WO2023224200A1 - 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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ultra
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라정현
육완
장민호
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현대제철 주식회사
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a manufacturing method thereof, and more specifically, to an ultra-high strength galvanized steel sheet with excellent weldability and a manufacturing method thereof.
  • the problem to be solved by the present invention is to provide an ultra-high strength galvanized steel sheet with excellent weldability and a manufacturing method thereof.
  • a method of manufacturing an ultra-high strength galvanized steel sheet with excellent weldability includes the step of annealing a cold-rolled steel sheet in an annealing furnace, wherein the annealing time (A) for performing the annealing heat treatment and the annealing heat treatment in the annealing furnace
  • the moisture concentration (B) is controlled based on the product of the positive square root of the annealing time (A 1/2 ) and the natural logarithm of the reciprocal of the moisture concentration (ln(1/B)).
  • the annealing heat treatment can be controlled so that as the annealing time (A) for performing the annealing heat treatment becomes shorter, the moisture concentration (B) in the annealing furnace increases.
  • the annealing heat treatment can be controlled so that as the moisture concentration (B) in the annealing furnace decreases, the annealing time (A) for performing the annealing heat treatment becomes longer.
  • the cold rolled steel sheet has, in weight percent, carbon (C): 0.1 to 0.5%, silicon (Si): 1.0 to 3.0%, manganese (Mn): 1.5 to 1.5%. Contains 3.5%, phosphorus (P): 0 to 0.02% or less, sulfur (S): 0 to 0.01% or less, aluminum (Al): 0 to 0.1% or less, nitrogen (N): 0 to 0.01% or less, It may contain remaining iron (Fe) and other inevitable impurities.
  • the annealing heat treatment step is performed at a temperature corresponding to the abnormal region of austenite and ferrite, and causes a decarburization reaction on the surface of the steel sheet to form a surface layer of the steel sheet. It may include the step of transforming the existing austenite into ferrite.
  • the annealing heat treatment step may be performed under an annealing temperature of 830 to 900°C.
  • the annealing heat treatment step can be performed under conditions where the annealing time (A) and the moisture concentration (B) in the annealing furnace satisfy Equation 1 below.
  • the unit of annealing time (A) is seconds (s)
  • the unit of moisture concentration (B) in the annealing furnace is ppm.
  • the method of manufacturing an ultra-high-strength galvanized steel sheet with excellent weldability includes the step of first cooling the steel sheet to a temperature of 600 ° C. to less than 800 ° C. at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./s after the annealing heat treatment step. ; Secondary cooling the steel sheet to 200°C or more and less than 300°C at an average cooling rate of 20°C/s or more; Reheating the steel sheet to 350°C to 490°C and maintaining it for less than 100 seconds; And performing galvanizing treatment on the steel sheet; It may further include.
  • the steel sheet after the galvanizing treatment has a single-phase ferrite microstructure on the surface layer, and the thickness of the decarburization layer formed on the surface layer of the steel sheet may be 18 ⁇ m or more.
  • the applicable welding current range for the galvanized steel sheet may be 6.0kA to 7.5kA.
  • the ultra-high strength galvanized steel sheet with excellent weldability is, in weight percent, carbon (C): 0.1 to 0.5%, silicon (Si): 1.0 to 3.0%, manganese (Mn): 1.5 to 3.5%, Phosphorus (P): more than 0 and less than 0.02%, sulfur (S): more than 0 and less than 0.01%, aluminum (Al): more than 0 and less than 0.1%, nitrogen (N): more than 0 and less than 0.01%, the remaining iron ( base iron containing Fe) and other inevitable impurities; and a zinc plating layer formed on the base iron, wherein the surface layer of the base iron in contact with the zinc plating layer has a single-phase microstructure of ferrite, and the thickness of the decarburization layer formed on the surface layer of the base iron is 18 ⁇ m or more, The microstructure of the base iron consists of 0-40% ferrite, 10-30% retained austenite, and the remainder martensite.
  • the applicable welding current range for the galvanized steel sheet is 6.0kA to 7.5kA, and when welding the galvanized steel sheet, the galvanized layer melts and penetrates into the surface of the base iron.
  • the possibility of liquid metal embrittlement (LME), which causes embrittlement, may be 0%.
  • an ultra-high strength galvanized steel sheet with excellent weldability and a manufacturing method thereof can be implemented.
  • FIG. 1 is a flowchart illustrating a method of manufacturing an ultra-high strength galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a graph illustrating the subsequent heat treatment (annealing, cooling, reheating) steps applied to a cold rolled steel sheet in the method of manufacturing an ultra-high strength galvanized steel sheet with excellent weldability according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 3 is a photograph taken of the appearance of liquid metal embrittlement cracks in a galvanized steel sheet as a comparative example of the present invention.
  • Figure 4 is a diagram illustrating an overview of the decarburization reaction in the manufacturing method of ultra-high strength galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figures 5 to 7 show cross-sectional photographs of steel materials under the Gleeble test temperature of 800°C and normal dew point (DP ⁇ -45°C) conditions in the first experimental example of the present invention, elongation test evaluation results, and liquid metal embrittlement (LME) crack occurrence. This is a photo taken of whether or not.
  • Figures 8 to 10 show cross-sectional photographs of steel materials, elongation test evaluation results, and whether liquid metal embrittlement (LME) cracks occur under the Gleeble test temperature of 800°C and high dew point (DP 0°C) conditions in the first experimental example of the present invention, respectively. This is a photo I took.
  • LME liquid metal embrittlement
  • Figure 11 shows the natural logarithm of the positive square root (A 1/2 ) of the annealing time (A) and the reciprocal of the moisture concentration (B) in the annealing furnace in the second experimental example of the present invention (ln(1/B) This is a diagram showing the product of )).
  • Figure 12 is a diagram showing the thickness of the decarburization layer formed on the surface layer of base iron according to the annealing time (A) and the moisture concentration (B) in the annealing furnace in the second experimental example of the present invention.
  • Figure 13 is a diagram showing the incidence of liquid metal embrittlement (LME) according to annealing time (A) and moisture concentration (B) in the annealing furnace in the second experimental example of the present invention.
  • LME liquid metal embrittlement
  • Figure 14 is a diagram showing the results of applying the spot welding process according to the third experimental example.
  • FIG. 1 is a flowchart illustrating a method of manufacturing an ultra-high strength galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the method of manufacturing an ultra-high strength galvanized steel sheet includes providing a steel material (S10), hot rolling the steel material to form a hot rolled steel sheet (S20), and the hot rolling process.
  • a method of manufacturing an ultra-high strength galvanized steel sheet with excellent weldability includes the step of annealing a cold-rolled steel sheet in an annealing furnace (S40), wherein the annealing time (A) for performing the annealing heat treatment and the above
  • the moisture concentration (B) in the annealing furnace is controlled based on the product of the positive square root of the annealing time (A 1/2 ) and the natural logarithm of the reciprocal of the moisture concentration (ln(1/B)). do.
  • the annealing heat treatment step (S40) may be performed under conditions where the annealing time (A) and the moisture concentration (B) in the annealing furnace satisfy Equation 1 below.
  • the annealing heat treatment is controlled so that as the annealing time (A) for performing the annealing heat treatment becomes shorter, the moisture concentration (B) in the annealing furnace increases. You can.
  • the annealing heat treatment can be controlled so that as the moisture concentration (B) in the annealing furnace decreases, the annealing time (A) for performing the annealing heat treatment becomes longer. there is.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the present invention is not limited to the superficial recognition that liquid metal embrittlement (LME) is alleviated when the hardness of the surface layer is lowered due to surface decarburization, and recognizes the problem that it is difficult to optimize the decarburization layer only with the dew point in the annealing furnace, and provides optimal decarburization conditions.
  • LME liquid metal embrittlement
  • Q&P steel sheets contain more substitutional solid solution alloy elements, such as silicon (Si) and aluminum (Al), which impede the movement of iron (Fe) atoms in order to suppress the formation of carbonized precipitates in the structure, and are also stabilized. It contains a large amount of austenite stabilizing alloy elements such as carbon (C) and manganese (Mn) to improve TRIP (Transformation-Induced Plasticity) behavior by increasing the volume fraction of retained austenite structure.
  • substitutional solid solution alloy elements such as silicon (Si) and aluminum (Al)
  • austenite stabilizing alloy elements such as carbon (C) and manganese (Mn) to improve TRIP (Transformation-Induced Plasticity) behavior by increasing the volume fraction of retained austenite structure.
