차 경질상으로 이루어질 수 있으며, 기타 불가피한 조직을 포함할 수 있다. 제2 표층영역은 30면적% 이상의 페라이트를 포함하므로, 강판의 크랙 감수성을 효과적으로 감소시킬 수 있다. 제2 표층영역의 페라이트 분율 상한은 특별히 규정하지는 않으나, 강판의 강도 확보 측면에서 그 상한을 85면적%로 제한할 수 있다. 2차 경질상은 페라이트에 비해 상대적으로 경도가 높은 미세조직을 의미하며, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트 중에서 선택된 1종 이상일 수 있다.
제2 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 경정립 크기는 1.35~7㎛의 범위일 수 있다. 강판의 크랙 감수성을 억제하기 위해 제2 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 결정립 크기를 1.35㎛ 이상으로 제한할 수 있다. 반면, 제2 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 결정립 크기가 일정 수준을 초과하는 경우 강판의 강도 확보 측면에서 불리하므로, 제2 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 결정립 크기를 7㎛ 이하로 제한할 수 있다.
제1 표층영역 및 제2 표층영역의 페라이트 평균 결정립 크기는 SEM(Scanning Electron Microscopy)으로 강판 단면의 3군데 이상의 영역을 관찰하여 측정할 수 있으며, 제1 표층영역 및 제2 표층영역의 페라이트 분율은 EBSD(Electron Back-Scattered Diffraction)를 이용하여 확보된 상지도(Phase Map)를 이용하여 측정할 수 있다. 당해 기술분야의 통상의 기술자는 특별한 기술적 어려움 없이 제1 표층영역 및 제2 표층영역에 포함되는 페라이트 분율 및 평균 결정립 크기를 측정할 수 있다.
점용접시 발생하는 인장응력에 대해 완충력을 제공하기 위해, 제1 표층영역 및 제2 표층영역은 소지강판의 중심부에 비해 낮은 경도를 가지는 것이 바람직하다. 소지강판의 중심부 평균 경도에 대한 제1 표층영역의 평균 경도의 비율은 90% 이하일 수 있으며, 소지강판의 중심부 평균 경도에 대한 제2 표층영역의 평균 경도의 비율은 95% 이하일 수 있다. 제2 표층영역은 제1 표층영역보다 더 높은 평균 경도값을 가질 수 있다. 소지강판의 중심부 평균 경도에 대한 제1 표층영역의 평균 경도의 비율 또는 소지강판의 중심부 평균 경도에 대한 제2 표층영역의 평균 경도의 비율의 하한은 특별히 규정하지 않으나, 강판의 강도 확보 및 재질 균일성 확보 측면에서 그 하한을 각각 70%로 제한할 수 있다.
제1 표층영역의 평균 경도는 강판의 단면에서 계면으로부터 5㎛, 10㎛, 15㎛, 20㎛ 이격된 지점에서 측정된 비커스 경도값의 평균을 의미하며, 제2 표층영역의 평균 경도는 강판의 단면에서 계면으로부터 30㎛, 35㎛, 40㎛, 45㎛ 이격된 지점에서 측정된 비커스 경도값의 평균을 의미한다. 중심부 평균 경도는 강판 단면에서 1/2t 지점 및 1/2t±5㎛ 지점에서 각각 측정된 비커스 경도값의 평균을 의미한다. 여기서, t는 강판의 두께(mm)를 의미한다. 비커스 경도는 나노인텐테이션 비커스 경도계를 이용하여 5g 하중 조건에서 측정할 수 있으며, 당해 기술분야의 통상의 기술자는 특별한 기술적 어려움 없이 제1 표층영역, 제2 표층영역 및 중심부의 평균 비커스 경도를 측정할 수 있다.
