WO2022139251A1 - 폭방향을 따라 우수한 점 용접성이 균등하게 구현되는 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법 - Google Patents
폭방향을 따라 우수한 점 용접성이 균등하게 구현되는 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법 Download PDFInfo
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- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
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- 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
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- 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
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
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- 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
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- 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
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- 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
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- 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
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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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- 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
- C23C2/34—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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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2221/00—Treating localised areas of an article
- C21D2221/02—Edge parts
Definitions
- the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet in which excellent spot weldability is uniformly realized along a width direction 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.
- a high-strength hot-dip galvanized steel sheet in which excellent spot weldability is uniformly realized along a width direction and a method for manufacturing the same can be provided.
- a galvanized steel sheet according to an aspect of the present invention is a galvanized steel sheet including a base steel sheet and a zinc-based plating layer provided on the surface of the base steel sheet, and the average depth (a) of the internal oxide layer formed on the base steel sheet is 2 ⁇ m.
- the difference (b-c) between the average depth of the internal oxide layer on the side of the edge portion in the width direction of the plated steel sheet (b) and the depth of the average internal oxide layer on the center of the width direction of the plated steel sheet (b-c) may exceed zero.
- the average internal oxide layer depth (b) on the edge side is a point spaced 0.5 cm from the width direction edge of the plated steel sheet to the center side of the plated steel sheet along the width direction of the plated steel sheet and the plating from the width direction edge of the plated steel sheet. It is the average value of the inner oxide layer depth measured at a point 1.0 cm apart from the center side of the plated steel sheet along the width direction of the steel sheet, and the average inner oxide layer depth (c) of the center is the width direction edge of the plated steel sheet from the edge of the plated steel sheet.
- a point spaced apart by 15 cm toward the center of the plated steel sheet along the width direction, a point spaced 30 cm from the edge of the plated steel sheet in the width direction toward the center of the plated steel sheet along the width direction of the plated steel sheet, and the width direction of the plated steel sheet It is the average value of the internal oxide layer depth measured at the center, and the average depth (a) of the internal oxide layer formed on the base steel sheet is the average value of the average internal oxide layer depth (b) on the edge side and the average internal oxide layer depth (c) at the center can
- 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%, 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.
- the tensile strength of the galvanized steel sheet may be 900 MPa or more.
- the thickness of the base steel sheet may be 1.0 ⁇ 2.0mm.
- a method for 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 internal oxide layer of a certain thickness is formed on the surface layer of the base iron directly under the plating layer, but also the internal oxide layer has a uniform thickness along the width direction of the steel sheet, so that the tensile stress is applied during point welding. Even so, excellent crack resistance can be provided uniformly along the width direction of the steel sheet, and the liquid metal embrittlement (LME) phenomenon caused by the penetration of the hot-dip galvanizing layer along the crack can be equally suppressed in the width direction of the steel sheet.
- LME liquid metal embrittlement
- the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent spot weldability uniformly implemented along the width direction and a method for manufacturing the same, and preferred embodiments of the present invention will be described below.
- 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.
- ZM highly corrosion-resistant plated steel sheet
- 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. According to the research results of the present inventors, the behavior of such microcracks is closely related to the carbon concentration. As the carbon concentration of the surface layer part of the steel sheet is lower, a soft ferrite layer is formed on the surface layer part, and cracks do not occur due to the tensile stress generated during spot welding. will decrease Since the soft ferrite formation fraction is affected by the internal oxidation depth of the surface layer, the LME crack improvement level of the spot weld may be proportional to the thickness of the internal oxide layer formed on the surface layer.
- the average depth (a) of the internal oxide layer formed on the steel sheet is 2 ⁇ m or more
- a difference (b-c) between the average depth of the internal oxide layer at the edge portion in the width direction of the plated steel sheet (b) and the depth (c) of the average internal oxide layer at the center of the width direction of the plated steel sheet may exceed zero.
- a preferred inner oxide layer depth difference (b-c) may be greater than 0 and less than or equal to 1.5.