  • the role and content of exemplary components included in the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention will be described as follows.
  • the content of the component elements all means weight%.
  • Carbon is the most important alloying element in steelmaking, and its main purpose is basic strengthening and austenite stabilization. High carbon concentration in austenite improves austenite stability, making it easy to secure appropriate austenite to improve material. If the carbon content is less than 0.1%, it is difficult to secure the desired yield strength and elongation. If the carbon content exceeds 0.5%, weldability may decrease due to an increase in carbon equivalent. Therefore, the carbon content is preferably 0.1% to 0.5% of the total weight of the steel sheet.
  • Silicon is an element that suppresses the formation of carbides (for example, Fe 3 C) in ferrite and increases the diffusion rate of austenite by increasing the activity of carbon. Silicon is also well known as a ferrite stabilizing element and is known to be an element that increases ductility by increasing the ferrite fraction during cooling. If the silicon content is less than 1.0%, the effect of adding silicon is insufficient. If the silicon content exceeds 3.0 %, oxide (SiO 2 ) is formed on the surface of the steel sheet during the process, which may result in deterioration of plating properties due to poor wettability of the corresponding part. Therefore, it is preferable that the silicon content is 1.0 to 3.0% of the total weight of the steel sheet.
  • Manganese is an austenite stabilizing element. As manganese is added, the martensite transformation start temperature, Ms, gradually decreases, which can have the effect of increasing the residual austenite fraction during the continuous annealing heat treatment process. If the manganese content is less than 1.5%, the effect of adding manganese is insufficient. If the manganese content exceeds 3.5 %, weldability is greatly reduced by increasing the carbon equivalent, and oxide (MnO) is formed on the surface of the steel sheet during the process, which may lead to a decrease in plating ability due to poor wettability in that part. Therefore, the content of manganese is preferably 1.5 to 3.5% of the total weight of the steel sheet.
  • Phosphorus can play a role similar to silicon in steel. However, if phosphorus is added in excess of 0.02 % of the total weight of the steel sheet, it may reduce the weldability of the steel sheet and increase brittleness, resulting in material deterioration. Therefore, it is desirable to limit the phosphorus content to more than 0% to 0.02% of the total weight of the steel sheet.
  • S Sulfur
  • Sulfur is an element that is inevitably contained in the production of steel. It impairs the toughness and weldability of steel and combines with manganese (Mn) to form MnS, thereby reducing the corrosion resistance and impact characteristics of steel. Therefore, it is desirable to limit the sulfur content to more than 0% and less than 0.01% of the total weight of the steel sheet.
  • Aluminum (Al) has a similar effect to silicon (Si) and mainly serves to strengthen solid solutions and suppress carbide formation. It is mainly added for the purpose of deoxidation, and is effective in suppressing the formation of carbides, creating a retained austenite phase, and improving the strength-elongation balance. If the aluminum (Al) content exceeds 0.1%, the workability of the steel sheet may deteriorate due to an increase in inclusions such as alumina. Therefore, it is desirable to add aluminum (Al) to 0.1% or less of the total weight of the steel sheet.
  • Nitrogen (N) is an element that deteriorates aging resistance, and when the amount of nitrogen exceeds 0.01%, the deterioration of aging resistance becomes significant. Additionally, nitrogen (N) combines with boron (B) to form BN and consumes boron (B). For this reason, nitrogen (N) reduces the quenching properties of dissolved boron (B), making it difficult to secure a tempered martensite phase with a predetermined area ratio. Additionally, nitrogen (N) exists as an impurity element in ferrite and reduces ductility due to strain aging. Therefore, it is preferable that the nitrogen (N) content is low. Therefore, it is desirable to limit the nitrogen (N) content to more than 0% and less than 0.01% of the total weight of the steel sheet.
  • the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention may optionally further contain any combination of the following components in addition to the above-described composition.
  • Titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) elements are major elements that precipitate in the form of carbides in steel, and in the present invention, the stability and strength of retained austenite are secured through refining the initial austenite grains according to the formation of precipitates.
  • the purpose is to improve, refine ferrite grains, and precipitation harden by the presence of precipitates in ferrite.
  • they are elements that combine with carbon (C) or nitrogen (N) and precipitate in the form of NbC, NbN, TiC, TiN, VC, and VN, or improve the strength of steel sheets through solid solution strengthening in iron (Fe).
  • titanium (Ti) forms carbonitride or sulfide, which is effective in improving strength, and can suppress the formation of boron nitride (BN) by combining with nitrogen to precipitate titanium nitride (TiN).
  • Ti is effective in developing quenching properties due to boron (B).
  • Niobium (Nb) is an element that forms NbC precipitates by combining with carbon (C) when added in small amounts, contributing to improving the strength of the base material through the precipitation strengthening effect.
  • Vanadium (V), like niobium (Nb), is added as a reinforcing element.
  • Chromium (Cr) is an element with high hardenability and is added to increase strength through enhanced transformation. However, if the chromium (Cr) exceeds 0.8% by weight, a structure such as upper bainite is formed and overall unevenness occurs, thereby reducing toughness. Therefore, the content should be controlled to 0.8% by weight or less. desirable.
  • Molybdenum (Mo) is an element with greater hardenability than chromium (Cr) and is added to increase strength through transformation strengthening. If the carbon (C) content exceeds 0.5% by weight within the range of the present invention, toughness is reduced due to the formation of a large amount of a hard secondary phase such as martensite/austenite (MA) phase, so the content is controlled at 0.5% by weight. It is desirable.
  • the remaining component of the ultra-high strength cold rolled steel sheet is iron (Fe).
  • Fe iron
  • unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed, so this cannot be ruled out. Since these impurities are known to anyone skilled in the normal manufacturing process, all of them are not specifically mentioned in this specification.
  • the semi-finished product subject to the hot rolling and cold rolling processes may be, for example, a slab.
  • Slabs in a semi-finished state can be obtained through a continuous casting process after obtaining molten steel of a predetermined composition through a steelmaking process.
  • a step (S20) of forming a hot rolled steel sheet by applying a hot rolling process to the steel material is performed.
  • the steel is a high alloy steel, it is necessary to reduce edge bursting and rolling load as much as possible to ensure mass production, so the rolling finishing temperature and coiling temperature can be set to a high temperature range.
  • the steel is reheated to a temperature of Ac3 or higher, for example, at a reheating temperature (Slab Reheating Temperature, SRT) in the range of 1150°C to 1250°C.
  • a reheating temperature (Slab Reheating Temperature, SRT) in the range of 1150°C to 1250°C.
  • the reheated steel may be hot rolled, and hot rolling may be performed, for example, at a finish delivery temperature (FDT) of 850°C to 1000°C. If the finish rolling temperature exceeds 1000°C, there is a risk that the quality of the steel sheet may deteriorate due to surface scale generation on the steel sheet. Additionally, if the finish rolling temperature is lower than 850°C, rolling load may increase and productivity may decrease.
  • the finish rolling temperature may vary depending on the steel material.
  • the hot-rolled steel is cooled at a cooling rate of 10 to 30°C/s and then coiled at a coiling temperature (CT) ranging from, for example, 500°C to 700°C.
  • CT coiling temperature
  • the coiling temperature may vary depending on the steel material. If the coiling temperature exceeds 700°C, an unwanted internal oxidation layer may occur in the hot rolled steel sheet or wound hot rolled coil. Since the internal oxidation of the hot-rolled coil wound in this way varies, it may be difficult to uniformly control the thickness of the internal oxidation layer. If the coiling temperature is less than 500°C, an undesirable low-temperature structure may be formed.
  • a step (S30) of forming a cold rolled steel sheet by applying a cold rolling process to the hot rolled steel sheet is performed.
  • the softening heat treatment step and the pickling step may be sequentially performed first before performing the cold rolling process.
  • the hot-rolled steel sheet is subjected to softening heat treatment to soften the material, thereby relieving problems with reduction rate load and poor shape during subsequent cold rolling.
  • the softening heat treatment can secure cold rolling properties by making the hot rolled steel sheet softer for cold rolling work efficiency. If the strength of hot rolled steel is high, problems such as thickness hunting and shape defects may occur during cold rolling. However, in the case of the ultra-high strength steel softening heat treatment process according to the present invention, it is applied to hot-rolled coils with remaining scale rather than cold-rolled coils, so a countermeasure for changes in surface properties due to high temperature reaction of scale during softening heat treatment is needed.
  • the coiling temperature is adjusted to 500°C to 700°C and the softening heat treatment temperature is adjusted to 500°C to 650°C.