본 발명은 강도 900MPa 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: 2.5% 이하, Mn: 1.5~20.0%, S-Al(산 가용성 알루미늄): 3.0% 이하, Cr: 2.5% 이하, Mo: 1.0% 이하, B: 0.005% 이하, Nb: 0.2% 이하, Ti: 0.2% 이하, Sb+Sn+Bi: 0.1% 이하, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 경우에 따라 위에 열거되지 않은 강 중에 포함될 수 있는 원소들을 합계 1.0중량% 이하의 범위까지 더 포함할 수 있다. 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 구현예에서 상기 고강도 강판으로 TRIP강, DP강, CP강 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 구현예에 따른 소지강판의 두께는 1.0~2.0mm 일 수 있다.
또한, 본 발명의 한가지 구현예에 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 있다.
본 발명의 한가지 구현예에 따르면, 상기 강판의 표면에는 한 층 이상의 도금층이 포함될 수 있으며, 상기 도금층은 GI(Galvanized) 또는 GA(Galva-annealed) 층을 포함하는 아연계 도금층일 수 있다. 본 발명에서는 상술한 바와 같이 표층부의 페라이트 분율 및 평균 결정립 크기를 적절한 범위로 제어하였으므로, 아연계 도금층이 강판의 표면에 형성되더라도 점 용접시 발생하는 액상금속취화를 효과적으로 방지할 수 있다.
본 발명의 한 가지 구현예에 따라 상기 아연계 도금층이 GA 층일 경우에는 합금화도(도금층 내의 Fe 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 있으며, 반대호 합금화도가 너무 높을 경우에는 파우더링 등의 문제가 발생할 수 있다.
또한, 상기 아연계 도금층의 도금 부착량은 30~70g/m2일 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/m2일 수 있다. 본 도금 부착량은 최종 제품에 부착된 도금층의 양을 의미하는 것으로서 도금층이 GA일 경우에는 합금화에 의해 도금 부착량이 증가하기 때문이 합금화 전은 다소 그 중량이 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 제조하기 위한 한가지 구현예에 대하여 설명한다. 다만, 본 발명의 강판은 반드시 하기하는 구현예에 의하여 제조될 필요는 없으며, 하기하는 구현예는 본 발명의 가판을 제조하는 한 가지 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 구현예에서는 슬라브 가열 온도, 사상압연 시작 및 종료 온도. 권취 온도, 산세 조건, 냉간압연 조건, 소둔 조건 및 도금 조건 등을 다음과 같이 제한할 수 있다.
슬라브 가열 온도: 950~1300℃
슬라브 가열은 열간압연 전에 소재를 가열하여 압연성을 확보하기 위해 실시한다. 슬라브 재가열 중 슬라브 표층부는 로내 산소와 결합하여 산화물인 스케일을 형성한다. 스케일을 형성할 때 강 중 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: 900~1150℃
사상압연 시작온도가 과도하게 높으면 표면 열연 스케일이 과도하게 발달하여 최종 제품의 스케일에 기인한 표면 결함 발생량이 증가할 수 있으므로 그 상한을 1150℃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: 850~1050℃
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.
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 있기 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 표면부의 페라이트 평균 결정립 크기 및 분율이 크게 달라질 수 있으므로, 본 발명의 한가지 구현예에서는 강판의 표면으로부터 50㎛ 이내 영역의 페라이트 평균 결정립 크기 및 분율을 적절히 제어하는 조건으로 조건으로 소둔 공정을 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 구현예에서는 상기 통판속도의 상한을 130mpm으로 정할 수 있다.
가열대 가열 속도: 1.3~4.3℃/s
적벌한 범위의 표층부 페라이트 분율 및 평균 결정립 크기를 확보하기 위해서는, 가열대에서의 가열 속도를 제어하는 것이 유리하다. 가열대 가열 속도가 낮은 경우, 650℃ 이상의 영역에서 Si 산화량이 많아지면서 표면에 연속적인 필름(film) 형태의 산화막이 형성되며, 수증기가 강판의 표면과 접촉하여 산소로 해리되는 양이 현저히 적어지고, 산화막이 표면의 탄소와 산소 간의 반응을 억제하므로 탈탄이 충분히 이루어지지 않으므로, LME 저항성이 열위할 수 있다. 또한, 표면에 산화막이 형성되어 도금 젖음성이 열위하여, 도금 표면품질이 열위할 수 있다. 따라서, 본 발명의 한가지 구현예에서 상기 가열대 가열 속도의 하한을 1.3℃/s로 정할 수 있다.