- the average internal oxide layer depth (b) on the edge side is from the width direction edge of the plated steel sheet along the width direction of the plated steel sheet to the center side of the plated steel sheet 0.5 cm apart and from the width direction edge of the plated steel sheet along the width direction of the plated steel sheet It is the average value of the internal oxide layer depth measured at points 1.0 cm apart from the center of the plated steel sheet, and the average internal oxide layer depth (c) of the center is 15 from the width direction edge of the plated steel sheet to the center side of the plated steel sheet along the width direction of the plated steel sheet It is the average value of the depth of the internal oxide layer measured at a point spaced cm apart, from the width direction edge of the plated steel sheet to the center side of the plated steel sheet 30 cm apart from the width direction of the plated steel sheet, and at the center of the width direction of the plated steel sheet,
- the average depth (a) of the internal oxide layer may be an average value of the average internal oxide layer depth (b) at the edge portion side and the average
- a person skilled in the art can use a known measurement method without special technical difficulties, the average depth of the internal oxide layer formed on the steel sheet (a), the average depth of the internal oxide layer on the edge side (b), and the average internal oxide layer depth of the center ( c) can be measured.
- the soft surface layer portion can be formed to a sufficient thickness. Therefore, plastic deformation occurs in the soft surface layer during spot welding, and the tensile stress generated during spot welding is consumed, thereby effectively suppressing the crack susceptibility of the steel sheet.
- the inner oxide layer formed at the center in the width direction is inevitably formed to a greater depth than the inner oxide layer formed at the edge portion in the width direction.
- the process of winding the hot-rolled steel sheet into a hot-rolled coil in a certain temperature range is essential. Since the center of the hot-rolled coil wound over a certain temperature range is maintained at a relatively high temperature for a long time compared to the edge of the hot-rolled coil, internal oxidation occurs more actively at the center of the hot-rolled coil than at the edge of the hot-rolled coil. This internal oxidation tendency is maintained in the final cold-rolled plated steel sheet, and eventually causes a deviation in LME resistance along the width direction of the steel sheet in the final steel sheet.
- the galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention not only includes an internal oxide layer having an average depth of 2 ⁇ m or more in the surface layer portion of the base steel sheet, but also the central side of the plated steel sheet compared to the internal oxide layer formed on the edge side of the plated steel sheet Since the internal oxide layer formed therein is controlled to have a thicker thickness, excellent LME resistance can be uniformly implemented along the width direction of the steel sheet.
- 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).
- the high-strength base steel sheet may be TRIP steel, DP steel, CP steel, or the like. 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.
- one or more plating layers may be included on the surface of the steel sheet, and the plating layer includes a GI (Galvanized), GA (Galva-annealed) or ZM (Zinc-Magnesium-Aluminum) layer. It may be a zinc-based plating layer.
- GI Gavanized
- GA Ga-annealed
- ZM Zinc-Magnesium-Aluminum
- the present invention since the ferrite fraction and the average grain size of the surface layer are controlled in an appropriate range, even if the zinc-based plating layer is formed on the surface of the steel sheet, it is possible to effectively prevent liquid metal embrittlement occurring during spot welding.
- 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. 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 .
- 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.
- Hot-rolled coil edge heating Heating for 5 to 24 hours by raising the temperature to a temperature range of 600 to 800 ° C at a heating rate of 10 ° C/s or more
- the edge portion of the hot-rolled coil may be heated in order to reduce the difference in the internal oxide layer depth deviation and the LME resistance between the edge portion and the inner region in the width direction 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, the inside of the wound coil is maintained at a high temperature, but the edge portion is cooled relatively quickly, so that the time maintained at a temperature suitable for internal oxidation is shorter than that of the edge portion. Accordingly, the removal of the oxidizing element from the edge portion is not as active as compared to the widthwise central portion. Edge heating may be used as one method for removing oxidizing elements from the edge part.
- 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 portion temperature may be 800° C. or less, since excessive scale is formed on the edge portion or porous highly oxidized scale (hematite) is formed on the edge portion during heating, and the surface condition after pickling may deteriorate.
- 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 edge heating time may be 24 hours or less.
- the heating rate when heating the edge portion of the hot-rolled coil is 10° C./s or more.
- the heating rate is at a level of less than 10°C/s, the formation of internal oxides in the final steel sheet may be suppressed by excessively generating Fe2SiO4, which is a Si-based oxide, in a low-temperature region.
- Fe2SiO4, which is excessively formed in the low-temperature region remains in the steel sheet in the form of SiO2 even after pickling, so even if the dew point temperature is adjusted upward during annealing, it suppresses the penetration and diffusion of oxygen into the surface layer of the steel sheet, thereby suppressing internal oxidation. Resistance may deteriorate.
- the Si-based oxide remaining on the surface of the steel sheet may grow during annealing to deteriorate plating wettability and plating properties to molten zinc.