  • the softening heat treatment may be performed in a batch annealing furnace (BAF) while the hot rolled steel sheet is wound, and may be performed in a hydrogen atmosphere.
  • BAF batch annealing furnace
  • the hot-rolled steel sheet that has undergone softening heat treatment under the above process conditions is softened and can secure cold rolling properties.
  • the internal oxidation layer formed by the softening heat treatment has a predetermined thickness (for example, a thickness of 10 ⁇ m or less), subsequent pickling properties can be simultaneously secured.
  • the internal oxidation layer formed by the softening heat treatment has a thickness exceeding 10 ⁇ m, making it difficult to secure subsequent pickling properties.
  • whether or not to apply the softening heat treatment step may be optional depending on the steel type or target strength. For example, if the target tensile strength after cold rolling/annealing is 1180 MPa or more, the softening heat treatment step may be performed, and if the target tensile strength after cold rolling/annealing is 980 MPa, the softening heat treatment step may not be performed.
  • the time for performing the softening heat treatment may be 1 to 12 hours.
  • pickling treatment of cleaning the hot rolled steel sheet with acid may be performed.
  • pickling the hot rolled steel sheet at least a portion of the internal oxidation layer may be removed.
  • the pickling treatment may be performed at a temperature of, for example, 70°C to 90°C, with a hydrochloric acid concentration of, for example, 5% to 15%, for, for example, 20 to 40 seconds. Additionally, it may have an inhibitor concentration of 0.1 to 0.5%.
  • the pickled hot rolled steel sheet may be cold rolled with an average reduction ratio of, for example, 40% to 60% and a rolling force of, for example, 700 ton to 1800 tons. , Accordingly, cold rolled steel sheets can be manufactured.
  • the microstructure of a cold-rolled steel sheet has an elongated shape of the structure of a hot-rolled steel sheet, and the microstructure of the final produced steel sheet is determined in subsequent heat treatment.
  • Figure 2 is a graph illustrating the subsequent heat treatment (annealing, cooling, reheating) steps applied to a cold rolled steel sheet in the method of manufacturing an ultra-high strength galvanized steel sheet with excellent weldability according to an embodiment of the present invention.
  • the cold rolled steel sheet is annealed and heat treated in a continuous annealing furnace with a normal slow cooling section.
  • the annealing heat treatment can be performed at a temperature corresponding to the ideal region of austenite and ferrite.
  • the target material of the steel sheet can be obtained by realizing ideal ferrite, tempered martensite, and retained austenite in the final microstructure.
  • Annealing heat treatment temperature and annealing time affect austenite grain size and, therefore, can greatly affect the strength of cold rolled steel sheets.
  • the annealing heat treatment is performed at a temperature increase rate of, for example, 1°C/s or more, for example, in the range of 1°C/s to 15°C/s. If the temperature increase rate is less than 1°C/s, it takes a long time to reach the target annealing heat treatment temperature, which may reduce production efficiency and increase the size of the crystal grains.
  • the annealing heat treatment may be performed at a temperature of Ae1 or higher, for example, in the range of 830°C to 900°C.
  • the annealing time which is the time for performing the annealing heat treatment, increases, it affects coarsening due to austenite grain growth, similar to the annealing heat treatment temperature.
  • the galvanized layer melts and penetrates into the surface of the base iron, causing brittleness when welding to a galvanized steel sheet. It was confirmed that the possibility of liquid metal embrittlement (LME) occurring can be suppressed and the thickness of the decarburization layer formed on the surface layer of the steel sheet can be controlled.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the annealing time (A) for performing the annealing heat treatment and the moisture concentration (B) in the annealing furnace are natural with respect to the positive square root of the annealing time (A 1/2 ) and the reciprocal of the moisture concentration. It can be controlled based on the product of the logarithm value (ln(1/B)).
  • the annealing heat treatment step (S40) can be performed under conditions where the annealing time (A) and the moisture concentration (B) in the annealing furnace satisfy Equation 1 below.
  • the annealing heat treatment is controlled so that as the annealing time (A) for performing the annealing heat treatment becomes shorter, the moisture concentration (B) in the annealing furnace increases. You can.
  • the annealing heat treatment can be controlled so that as the moisture concentration (B) in the annealing furnace decreases, the annealing time (A) for performing the annealing heat treatment becomes longer. there is.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the cold-rolled steel sheet subjected to the annealing heat treatment is cooled in multiple stages. Specifically, a step of primary cooling (S50) and a step of secondary cooling (S60) of the annealed heat-treated steel sheet may be performed.
  • the step (S50) of first cooling the steel sheet to a temperature of 600°C or more to less than 800°C at an average cooling rate of 1 to 20°C/s is a slow cooling step to secure a certain amount of ferrite in the final microstructure during the heat treatment process. By attempting this, plasticity of the final microstructure can be secured. If the cooling end temperature of the slow cooling is less than 600°C, ferrite transformation may occur in an undesirable amount, and thus the strength may decrease.
  • the step (S60) of secondary cooling the steel sheet to 200°C or more to less than 300°C at an average cooling rate of 20°C/s or more, preferably 50°C/s or more, is a quenching step and involves controlling the quenching end temperature.
  • the secondary cooling cold-rolled steel sheet may be maintained at the secondary cooling end temperature of 200°C or more to less than 300°C for a time ranging from 1 second to 100 seconds, for example.
  • temperature homogenization of the steel may initially proceed.
  • the secondary cooling end temperature may be a temperature between the martensite transformation start temperature (M s ) and the martensite transformation completion temperature (M f ).
  • Partitioning heat treatment is performed by reheating the multi-stage cooled cold-rolled steel sheet at a temperature increase rate in the range of, for example, 1°C/s to 50°C/s and maintaining it at a temperature of, for example, 350°C to 490°C for less than 100 seconds. can be performed.
  • the partitioning heat treatment temperature may be higher than the martensite transformation start temperature (M s ).
  • M s martensite transformation start temperature
  • partitioning heat treatment temperature is less than 350°C, the partitioning effect may be insufficient. If the partitioning heat treatment temperature is higher than 490°C, the size of the carbide may become coarse and strength may decrease.
  • the partitioning heat treatment maintenance time may have less influence compared to the partitioning temperature. If the partitioning heat treatment maintenance time exceeds 100 seconds, heat treatment efficiency may decrease and the size of carbide may increase, resulting in a decrease in strength.
  • the partitioning heat treatment step may be performed immediately after performing the multi-stage cooling, or may be performed after maintaining the temperature at room temperature for several minutes or more. In the case of non-plated materials, after the partitioning heat treatment step is completed, the material is cooled to room temperature, for example, to a temperature in the range of 0°C to 40°C.
  • the above-mentioned multi-stage cooling steps (S50, S60) and reheating steps (S70) correspond to the Q&P (Quenching and Partitioning) heat treatment step developed to simultaneously secure high strength and high ductility of steel materials, and the material released from the martensite structure during quenching
  • Q&P Quenching and Partitioning
  • a step (GI) of forming a hot-dip galvanized steel sheet can be performed by immersing the annealed heat-treated cold-rolled steel sheet in a hot-dip galvanizing bath and hot-dip galvanizing the steel sheet, and alloying the cold-rolled steel sheet and the hot-dip galvanized steel sheet on which the hot-dip galvanized layer is formed.
  • a step (GA) of forming an alloyed hot-dip galvanized steel sheet by heat treatment may be further performed.
  • the plating material may be directly entered into the plating bath without being cooled to room temperature.
  • the entry temperature of the plating bath may be, for example, 460°C, and the composition of the plating bath may be a zinc plating bath containing 0.11 to 0.22% by weight of aluminum and saturated Fe.
  • the plating bath may be a Zn-Mg-Al plating bath.
  • the alloying heat treatment temperature may be 450 to 600°C.
  • the ultra-high strength galvanized steel sheet with excellent weldability has, for example, carbon (C): 0.1 to 0.5%, silicon (Si): 1.0 in weight percent. ⁇ 3.0%, Manganese (Mn): 1.5 ⁇ 3.5%, Phosphorus (P): More than 0 and less than 0.02%, Sulfur (S): More than 0 but less than 0.01%, Aluminum (Al): More than 0 and less than 0.1%, Nitrogen (N) ): Contains more than 0.01% or less, at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V): Contains more than 0.1% or less, with the remainder containing iron (Fe) and other inevitable impurities steel; and a zinc plating layer formed on the base iron, wherein the surface layer of the base iron in contact with the zinc plating layer has a single-phase microstructure of ferrite, and the thickness of the decarburization
  • the microstructure of the base iron may be composed of 20 to 40% ferrite, 10 to 30% retained austenite, and the remainder martensite. .