한편, 가열대 가열 속도가 높은 경우, 가열 과정 중 재결정 및 이상역 이상 온도 구간에서 오스테나이트 상변태가 원활하지 않을 수 있다. TRIP 강은 이상역 온도 구간에서 페라이트와 오스테나이트를 동시에 형성하는 과정에서 시멘타이트로 구성된 탄소가 해리되고, 탄소 고용도가 높은 오스테나이트로 파티셔닝(partitioning)이 진행되면서 탄소 고용량이 증가하여 마르텐사이트 등 경질의 저온상이 안정하게 된다. 반면, 가열 속도가 높은 경우 오스테나이트 분율이 낮아지고, 탄소 파티셔닝 저하로 저온상이 충분히 형성되지 않아 강도 저하가 발행할 수 있다. 따라서, 본 발명의 한가지 구현예에서 상기 가열대 가열 속도의 상한은 4.3℃/s로 정할 수 있다.
소둔로내 이슬점 제어: 650~900℃에서 -10~+30℃ 범위로 제어
적절한 범위의 표층부 페라이트 분율 및 평균 결정립 크기를 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: 0.10~13.0%
도금욕 내 Al농도는 도금층의 젖음성과 도금욕의 유동성 확보를 위해 적정 농도가 유지되어야 한다. GA의 경우는 0.10~0.15%, GI의 경우는 0.2~0.25%, ZM의 경우는 0.7~13.0%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, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것은 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(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 1015℃ 및 950℃로 하여 열간압연 한 후, 630℃에서 권취하였다. 그 후 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. 균열대의 분위기 가스는 N2-6%H2를 이용하였다. 이 후 얻어진 강판을 가열하고 GA는 Al이 0.13%인 도금욕에, GI는 Al이 0.24중량%인 아연계 도금욕에, ZM은 Al이 1.75%이고 Mg가 1.55%인 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.
Figure PCTKR2021018406-appb-img-000001
Figure PCTKR2021018406-appb-img-000002
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.
각 시편의 단면에 대한 EBSD(Electron Back-Scattered Diffraction) 상지도(Phase Map)를 활용하여 미세조직 분율을 측정하였다. 또한, 각 시편의 단면을 나이탈 에칭한 후 SEM(Scanning Electron Microscopy) 분석을 실시하였으며, 각 시편에 대한 3장 이상의 사진을 이용하여 페라이트 평균 결정립 크기를 측정하였다.
나노인텐테이션 비커스 경도계를 이용하여 5g 하중 조건으로 각 시편 단면의 비커스 경도를 측정하였다. 제1 표층영역의 평균 경도는 계면으로부터 5㎛, 10㎛, 15㎛, 20㎛ 이격된 지점에서 측정된 비커스 경도의 평균값이고, 제2 표층영역의 평균 경도는 계면으로부터 30㎛, 35㎛, 40㎛, 45㎛ 이격된 지점에서 측정된 비커스 경도의 평균값이며, 중심부 평균 경도는 1/2t 지점 및 1/2t±5㎛ 지점에서 각각 측정된 비커스 경도의 평균값이다.
인장강도는 JIS-5호 규격의 C방향 샘플을 제작하여 인장시험을 통해 측정하였다. 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. GI 및 ZM강판은 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.