- 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 adjusting 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 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 700 °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 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.
- 1230 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. In the table, B is expressed in ppm, and the remaining components are expressed in weight%) 1230 It was heated to °C and hot-rolled at 1015°C and 950°C for finishing rolling start and end temperatures, respectively. Thereafter, winding and heating of the edge portion of the hot-rolled coil were performed under the conditions shown in Table 2.
- 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, and the process conditions not specifically mentioned above were performed to satisfy the process conditions of the present invention described above.
- the magnification is set to 100, and if no cracks are found at the magnification, it is judged that liquid metal embrittlement has not occurred.
- the length was measured with image analysis software, and the maximum crack length among cracks measured at each point was evaluated, B-type cracks occurring at the shoulder of the spot weld were less than 100 ⁇ m, and C-type cracks were considered good when not observed.
- the lengths of B-type cracks and C-type cracks listed in Table 3 mean the length of the largest crack among the observed cracks.
- the cross section of the steel sheet was observed using scanning electron microscopy (SEM). Specifically, from the edge of the steel sheet in the width direction to the center side along the width direction of the steel sheet, a point spaced 0.5 cm apart, a point 1.0 cm apart, a point 15 cm apart, a point 30 cm apart, and a cross section of the steel sheet in the width direction of the plated steel sheet SEM observation was performed on the , and the internal oxidation depth was measured using Image analysis software.
- SEM scanning electron microscopy
- 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 from the tape exceeds 10 mm, it was confirmed as defective.
- the specimens satisfying all the conditions of the present invention also have good plating quality and spot weld LME crack length.
- the specimens that do not satisfy any one of the conditions of the present invention are inferior to any one or more of tensile strength, plating quality, and spot weld LME cracks.
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Abstract
본 발명의 한 가지 측면에 따르면, 폭방향을 따라 우수한 점 용접성이 균등하게 구현되는 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
Description
본 발명은 폭방향을 따라 우수한 점 용접성이 균등하게 구현되는 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.
본 발명의 한 가지 측면에 따르면, 폭방향을 따라 우수한 점 용접성이 균등하게 구현되는 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 소지강판에 형성된 내부산화층의 평균 깊이(a)가 2㎛ 이상이며, 상기 도금강판의 폭방향 엣지부측의 평균 내부산화층 깊이(b)와 상기 도금강판의 폭방향 중심부의 평균 내부산화층의 깊이(c)의 차(b-c)가 0을 초과할 수 있다.
상기 엣지부측의 평균 내부산화층 깊이(b)는 상기 도금강판의 폭방향 엣지로부터 상기 도금강판의 폭방향을 따라 상기 도금강판의 중심부측으로 0.5㎝ 이격된 지점 및 상기 도금강판의 폭방향 엣지로부터 상기 도금강판의 폭방향을 따라 상기 도금강판의 중심부측으로 1.0㎝ 이격된 지점에서 측정된 내부산화층 깊이의 평균값이고, 상기 중심부의 평균 내부산화층 깊이(c)는 상기 도금강판의 폭방향 엣지로부터 상기 도금강판의 폭방향을 따라 상기 도금강판의 중심부측으로 15㎝ 이격된 지점, 상기 도금강판의 폭방향 엣지로부터 상기 도금강판의 폭방향을 따라 상기 도금강판의 중심부측으로 30㎝ 이격된 지점 및 상기 도금강판의 폭방향 중심에서 측정된 내부산화층 깊이의 평균값이며, 상기 소지강판에 형성된 내부산화층의 평균 깊이(a)는 상기 엣지부측의 평균 내부산화층 깊이(b) 및 상기 중심부의 평균 내부산화층 깊이(c)의 평균값일 수 있다.
상기 아연계 도금층의 도금 부착량은 30~70g/m2일 수 있다.
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 포함할 수 있다.
상기 아연도금강판의 인장강도는 900MPa 이상일 수 있다.
상기 소지강판의 두께는 1.0~2.0mm일 수 있다.