  • the microstructure of the base iron may be composed of 5 to 25% ferrite, 10 to 30% retained austenite, and the balance martensite. .
  • the microstructure of the base iron is 0 to 10% (including 0%) of ferrite, 10 to 30% of retained austenite, and the remainder is martensite. It can be done.
  • the applicable welding current range for the galvanized steel sheet is 6.0kA to 7.5kA, and when welding the galvanized steel sheet, the galvanized layer melts and penetrates into the surface of the base iron, causing liquid metal embrittlement (LME), which causes embrittlement. It is characterized by a probability of 0%.
  • the material of the final produced steel sheet has yield strength: 600 MPa or more, tensile strength: 980 MPa or more, and total elongation: 10% or more.
  • the value of the product of the tensile strength and the total elongation is approximately 26,500, which generally exceeds the value of 25,000, which is the product of the tensile strength and the total elongation, generally suggested for high forming steel sheets at that strength level. It can be assumed that it can have superior formability than existing ultra-high strength steel of the same strength.
  • Figure 3 is a photograph taken of the appearance of liquid metal embrittlement cracks in a galvanized steel sheet as a comparative example of the present invention.
  • the phase fraction control of the steel sheet is made through the developed alloy components and the subsequent heat treatment (annealing/cooling/reheating) process.
  • the currently developed component system and The austenite phase formed in the annealing step is transformed into martensite/bainite or remains as austenite during the cooling and reheating process during subsequent heat treatment, creating a composite phase.
  • Figure 4 is a diagram illustrating an overview of the decarburization reaction in the manufacturing method of ultra-high strength galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the temperature developed in the above-mentioned annealing step is the area where the austenite phase is formed or when the dew point temperature of the atmosphere within the annealing furnace is increased to -10°C or higher, carbon, an austenite stabilizing element, is oxidized on the surface of the base iron 10 to form carbon monoxide. Since it is volatilized in the form of a decarburization reaction, the decarburization reaction can proceed through a continuous reaction. This reaction can be represented by Chemical Formula 1 below.
  • the surface layer is depleted of carbon and the austenite in the surface layer is already transformed into ferrite even in the annealing stage. If austenite is not formed in the surface layer during the future cooling/reheating process, a ferrite single-phase structure is secured even at room temperature in the final stage. can do.
  • the ferrite single-phase structure formed in the surface layer makes it possible to avoid austenite, which is sensitive to LME cracks, expanding the weldable current range and increasing welding strength.
  • Table 1 is a table showing the composition of ultra-high strength cold-rolled steel sheets according to experimental examples of the present invention
  • Table 2 is a table showing process conditions of ultra-high strength cold-rolled steel sheets according to experimental examples of the present invention.
  • hot rolling process Reheating temperature: 1200°C, finishing rolling temperature: 900°C, coiling temperature: 600°C heat treatment process Annealing temperature: 850°C, slow cooling temperature: 700°C, rapid cooling temperature: 250°C, Reheating temperature: 460°C
  • the hot rolling process applied the process conditions of reheating temperature: 1200°C, finish rolling temperature: 900°C, and coiling temperature: 600°C. After the cold rolling process, the following process conditions were applied: annealing temperature: 850°C, slow cooling temperature: 700°C, rapid cooling temperature: 250°C, and reheating temperature: 460°C.
  • 1200 MPa class Q&P steel was implemented by applying the composition of Table 1 and the process conditions of Table 2, hot-dip galvanized to form a hot-dip galvanized (GI) steel sheet, and then subjected to a Gleeble test (700 ⁇ 900°C) was carried out.
  • the test conditions were temperature increase rate: 500°C/s, holding time: 1 second, and strain rate: 30 mm/s.
  • Table 3 is a table showing whether liquid metal embrittlement (LME) occurs according to dew point in the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to the first experimental example of the present invention.
  • the dew point refers to the dew point according to the moisture concentration in the annealing furnace.
  • the general dew point refers to a dew point below -45°C (for example, -50°C), and the high dew point refers to a dew point of 0°C.
  • temperatures 700°C, 750°C, 800°C, 850°C, and 900°C mean the Gleeble test temperatures
  • the 'LME' item means that liquid metal embrittlement (LME) phenomenon occurs
  • the 'No LME' item means that the liquid metal embrittlement (LME) phenomenon occurs. This means that metal embrittlement (LME) phenomenon does not occur.
  • Figures 5 to 7 show cross-sectional photographs including the surface layer of the steel under the Gleeble test temperature of 800°C and normal dew point (DP ⁇ -45°C) conditions in the first experimental example of the present invention, elongation test evaluation results, and liquid metal embrittlement ( LME) This is a photo taken to show whether a crack has occurred.
  • Figures 8 to 10 show cross-sectional photographs, elongation test evaluation results, and liquid metal embrittlement ( This is a photograph taken to determine whether or not an LME (LME) crack occurred.
  • Table 4 shows the decarburization layer thickness and liquid metal embrittlement (LME) according to annealing time and annealing moisture in an alloyed hot-dip galvanized steel sheet implemented by applying the composition of Table 1 and the process conditions of Table 2 as the second experimental example of the present invention. It indicates whether or not it occurred.
  • the alloying temperature for galvanizing treatment was 530°C. If the dew point was higher than +15°C, it could cause problems such as corrosion of equipment in the annealing furnace, so it was excluded from the experimental example.
  • Figure 11 shows the natural logarithm of the positive square root (A 1/2 ) of the annealing time (A) and the reciprocal of the moisture concentration (B) in the annealing furnace in the second experimental example of the present invention (ln(1/B) )) is a table showing the product
  • Figure 12 is a table showing the thickness of the decarburization layer formed on the surface layer of the base iron according to the annealing time (A) and the moisture concentration (B) in the annealing furnace in the second experimental example of the present invention.
  • 13 is a table showing the incidence of liquid metal embrittlement (LME) according to annealing time (A) and moisture concentration (B) in the annealing furnace in the second experimental example of the present invention.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the unit of annealing time (A) is seconds (s), and the unit of moisture concentration (B) is ppm.
  • the annealing time (A) And when the annealing heat treatment step is performed under conditions where the moisture concentration (B) in the annealing furnace satisfies Equation 1 below (Examples 1 to 6), i) zinc when welding to a galvanized steel sheet It can be confirmed that the possibility of liquid metal embrittlement (LME), which causes embrittlement by melting the plating layer and penetrating into the surface of the base iron, is 0%, and ii) the thickness of the decarburization layer formed on the surface layer of the base iron is more than 18 ⁇ m.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the annealing heat treatment can be controlled so that as the annealing time (A) for performing the annealing heat treatment becomes shorter, the moisture concentration (B) in the annealing furnace increases. It can be confirmed that the annealing heat treatment can be controlled so that as the moisture concentration (B) in the annealing furnace decreases, the annealing time (A) for performing the annealing heat treatment becomes longer.
  • the annealing time (A) for performing the annealing heat treatment and the The moisture concentration (B) can be controlled based on the product of the positive square root of the annealing time (A 1/2 ) and the natural logarithm of the reciprocal of the moisture concentration (ln(1/B)). can understand.
  • Equation 1 may be said to have technical significance as a factor that can simultaneously effectively control the decarburization layer thickness and the incidence of liquid metal embrittlement (LME) in ultra-high-strength galvanized steel sheets.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the thickness of the decarburization layer varies greatly depending on the value taken (ln(1/B)), and the value taken as the natural logarithm of the reciprocal of the moisture concentration (B) in Example 4, Example 2, and Comparative Example 7 (ln (1/B)) is the same, but the incidence of liquid metal embrittlement (LME) varies greatly depending on the positive square root of the annealing time (A) (A 1/2 ), so the annealing time (A) alone or the moisture concentration (B ) alone cannot effectively control the decarburization layer thickness and the incidence of liquid metal embrittlement (LME) at the same time.
  • the above-mentioned first parameter has better effects and causal relationships, and does not simply express known physical properties in a different way, so it may be said to have technical significance.
  • 1200MPa class Q&P steel was implemented by applying the composition of Table 1 and the process conditions of Table 2, hot-dip galvanized to form a hot-dip galvanized (GI) steel sheet, and then a spot welding process was performed. applied.
  • the welding current was 0.5kA lower than the spatter (expulsion) generation condition, and LME evaluation was performed.