Figure PCTKR2021018406-appb-img-000003
Figure PCTKR2021018406-appb-img-000004
시편 2, 4, 5, 6, 7, 9, 10, 11, 14 및 15는 본 발명의 합금조성 및 공정조건을 충족하는 것으로서, 인장강도, 도금품질 및 점용접 LME 크랙 길이도 양호한 것을 확인할 수 있다. 반면, 시편 1, 3, 8, 12, 13, 16, 17 및 18은 본 발명의 합금조성 및 공정조건 중 어느 하나를 만족하지 않는 것으로서, 인장강도, 도금품질 및 점용접 LME 크랙 중 어느 하나 이상이 열위한 것을 확인할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (10)

  1. 소지강판 및 상기 소지강판의 표면에 구비되는 아연계 도금층을 포함하는 아연도금강판으로서,
    상기 소지강판은,
    상기 소지강판과 상기 아연계 도금층 사이의 계면으로부터 상기 소지강판의 두께 방향으로 25㎛까지의 깊이에 대응하는 영역인 제1 표층영역; 및
    상기 제1 표층영역에 인접하며, 상기 소지강판의 두께 방향으로 25㎛ 내지 50㎛의 깊이에 대응하는 영역인 제2 표층영역을 포함하고,
    상기 제1 표층영역의 페라이트 분율은 55면적% 이상이고, 상기 제1 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 결정립 크기는 2~10㎛이며,
    상기 제2 표층영역의 페라이트 분율은 30면적% 이상이고, 상기 제2 표층영역에 포함되는 페라이트의 평균 결정립 크기는 1.35~7㎛인, 아연도금강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판 중심부의 평균 경도에 대한 상기 제1 표층영역의 평균 경도의 비율이 90% 이하이고,
    상기 소지강판 중심부의 평균 경도에 대한 상기 제2 표층영역의 평균 경도의 비율이 95% 이하인, 아연도금강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 아연계 도금층의 도금 부착량은 30~70g/m2인, 아연도금강판
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 소지강판은, 중량%로, C: 0.05~1.5%, Si: 2.5% 이하, Mn: 1.5~20.0%, S-Al(산 가용성 알루미늄): 3.0% 이하, Cr: 2.5% 이하, Mo: 1.0% 이하, B: 0.005% 이하, Nb: 0.2% 이하, Ti: 0.2% 이하, Sb+Sn+Bi: 0.1% 이하, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는, 아연도금강판.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 아연도금강판의 인장강도는 900MPa 이상인, 아연도금강판.
  6. 제4항에 있어서,
    상기 소지강판의 표층부는 Si, Mn, Al 및 Fe 중 적어도 1종 이상을 함유하는 산화물을 포함하는, 아연도금강판.
  7. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 소지강판의 두께는 1.0~2.0mm인, 아연도금강판.
  8. 강 슬라브를 950~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
    900~1150℃의 사상압연 시작온도 및 850~1050℃의 사상압연 종료온도로 상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계;
    상기 열연강판을 590~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    1.3~4.3℃/s의 가열속도로 가열대에서 상기 열연강판을 가열하는 단계;
    -10~+30℃의 이슬점 온도, N2-5~10%H2의 분위기 가스 및 650~900℃ 온도범위의 균열대에서 상기 열연강판을 소둔 처리하는 단계;
    550~700℃ 온도범위의 서냉대에서 상기 소둔 처리된 열연강판을 서냉하는 단계;
    270~550℃ 온도범위의 급냉대에서 상기 서냉된 열연강판을 급냉하는 단계;
    상기 급냉된 열연강판을 재가열한 후 420~550℃의 인입온도로 아연계 도금욕에 침지하여 아연계 도금층을 형성하는 단계; 및
    선택적으로 상기 아연계 도금층이 형성된 강판을 480~560℃의 온도범위로 가열하여 합금화하는 단계;를 포함하는 아연도금강판의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 소둔시 통판 속도는 40~130mpm인. 아연도금강판의 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 강 슬라브는, 중량%로, C: 0.05~0.30%, Si: 2.5% 이하, Mn: 1.5~10.0%, S-Al(산 가용성 알루미늄): 1.0% 이하, Cr: 2.0% 이하, Mo: 0.2% 이하, B: 0.005% 이하, Nb: 0.1% 이하, Ti: 0.1% 이하, Sb+Sn+Bi: 0.05% 이하, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는, 아연도금강판의 제조방법.
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