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; 상기 권취된 열연코일의 양 엣지를 10℃/s 이상의 가열속도로 600~800℃의 온도범위까지 승온하여 5~24시간 동안 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 소지철의 표층부에 일정한 두께의 내부산화층을 형성시킬 뿐만 아니라 내부산화층이 강판의 폭방향을 따라 균일한 두께를 가지도록 하여, 점 용접시 인장응력이 가해진다고 하더라도 우수한 크랙 저항성을 강판의 폭방향을 따라 균일하게 제공할 수 있으며, 그에 따라 용융아연도금층이 크랙을 따라 침투하여 발생하는 액상금속취화(LME) 현상을 강판의 폭방향에 대해 균등하게 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 폭방향을 따라 우수한 점 용접성이 균등하게 구현되는 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. 일 예로서, 고내식도금강판(ZM)이 이에 포함될 수 있다. 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 발명자들의 연구 결과에 따르면 이와 같은 미소 크랙의 발생 거동은 탄소농도와 밀접한 관계가 있다. 강판 표층부의 탄소농도가 낮을수록 표층부에 연질화된 페라이트층이 형성되어 점용접시 발생하는 인장응력에 의해 크랙이 발생하지 않으며, 소성변형으로 응력을 해소하여 크랙이 발생하지 않게 되어 점용접부의 크랙이 감소하게 된다. 이러한 연질의 페라이트 형성 분율은 표층부의 내부산화 깊이에 영향을 받으므로, 점용접부 LME 크랙 개선 수준은 표층부에 형성된 내부산화층의 두께에 비례할 수 있다.
또한, 강판의 폭방향 전체에 대해 일부 영역에서라도 국지적으로 불균일한 내부산화층이 형성되는 경우 균일한 LME 크랙 저항성을 제공할 수 없게 된다. 따라서, 일정 수준 이상의 깊이로 형성된 내부산화층이 강판 전체 폭방향에 대해 균일하게 형성되는 것이 주요하다.
본 발명의 한가지 구현예에 따르면, 소지강판 및 상기 소지강판의 표면에 구비되는 아연계 도금층을 포함하는 아연도금강판으로서, 상기 소지강판에 형성된 내부산화층의 평균 깊이(a)가 2㎛ 이상이며, 상기 도금강판의 폭방향 엣지부측의 평균 내부산화층 깊이(b)와 상기 도금강판의 폭방향 중심부의 평균 내부산화층의 깊이(c)의 차(b-c)가 0을 초과할 수 있다. 바람직한 내부산화층 깊이 차(b-c)는 0 초과 1.5 이하일 수 있다.
엣지부측의 평균 내부산화층 깊이(b)는 도금강판의 폭방향 엣지로부터 도금강판의 폭방향을 따라 도금강판의 중심부측으로 0.5㎝ 이격된 지점 및 도금강판의 폭방향 엣지로부터 도금강판의 폭방향을 따라 도금강판의 중심부측으로 1.0㎝ 이격된 지점에서 측정된 내부산화층 깊이의 평균값이고, 중심부의 평균 내부산화층 깊이(c)는 도금강판의 폭방향 엣지로부터 도금강판의 폭방향을 따라 도금강판의 중심부측으로 15㎝ 이격된 지점, 도금강판의 폭방향 엣지로부터 도금강판의 폭방향을 따라 도금강판의 중심부측으로 30㎝ 이격된 지점 및 도금강판의 폭방향 중심에서 측정된 내부산화층 깊이의 평균값이며, 소지강판에 형성된 내부산화층의 평균 깊이(a)는 엣지부측의 평균 내부산화층 깊이(b) 및 중심부의 평균 내부산화층 깊이(c)의 평균값일 수 있다. 당해 기술분야의 통상의 기술자는 공지된 측정 방법을 활용하여 특별한 기술적 어려움 없이 소지강판에 형성된 내부산화층의 평균 깊이(a), 엣지부측의 평균 내부산화층 깊이(b) 및 중심부의 평균 내부산화층 깊이(c)를 측정할 수 있다.
본 발명의 일 구현예에 따르면, 소지강판에 형성된 내부산화층의 평균 깊이(a)를 2㎛ 이상의 수준으로 제어하므로, 연질의 표층부를 충분한 두께로 형성할 수 있다. 따라서, 점용접시 연질의 표층부에서 소성변형이 발생하여 점용접 중 발생한 인장응력이 소모되며, 그에 따라 강판의 크랙 감수성을 효과적으로 억제할 수 있다.