  • Table 5 is a table showing the conditions of the spot welding process according to the third experimental example
  • Figure 14 is a diagram showing the results of applying the spot welding process according to the third experimental example.
  • the dew point refers to the dew point according to the moisture concentration in the annealing furnace.
  • the general dew point refers to a dew point of less than -45°C (for example, -50°C), and the high dew point refers to a dew point of 0°C.
  • annealing was performed at a dew point of less than -45°C, and the applicable welding current range was 6.0kA ⁇ . In contrast to 6.5kA, in the method of manufacturing an ultra-high strength galvanized steel sheet with excellent weldability according to an embodiment of the present invention, annealing was performed at a dew point of 0°C, and it can be confirmed that the applicable welding current range is 6.0kA to 7.5kA.
  • the surface austenite phase which causes LME cracks in the weld zone, is suppressed to secure strength even under existing welding conditions and to extend the total weldable range. By zooming in, it can be confirmed that defect suppression in the spot welding process is possible.

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Abstract

본 발명은 냉연 강판을 소둔로 내에서 소둔 열처리하는 단계를 포함하되, 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)과 상기 소둔로 내의 수분농도(B)는, 상기 소둔시간의 양의 제곱근(A1/2)과 상기 수분농도의 역수값에 대하여 자연로그를 취한 값(ln(1/B))의 곱을 기준으로 제어되는 것을 특징으로 하는, 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법을 제공한다.

Description

용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 그 제조방법
본 발명은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 산업은 자원의 고갈, 지구 온난화의 급속한 진행, 고유가 등 시대적 요구에 부응하기 위해 연비개선 및 경량화에 집중하고 있으며, 나아가 승객의 안전에 대한 규제가 점차 증대됨에 따라 초고강도 강재를 요구하고 있다. 또한, 희생 방식성이 우수하여 부식 환경 노출 시, 전위가 낮은 아연이 선제적으로 용출되어 강재의 부식을 방지할 수 있는 아연도금강판에 대한 다양한 개선이 요구되고 있다. 예를 들어, 자동차 조립 라인에서의 점용접 시 아연도금층이 녹아 용융금속아연이 소지철 표층에 존재하는 잔류 오스테나이트의 계면쪽으로 침투하여 취성을 유발하는 액상금속취성(LME, Liquid Metal Embrittlement) 문제를 개선하기 위한 요구가 높아지고 있다.
관련 선행문헌으로서 한국특허공개번호 제20200075949A호가 있다.
본 발명이 해결하고자 하는 과제는, 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 그 제조방법을 제공하는 데 있다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의한 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법은 냉연 강판을 소둔로 내에서 소둔 열처리하는 단계를 포함하되, 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)과 상기 소둔로 내의 수분농도(B)는, 상기 소둔시간의 양의 제곱근(A1/2)과 상기 수분농도의 역수값에 대하여 자연로그를 취한 값(ln(1/B))의 곱을 기준으로 제어된다.
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서, 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)이 짧아질수록 상기 소둔로 내의 수분농도(B)는 높아지도록 상기 소둔 열처리를 제어할 수 있다.
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서, 상기 소둔로 내의 수분농도(B)가 낮아질수록 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)은 길어지도록 상기 소둔 열처리를 제어할 수 있다.
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서, 상기 냉연 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.5%, 실리콘(Si): 1.0~3.0%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 인(P): 0 초과 0.02% 이하, 황(S): 0 초과 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.1% 이하, 질소(N): 0 초과 0.01% 이하를 함유하고, 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서, 상기 소둔 열처리하는 단계는 오스테나이트 및 페라이트의 이상영역에 해당하는 온도에서 수행하며, 상기 강판의 표면에서 탈탄반응을 유발하여 상기 강판의 표층에 존재하는 오스테나이트를 페라이트로 변태시키는 단계를 포함할 수 있다.
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서, 상기 소둔 열처리하는 단계는 소둔온도: 830~900℃인 조건에서 수행할 수 있다.
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서, 상기 소둔 열처리하는 단계는 소둔시간(A)과 상기 소둔로 내의 수분농도(B)가 하기의 수학식1을 만족하는 조건에서 수행될 수 있다. 단, 소둔시간(A)의 단위는 초(s)이고, 소둔로 내의 수분농도(B)의 단위는 ppm이다.
<수학식1>
(A)1/2 x ln(1/B) ≤ -65
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법은, 상기 소둔 열처리하는 단계 후에 상기 강판을 1~20℃/s의 평균냉각속도로, 600℃ 이상 ~ 800℃ 미만의 온도로 1차 냉각하는 단계; 상기 강판을 20℃/s 이상의 평균냉각속도로, 200℃ 이상 ~ 300℃ 미만으로 2차 냉각하는 단계; 상기 강판을 350℃ ~ 490℃까지 재가열하고 100초 이내로 유지하는 단계; 및 상기 강판에 대해 아연도금 처리를 실시하는 단계; 를 더 포함할 수 있다.
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서, 상기 아연도금처리 후 상기 강판은 표층에 페라이트 단상의 미세조직을 가지며, 상기 강판의 표층에 형성된 탈탄층의 두께는 18㎛ 이상일 수 있다.
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서, 상기 아연도금강판은 적용가능한 용접전류 범위가 6.0kA~7.5kA 일 수 있다.
본 발명의 다른 관점에 의한 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.5%, 실리콘(Si): 1.0~3.0%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 인(P): 0 초과 0.02% 이하, 황(S): 0 초과 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.1% 이하, 질소(N): 0 초과 0.01% 이하를 함유하고, 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지철; 및 상기 소지철 상에 형성된 아연도금층;을 포함하되, 상기 아연도금층과 접하는 상기 소지철의 표층에 페라이트 단상의 미세조직을 가지며, 상기 소지철의 표층에 형성된 탈탄층의 두께는 18㎛ 이상이며, 상기 소지철의 미세조직은 0~40%의 페라이트, 10~30%의 잔류 오스테나이트 및 잔부의 마르텐사이트로 이루어진다.
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판에서, 상기 아연도금강판은 적용가능한 용접전류 범위가 6.0kA~7.5kA이며, 상기 아연도금강판에 대한 용접시 상기 아연도금층이 용융하여 소지철의 표면에 침투하여 취성을 유발하는 액상금속취화(LME) 발생 가능성이 0%일 수 있다.
본 발명에 따르면, 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 그 제조방법을 구현할 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 초고강도 아연도금강판의 제조방법을 도해하는 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서 냉연 강판에 대하여 적용하는 후속 열처리(소둔, 냉각, 재가열) 단계를 도해하는 그래프이다.
도 3은 본 발명의 비교예로서 아연도금강판에서 액상금속취화 크랙이 발생하는 양상을 촬영한 사진이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서 탈탄 반응의 개요를 도해하는 도면이다.
도 5 내지 도 7은 본 발명의 제1실험예에서 Gleeble 시험 온도 800℃ 및 일반 노점(DP< -45℃) 조건에서 각각 강재의 단면 사진, 연신율 시험 평가 결과, 액상금속취화(LME) 크랙 발생 여부를 촬영한 사진이다.
도 8 내지 도 10은 본 발명의 제1실험예에서 Gleeble 시험 온도 800℃ 및 고 노점(DP 0℃) 조건에서 각각 강재의 단면 사진, 연신율 시험 평가 결과, 액상금속취화(LME) 크랙 발생 여부를 촬영한 사진이다.
도 11은 본 발명의 제2실험예서 소둔시간(A)의 양의 제곱근(A1/2)과 소둔로 내 수분농도(B)의 역수값에 대하여 자연로그를 취한 값(ln(1/B))의 곱을 나타낸 도면이다.
도 12는 본 발명의 제2실험예서 소둔시간(A)과 소둔로 내 수분농도(B)에 따른 소지철의 표층에 형성된 탈탄층의 두께를 나타낸 도면이다.
도 13은 본 발명의 제2실험예서 소둔시간(A)과 소둔로 내 수분농도(B)에 따른 액상금속취화(LME) 발생률을 나타낸 도면이다.
도 14는 제3실험예에 따른 점용접 공정을 적용한 결과를 나타낸 도면이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 초고강도 아연도금강판의 제조방법을 도해하는 순서도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 초고강도 아연도금강판의 제조방법은 강재를 제공하는 단계(S10), 상기 강재를 열간 압연하여 열연 강판을 형성하는 단계(S20), 상기 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판을 형성하는 단계(S30), 상기 냉연 강판에 대하여 소둔 열처리하는 단계(S40), 상기 소둔 열처리된 강판을 1차 및 2차 냉각하는 단계(S50, S60), 상기 냉각된 강판을 재가열하는 단계(S70), 상기 강판에 대하여 아연도금 처리를 실시하는 단계(S80)를 포함한다.