한편, 통상적인 공정조건을 냉연 도금강판을 제조하는 경우, 폭방향 중심부에 형성된 내부산화층은 폭방향 엣지부에 형성된 내부산화층에 비해 더 깊은 깊이로 형성될 수 밖에 없다. 냉연강판의 제조시에는 열연강판을 일정 온도범위에서 열연코일로 권취하는 과정이 필수적으로 수반된다. 일정 온도범위 이상에서 권취된 열연코일의 중심부는 열연코일의 엣지부에 비해 상대적으로 고온에서 장시간 유지되므로, 열연코일의 중심부측은 열연코일의 엣지부에 비해 보다 활발히 내부산화가 발생하게 된다. 이와 같은 내부산화 경향을 최종 냉연 도금강판에 그대로 유지되며, 결국 최종 강판에서 강판의 폭방향을 따라 LME 저항성의 편차를 유발하게 된다.
반면, 본 발명이 일 구현예에 따른 아연도금강판은, 소지강판의 표층부에 평균 깊이가 2㎛ 이상인 내부산화층을 구비할 뿐만 아니라, 도금강판의 에지부측에 형성된 내부산화층에 비해 도금강판의 중심부측에 형성된 내부산화층이 보다 두꺼운 두께를 가지도록 제어하므로, 우수한 LME 저항성이 강판의 폭방향을 따라 균등하게 구현될 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 고강도 소지강판은 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.
본 발명의 한가지 구현예에 따르면, 상기 강판의 표면에는 한 층 이상의 도금층이 포함될 수 있으며, 상기 도금층은 GI(Galvanized), GA(Galva-annealed) 또는 ZM(Zinc-Magnesium-Aluminum) 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, 반대로 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.
열연 코일 에지부 가열: 10℃/s 이상의 가열속도로 600~800℃의 온도범위까지 승온하여 5~24시간 동안 가열
본 발명의 한가지 구현례에서는 에지부와 엣지부 폭방향 안쪽 영역 간의 내부산화층 깊이 편차 및 LME 저항성의 차이를 줄이기 위하여 열연 코일 에지부를 가열할 수 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, 권취된 코일은 내부는 고온으로 유지되나 에지부는 상대적으로 신속하게 냉각되는데, 이로 인하여 내부 산화에 적합한 온도에서 유지되는 시간이 에지부에서 보다 짧게 된다. 따라서, 폭방향 중심부에 비하여 에지부에서의 산화성 원소의 제거가 활발하지 못하게 된다. 에지부 가열은 에지부의 산화성 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 내부산화 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 내부산화층 깊이의 불균일을 해소하기 위해서는 상기 에지부 가열 시간은 5시간 이상일 필요가 있다. 다만, 에지부 가열 시간이 너무 길 경우에는 스케일이 과도하게 형성되거나 오히려 에지부의 내부산화층 입계 취성이 높아질 수 있다. 따라서, 에지부 가열 시간은 24시간 이하일 수 있다.
아울러, 열연 코일의 에지부 가열시 가열속도는 10℃/s 이상인 것이 바람직하다. 가열속도가 10℃/s 미만의 수준인 경우, 저온 영역에서 Si계 산화물인 Fe2SiO4를 과도하게 발생시켜 최종 강판에서의 내부산화물 형성이 억제될 수 있다. 저온 영역에서 과도하게 형성된 Fe2SiO4는 산세 후에도 SiO2의 형태로 강판에 잔류하므로, 소둔 중 이슬점 온도를 상향 조절하더라도 강판의 표층부 내부로 산소가 침투 및 확산하는 것을 억제하여 내부산화를 억제하며, 그에 따라 LME 저항성이 열화될 수 있다. 또한, 강판의 표면에 잔류하는 Si계 산화물은 소둔 중 성장하여 용융아연에 대한 도금젖음성 및 도금 물성을 열화시킬 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 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: 550~700℃
서냉대라 함은 냉각속도가 3~5℃/s인 구간을 말하는 것으로서, 서냉대 온도가 700℃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 B은 ppm 단위로 표시하였으며, 나머지 성분들은 중량% 단위로 표시함)를 1230℃로 가열하고 사상압연 시작온도와 종료온도를 각각 1015℃ 및 950℃로 하여 열간압연 하였다. 이후 표 2의 조건으로 권취 및 열연코일 에지부 가열을 실시하였다. 에지부 가열 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. 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 실시예 별 조건은 표 2에 기재한 바와 같으며, 위에서 특별히 언급하지 않은 공정조건은 앞서 설명한 본 발명의 공정 조건을 만족하도록 실시하였다.