본 발명의 기술적 사상에 의한 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법은 냉연 강판을 소둔로 내에서 소둔 열처리하는 단계(S40)를 포함하되, 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)과 상기 소둔로 내의 수분농도(B)는, 상기 소둔시간의 양의 제곱근(A1/2)과 상기 수분농도의 역수값에 대하여 자연로그를 취한 값(ln(1/B))의 곱을 기준으로 제어된다. 예를 들어, 상기 소둔 열처리하는 단계(S40)는 소둔시간(A)과 상기 소둔로 내의 수분농도(B)가 하기의 수학식1을 만족하는 조건에서 수행될 수 있다.
<수학식1>
(A)1/2 x ln(1/B) ≤ K (여기에서 상기 K는 소정의 상수값)
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법의 일 예로서, 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)이 짧아질수록 상기 소둔로 내의 수분농도(B)는 높아지도록 상기 소둔 열처리를 제어할 수 있다.
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법의 다른 예로서, 상기 소둔로 내의 수분농도(B)가 낮아질수록 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)은 길어지도록 상기 소둔 열처리를 제어할 수 있다.
이러한 구성에 의하면, 상기 아연도금강판에 대한 용접시 상기 아연도금층이 용융하여 소지철의 표면에 침투하여 취성을 유발하는 액상금속취화(LME) 발생 가능성을 억제할 수 있으며, 강판의 표층에 형성된 탈탄층의 두께는 18㎛ 이상일 수 있다.
본 발명은 표면 탈탄으로 인해 표층의 경도가 낮아지면 액상금속취화(LME)가 완화된다는 피상적인 인식에 한정되지 않으며, 소둔로 내 노점만으로 탈탄층 최적화가 어렵다는 문제 인식을 가지고, 최적의 탈탄 조건을 확보하기 위하여 소둔온도에 따른 소둔시간과 노점에 대한 통합적 고찰로부터 상기 기술적 사상을 개시한다.
이하에서는 본 발명의 일 실시예에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법을 상세하게 살펴본다.
강재 제공 단계(S10)
최근 자동차 산업에서는 충돌 안정성 및 연비 규제를 동시에 만족시키기 위해 초고강도 강을 적용한 경량화 차체에 대한 관심이 높아지고 있다. 철강 업계에서는 이러한 고객 자동차사의 요구에 맞춰 초고강도 강재 개발에 대한 연구가 활발히 진행 중이다. 자동차용 철강 소재의 고강도 및 고연성을 동시에 확보하기 위해 개발된 Q&P(Quenching and Partitioning) 열처리 기술은 quenching 시 마르텐사이트 조직에서 배출된 탄소의 탄화 석출물 생성을 억제하고 파티셔닝을 통해 탄소를 잔류 오스테나이트 조직으로 확산되도록 하는 기술이다. 탄소의 재확산을 통해 상온에서도 잔류 오스테나이트 조직을 안정화 시키며, 최종적으로 잔류 오스테나이트 조직에 의한 고연성과 마르텐사이트 조직에 의한 고강도 확보가 가능하다.
이러한 Q&P 강판은 조직 내 탄화 석출물 생성을 억제하기 위해 철(Fe) 원자의 이동을 방해하는 규소(Si) 및 알루미늄(Al) 등의 치환형 고용체 합금 원소가 일반 강 대비 많이 첨가되어 있으며, 또한 안정화된 잔류 오스테나이트 조직의 부피 분율을 높여 TRIP(Transformation-Induced Plasticity) 거동을 향상시키기 위해 탄소(C) 및 망간(Mn) 등의 오스테나이트 안정화 합금 원소를 다량 포함하고 있다.
한편, 본 발명의 기술적 사상이 상술한 Q&P 강판에 적용될 수 있음은 자명하지만, 본 발명의 기술적 사상은 다양한 강판에 광범위하게 적용될 수 있는 것으로, 상기 Q&P 강판에만 한정되어 적용하는 것은 아님은 명백하다.
이하, 본 발명에 따른 일 실시예에 따른 초고강도 냉연 강판에 포함되는 예시적인 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.1~0.5%
탄소는 제강에 있어서 가장 중요한 합금 원소이며, 기본적인 강화 역할 및 오스테나이트 안정화를 주요 목적으로 한다. 오스테나이트 내 높은 탄소 농도는 오스테나이트 안정도를 향상시켜 재질 향상을 위한 적절한 오스테나이트 확보에 용이하다. 탄소의 함량이 0.1% 미만인 경우에는, 원하는 항복강도 및 연신율 확보가 어렵다. 탄소의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는, 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락을 가져올 수 있다. 따라서, 탄소의 함량은 강판 전체 중량의 0.1% ~ 0.5%인 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 1.0~3.0%
실리콘은 페라이트 내 탄화물(예를 들어, Fe3C) 형성을 억제하는 원소이며 탄소의 활동도를 높여 오스테나이트의 확산속도를 높인다. 실리콘은 또한 페라이트 안정화 원소로 잘 알려져 있어 냉각 중 페라이트 분율을 높여 연성을 증가시키는 원소로 알려져 있다. 실리콘의 함량이 1.0% 미만인 경우에는, 실리콘 첨가 효과가 불충분하다. 실리콘의 함량이 3.0%를 초과하는 경우에는, 공정 시 강판 표면에 산화물(SiO2)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 가져올 수 있다. 따라서, 실리콘의 함량은 강판 전체 중량의 1.0~3.0%인 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.5~3.5%
망간은 오스테나이트 안정화 원소로서, 망간이 첨가됨에 따라 마르텐사이트 변태시작온도인 Ms가 점차 낮아지게 되어 연속 소둔 열처리 공정 진행 시 잔류 오스테나이트 분율을 증가시키는 효과를 가져올 수 있다. 망간의 함량이 1.5% 미만인 경우에는, 망간 첨가 효과가 불충분하다. 망간의 함량이 3.5%를 초과하는 경우에는, 탄소당량을 높여 용접성을 크게 떨어뜨리고, 공정 시 강판 표면에 산화물(MnO)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 가져올 수 있다. 따라서, 망간의 함량은 강판 전체 중량의 1.5~3.5%인 것이 바람직하다.
인(P): 0% 초과 ~ 0.02%
인은 강 내에서 실리콘과 유사한 역할을 수행할 수 있다. 다만, 인이 강판 전체 중량의 0.02%를 초과하여 첨가되는 경우, 강판의 용접성을 저하시키고 취성을 증가시켜 재질 저하를 발생시킬 수 있다. 따라서, 인의 함량은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0% 초과 ~ 0.01% 이하
황은 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 강의 인성 및 용접성을 저해하고 망간(Mn)과 결합하여 MnS를 형성함으로써 강의 내식성 및 충격특성을 저하시킨다. 따라서, 황의 함량은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0 초과 0.1% 이하
알루미늄(Al)은 실리콘(Si)과 비슷한 작용을 하며, 주로 고용 강화 및 탄화물 형성을 억제하는 역할을 한다. 주로 탈산의 목적으로 첨가되고, 탄화물의 생성을 억제하여, 잔류 오스테나이트상을 생성시키는 데에 유효하고, 강도-연신 균형을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.1% 를 초과하는 경우에는, 알루미나 등의 개재물 증가에 의해 강판의 가공성이 열화될 수 있다. 따라서, 알루미늄(Al)의 함량을 강판 전체 중량의 0.1% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0 초과 0.01% 이하
질소(N)는 내시효성을 열화시키는 원소로, 질소 량이 0.01％를 초과하면 내시효성의 열화가 현저해진다. 또, 질소(N)는 보론(B)과 결합하여 BN을 형성하여 보론(B)을 소비한다. 이 때문에, 질소(N)는 고용 보론(B)에 의한 quenching성을 저하시켜, 소정의 면적 비율의 템퍼드 마르텐사이트 상을 확보하는 것을 곤란하게 한다. 또한, 질소(N)는 페라이트 중에서 불순물 원소로서 존재하며, 변형 시효에 의해 연성을 저하시킨다. 따라서, 질소(N)의 함량은 낮은 편이 바람직하다. 따라서, 질소(N)의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명의 일 실시예에 따른 초고강도 냉연 강판은 상술한 조성에 나아가 다음과 같은 성분들의 임의의 조합을 선택적으로 더 함유할 수 있다.
티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나 이상: 0 초과 0.1% 이하
티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 바나듐(V) 원소는 강 내에서 탄화물의 형태로 석출되는 주요 원소이며, 본 발명에서는 석출물 형성에 따른 초기 오스테나이트 결정립 미세화를 통한 잔류 오스테나이트 안정도 확보 및 강도 향상, 페라이트 결정립 미세화 및 페라이트 내 석출물의 존재에 의한 석출 경화에 그 목적이 있다. 즉, 탄소(C) 또는 질소(N)와 결합하여 NbC, NbN, TiC, TiN, VC, VN 형태로 석출하거나, 철(Fe)내 고용강화를 통하여 강판의 강도를 개선하는 원소들이다. 예를 들어, 티타늄(Ti)은 탄질화물이나 황화물을 형성하여, 강도의 향상에 유효하며, 질소와 결합하여 티타늄 질화물(TiN)로 석출시킴으로써 보론 질화물(BN)의 형성을 억제할 수 있으므로, 티타늄(Ti)은 보론(B)에 의한 quenching성을 발현시키는 데에 유효하다. 니오븀(Nb)은 소량 첨가에 의해 탄소(C)와의 결합을 통해 NbC 석출물을 형성하여 석출 강화효과로 모재 강도 향상에 기여하는 원소이다. 바나듐(V)은 니오븀(Nb)과 마찬가지로 강화원소로 첨가된다.
상기 원소들의 총 합이 전체 강판 중에 0.1%를 초과하여 첨가될 경우, 제조 원가 상승 뿐만 아니라 페라이트상 중에 과도하게 석출물이 생성되어 석출 강화가 과도하게 작용하여 강판의 연신이 저하될 수 있으며, 다량의 석출물에 의한 저온 인성 및 용접성 저하를 가져올 수 있어 0.1% 이하로 제한한다.
크롬(Cr): 0 초과 0.8% 이하
크롬(Cr)은 경화능이 큰 원소로서 변태강화를 통한 강도증가를 위해 첨가된다. 다만, 상기 크롬(Cr)은 0.8중량%를 초과할 경우에는 상부 베이나이트(Upper bainite)와 같은 조직이 형성되면서 전체적으로 불균일해짐으로 인해 인성이 저하되므로, 그 함량은 0.8중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0 초과 0.5% 이하
몰리브덴(Mo)은 상기 크롬(Cr)보다 더 경화능이 큰 원소로서 변태강화를 통한 강도증가를 위해 첨가된다. 본 발명의 탄소(C) 성분 범위 안에서 0.5중량%를 초과할 경우에는 마르텐사이트/오스테나이트(MA)상과 같은 경한 이차상이 다량 형성됨으로 인해 인성이 저하되므로, 그 함량은 0.5중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
상기 초고강도 냉연 강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제강 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
본 발명에 따른 제조방법에서 열연 및 냉연공정의 대상이 되는 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.
열간 압연 단계(S20)
상기 강재에 대하여 열간 압연 공정을 적용하여 열연 강판을 형성하는 단계(S20)를 수행한다.
상기 강재가 고합금강이기 때문에 양산성 확보를 위해 에지 터짐 및 압연부하를 최대한 저감할 필요가 있기에 압연마무리온도 및 권취온도를 고온 범위로 설정할 수 있다.
상기 강재를, Ac3 이상의 온도로, 예를 들어, 1150℃ ~ 1250℃ 범위의 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다. 상기 재가열 온도가 1150℃ 미만인 경우에는, 열간압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생할 수 있다. 상기 재가열 온도가 1250℃를 초과하는 경우에는, 슬라브 휨으로 인해 가열로에서 장입 및 토출이 어려울 수 있으며, 초기 오스테나이트 결정립의 조대화로 인해 최종 생산 강판의 강도 확보가 어려울 수 있다. 상기 재가열 온도는 강재에 따라 변화될 수 있다.
이어서, 재가열된 상기 강재를 열간압연하고, 예를 들어 850℃ ~ 1000℃의 마무리압연 종료온도(Finish Delivery Temperature, FDT)에서 열간압연을 수행할 수 있다. 상기 마무리 압연 종료온도가 1000℃를 초과할 경우에는, 강판의 표면 스케일 발생으로 인해 강판의 품질이 저하될 우려가 있다. 또한, 상기 마무리 압연 종료온도가 850℃ 미만인 경우에는, 압연부하 증가 및 생산성 감소를 야기할 수 있다. 상기 마무리압연 종료온도는 강재에 따라 변화될 수 있다.
이어서, 상기 열간압연된 강재를 10~30℃/s의 냉각속도로 냉각한 후에, 예를 들어 500℃ ~ 700℃ 범위의 권취온도(coiling temperature, CT)에서 권취한다. 상기 권취온도는 강재에 따라 변화될 수 있다. 상기 권취온도가 700℃를 초과하는 경우에는, 열연강판 또는 권취된 열연코일에 원하지 않는 내부 산화층이 발생할 수 있다. 이와 같이 권취된 열연코일은 내부 산화가 편차를 가지게 되므로 내부 산화층의 두께를 균일하게 제어하기 어려울 수 있다. 상기 권취온도가 500℃ 미만인 경우에는 원하지 않는 저온 조직이 형성될 수 있다.
냉간 압연 단계(S30)
상기 열연 강판에 대하여 냉간 압연 공정을 적용하여 냉연 강판을 형성하는 단계(S30)를 수행한다.
한편, 본 발명의 일 실시예에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서는 냉간 압연 공정을 수행하기 전에 연화 열처리 단계 및 산세 단계를 순차적으로 먼저 수행할 수 있다.
연화 열처리 단계에서는 상기 열연강판을 연화 열처리를 수행하여 재질의 연화를 구현하여 후속의 냉간압연 시 압하율 부하 문제 및 형상 불량 문제를 완화할 수 있다. 즉, 상기 연화 열처리는 냉간압연 작업 효율성을 위하여 연화 열처리를 통해 열연강판을 연하게 만들어주어 냉간압연성을 확보할 수 있다. 열연강판의 강도가 높을 경우 냉간압연 중 두께헌팅, 형상불량 등의 문제점이 야기될 수 있다. 그러나, 본 발명에 따른 초고강도강 연화 열처리 공정의 경우 냉연 코일이 아닌 스케일이 남아있는 열연 코일에 적용하게 되므로 연화 열처리 시 스케일 고온 반응에 따른 표면 특성 변화에 대한 대응 방안이 필요하다. 일반적으로 강 중 Si 및 Mn 등을 많이 포함하고 있는 초고강도 강재의 경우 고온에서 스케일과 더불어 소지철 입계 결정립을 따라 내부 산화물이 생성되는 것으로 알려져 있다. 내부 산화에 의해 발생한 산화물 층은 모상의 주성분이 Fe이기 때문에 산세성이 열위하다. 따라서 일반적인 열연 강판과 동등한 산세 시간으로는 내부 산화층을 완전히 제거할 수 없고 오랜 산세 시간을 필요로 하기 때문에 생산성이 저하되는 문제점이 있다. 이러한 내부 산화는 Si 및 Mn 등의 산화 용이 원소의 활동도가 높고 특정 산소 분압 조건하에 존재하는 경우 발생한다. 따라서 스케일이 남아있는 열연 코일을 고온 환원 가스 분위기에서 열처리하게 될 경우 스케일 환원 반응 시 생성되는 산소에 의한 추가적인 내부 산화 발생이 나타난다. 열연재에서는 관찰되지 않았던 내부 산화물이 연화 열처리 이후 코일 전장에 걸쳐 불균일하게 발달하였으며, 권취 코일 내 위치에 따라 스케일 환원 및 내부 산화 발달 거동이 상이할 수 있다. 연화 열처리 코일 외권부의 경우 스케일 수소 환원 반응에 의한 내부 산화 성장이 주로 관찰되었으며, 코일 내권부의 경우 스케일 공석 반응(4FeO → 4Fe + 2O2)에 의한 내부 산화 성장이 관찰되었다. 이러한 내부 산화 성장 거동 차이는 권취 코일 위치에 따른 반응 가스의 침투 용이성 차이에 의한 것으로 판단되며, 연화 열처리 시 스케일 수소 환원 및 공석 반응에서 발생한 산소가 모재로 확산하여 내부 산화 반응 물질로 작용하는 것을 이해할 수 있었다. 상기 내부 산화층은 강판에 전제적으로 가능한 균일하게 형성되는 것이 바람직하므로, 권취 단계에서의 내부 산화층은 가능한 억제하고 상기 연화 열처리에서 상기 내부 산화층을 형성시키는 것이 바람직하다. 이러한 측면을 고려하여, 본 발명의 초고강도 냉연 강판의 제조방법에서는 권취온도: 500℃ ~ 700℃, 연화 열처리 온도: 500℃ ~ 650℃로 조절한다. 상기 연화 열처리는, 상기 열연강판이 권취된 상태로 배치 어닐링 퍼니스(BAF; Batch Annealing Furnace) 내에서 수행될 수 있으며, 수소 분위기에서 수행될 수 있다. 상기 공정조건으로 연화 열처리를 수행한 열연강판은 재질이 연화되어 냉간압연성을 확보할 수 있다. 또한, 상기 연화 열처리에 의하여 형성된 내부 산화층은 소정 두께(예를 들어, 10㎛ 이하의 두께)를 가지므로 후속의 산세성을 동시에 확보할 수 있다.