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. 크랙길이는 각각 도금강판 엣지로부터 도금강판의 폭방향을 따라 중심부측으로 0.5㎝ 이격된 지점, 1.0㎝ 이격된 지점, 15㎝ 이격된 지점, 30㎝ 이격된 지점 및 도금강판의 폭방향 중심에서 측정하였다. 광학현미경 관찰시 배율은 100배로 지정하고, 해당 배율에서 크랙이 발견되지 않으면 액상금속취화가 발생하지 않은 것으로 판단하고, 크랙이 발견되면 이미지 분석 소프트웨어로 길이를 측정하였다. 각 지점에서 측정된 크랙 중 최대 크랙 길이에 대해 평가하였으며, 점용접부 어깨부에서 발생하는 B-type 크랙은 100㎛ 이하, C-type 크랙은 미관찰 시 양호한 것으로 판단하였다. 표 3에 기재된 B-type 크랙 길이 및 C-type 크랙 길이는 관찰된 크랙 중 최대 크랙의 길이를 의미한다.
내부산화층 깊이를 측정하기 위해, SEM(Scanning Electron Microscopy)을 이용하여 강판의 단면을 과찰하였다. 구체적으로, 강판의 폭방향 엣지로부터 강판의 폭방향을 따라 중심부측으로 0.5㎝ 이격된 지점, 1.0㎝ 이격된 지점, 15㎝ 이격된 지점, 30㎝ 이격된 지점 및 도금강판의 폭방향 중심의 강판 단면에 대해 SEM 관찰을 실시하였으며, Image 분석 software를 이용하여 내부산화 깊이를 측정하였다.
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.
본 발명의 조건을 모두 만족하는 시편들은 도금품질 및 점용접 LME 크랙 길이도 양호한 것을 확인할 수 있다. 반면, 본 발명의 조건 중 어느 하나를 만족하지 않는 시편들은 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 (9)
- 소지강판 및 상기 소지강판의 표면에 구비되는 아연계 도금층을 포함하는 아연도금강판으로서,상기 소지강판에 형성된 내부산화층의 평균 깊이(a)가 2㎛ 이상이며,상기 도금강판의 폭방향 엣지부측의 평균 내부산화층 깊이(b)와 상기 도금강판의 폭방향 중심부의 평균 내부산화층의 깊이(c)의 차(b-c)가 0을 초과하는, 아연도금강판.
- 제1항에 있어서,상기 엣지부측의 평균 내부산화층 깊이(b)는 상기 도금강판의 폭방향 엣지로부터 상기 도금강판의 폭방향을 따라 상기 도금강판의 중심부측으로 0.5㎝ 이격된 지점 및 상기 도금강판의 폭방향 엣지로부터 상기 도금강판의 폭방향을 따라 상기 도금강판의 중심부측으로 1.0㎝ 이격된 지점에서 측정된 내부산화층 깊이의 평균값이고,상기 중심부의 평균 내부산화층 깊이(c)는 상기 도금강판의 폭방향 엣지로부터 상기 도금강판의 폭방향을 따라 상기 도금강판의 중심부측으로 15㎝ 이격된 지점, 상기 도금강판의 폭방향 엣지로부터 상기 도금강판의 폭방향을 따라 상기 도금강판의 중심부측으로 30㎝ 이격된 지점 및 상기 도금강판의 폭방향 중심에서 측정된 내부산화층 깊이의 평균값이며,상기 소지강판에 형성된 내부산화층의 평균 깊이(a)는 상기 엣지부측의 평균 내부산화층 깊이(b) 및 상기 중심부의 평균 내부산화층 깊이(c)의 평균값인, 아연도금강판.
- 제1항에 있어서,상기 아연계 도금층의 도금 부착량은 30~70g/m2인, 아연도금강판
- 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.
- 제4항에 있어서,상기 아연도금강판의 인장강도는 900MPa 이상인, 아연도금강판.
- 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,상기 소지강판의 두께는 1.0~2.0mm인, 아연도금강판.
- 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;상기 권취된 열연코일의 양 엣지를 10℃/s 이상의 가열속도로 600~800℃의 온도범위까지 승온하여 5~24시간 동안 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; 및선택적으로 상기 아연계 도금층이 형성된 강판을 480~560℃의 온도범위로 가열하여 합금화하는 단계;를 포함하는 아연도금강판의 제조방법.
- 제7항에 있어서,상기 소둔시 통판 속도는 40~130mpm인. 아연도금강판의 제조방법.
- 제7항에 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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