연화 열처리를 500℃ 이하의 온도에서 적용할 경우, 연화 열처리를 수행한 열연강판은 재질이 연화되는 정도가 미약하여 후속의 냉간압연성을 확보하기 어렵다. 즉, 연화 열처리가 진행될 때 오스테나이트가 과도하게 형성되어 냉각 중 마르텐사이트가 형성되어 강도 저하가 효과적으로 발현되지 않을 수 있다.
또한, 연화 열처리를 650℃를 초과하는 온도에서 적용할 경우, 상기 연화 열처리에 의하여 형성된 내부 산화층은 10㎛를 초과하는 두께를 가지므로 후속의 산세성을 확보하기 어렵다.
한편, 본 발명의 일 실시예에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서 상기 연화 열처리 단계의 적용 여부는 강종 내지 목표 강도에 따라 선택적일 수 있다. 예를 들어, 냉연/소둔 후 목표 인장강도가 1180MPa 이상인 경우 상기 연화 열처리 단계를 수행할 수 있으며, 냉연/소둔 후 목표 인장강도가 980MPa인 경우 상기 연화 열처리 단계를 수행하지 않을 수 있다. 상기 연화 열처리를 수행하는 시간은 1 ~ 12 시간일 수 있다.
산세 처리 단계에서는, 상기 연화 열처리를 수행한 후에, 상기 열연강판을 산으로 세정하는 산세 처리를 수행할 수 있다. 상기 열연강판을 산세 처리하여, 상기 내부 산화층의 적어도 일부를 제거할 수 있다. 상기 산세 처리는, 예를 들어 70℃ ~ 90℃ 의 온도에서, 예를 들어 5% ~ 15% 염산 농도로, 예를 들어 20초 ~ 40초 동안 수행될 수 있다. 또한, 0.1 ~ 0.5 %의 인히비터 농도를 가질 수 있다.
냉연 강판 형성 단계(S30)에서는, 상기 산세 처리된 열연 강판을, 예를 들어 40% ~ 60%의 평균 압하율 및, 예를 들어 700 ton ~ 1800 ton 의 압하력으로 냉간 압연을 수행할 수 있고, 이에 따라 냉연 강판을 제조할 수 있다. 냉연 강판의 미세조직은 열연 강판의 조직이 연신된 형상을 가지며, 후속의 열처리에서 최종 생산되는 강판의 미세조직이 결정된다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서 냉연 강판에 대하여 적용하는 후속 열처리(소둔, 냉각, 재가열) 단계를 도해하는 그래프이다.
소둔 열처리 단계(S40)
도 2를 참조하면, 상기 냉연 강판을 통상의 서냉각 구간이 있는 연속 소둔로에서 소둔 열처리한다. 상기 소둔 열처리는 오스테나이트 및 페라이트의 이상영역에 해당하는 온도에서 수행할 수 있다. 이상역 구간에서 열처리를 진행하여 적절한 분율의 페라이트를 확보하여 최종 미세조직 내 이상적인 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 구현하여 강판의 목표 재질을 얻을 수 있다.
소둔 열처리 온도와 소둔시간은 오스테나이트 결정립 크기에 영향을 주며, 따라서, 냉연 강판의 강도에 큰 영향을 끼칠 수 있다. 상기 소둔 열처리는, 예를 들어 1℃/s 이상의 승온속도로, 예를 들어 1℃/s ~ 15℃/s 범위의 승온속도로 가열한다. 상기 승온속도가 1℃/s 미만인 경우에는, 목표하는 소둔 열처리 온도까지 도달하기에 장시간이 소요되어, 생산 효율성이 저하되며 결정립의 크기가 커질 수 있다. 상기 소둔 열처리는, 예를 들어 Ae1 이상의 온도에서, 예를 들어 830℃ ~ 900℃의 범위의 온도에서 수행될 수 있다.
한편, 상기 소둔 열처리를 수행하는 시간인 소둔시간이 증가할수록 소둔 열처리 온도와 마찬가지로 오스테나이트 결정립 성장에 따른 조대화에 영향을 미친다.
본 발명에서는 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)과 상기 소둔로 내의 수분농도(B)를 제어함으로써 아연도금강판에 대한 용접시 상기 아연도금층이 용융하여 소지철의 표면에 침투하여 취성을 유발하는 액상금속취화(LME) 발생 가능성을 억제할 수 있으며, 강판의 표층에 형성된 탈탄층의 두께를 제어할 수 있음을 확인하였다.
구체적으로는, 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)과 상기 소둔로 내의 수분농도(B)는, 상기 소둔시간의 양의 제곱근(A1/2)과 상기 수분농도의 역수값에 대하여 자연로그를 취한 값(ln(1/B))의 곱을 기준으로 제어될 수 있으며. 예를 들어, 상기 소둔 열처리하는 단계(S40)는 소둔시간(A)과 상기 소둔로 내의 수분농도(B)가 하기의 수학식1을 만족하는 조건에서 수행될 수 있음을 개시한다.
<수학식1>
(A)1/2 x ln(1/B) ≤ K (여기에서 상기 K는 소정의 상수값)
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법의 일 예로서, 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)이 짧아질수록 상기 소둔로 내의 수분농도(B)는 높아지도록 상기 소둔 열처리를 제어할 수 있다.
상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법의 다른 예로서, 상기 소둔로 내의 수분농도(B)가 낮아질수록 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)은 길어지도록 상기 소둔 열처리를 제어할 수 있다.
이러한 구성에 의하면, 상기 아연도금강판에 대한 용접시 상기 아연도금층이 용융하여 소지철의 표면에 침투하여 취성을 유발하는 액상금속취화(LME) 발생 가능성을 억제할 수 있으며, 강판의 표층에 형성된 탈탄층의 두께는 18㎛ 이상일 수 있다.
1차 및 2차 냉각 단계(S50, S60)
상기 소둔 열처리한 냉연강판을 다단 냉각한다. 구체적으로, 상기 소둔 열처리된 강판을 1차 냉각하는 단계(S50) 및 2차 냉각하는 단계(S60)를 수행할 수 있다.
상기 강판을 1~20℃/s의 평균냉각속도로, 600℃ 이상 ~ 800℃ 미만의 온도로 1차 냉각하는 단계(S50)는 서냉 단계로서 열처리 공정 진행 중 최종 미세조직 내에 일정량의 페라이트 확보를 시도함으로써 최종 미세조직의 소성을 확보할 수 있다. 상기 서냉의 냉각종료온도가 600℃ 미만인 경우에는, 페라이트 변태가 원하지 않는 양으로 발생할 수 있고, 이에 따라 강도가 저하될 수 있다.
계속하여, 상기 강판을 20℃/s 이상의, 바람직하게는 50℃/s 이상의, 평균냉각속도로, 200℃ 이상 ~ 300℃ 미만으로 2차 냉각하는 단계(S60)는 급랭 단계로서 급랭 종료 온도 제어를 통해 상기 서냉 후 미세조직 내 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시켜 최종 재질 확보를 용이하게 할 수 있으며, 해당 급랭 공정 중 발생할 수 있는 상변태를 억제하기 위해 20℃/s 이상의 평균냉각속도를 필요로 한다.
이어서, 상기 2차 냉각한 냉연 강판을 200℃ 이상 ~ 300℃ 미만인 상기 2차 냉각종료온도에서, 예를 들어 1초 ~ 100초 범위의 시간 동안 유지할 수 있다. 이러한 급냉 후 유지 시간에서, 초기에는 강의 온도 균질화가 진행될 수 있다. 상기 2차 냉각종료온도는 마르텐사이트 변태시작온도(Ms)와 마르텐사이트 변태완료온도(Mf) 사이의 온도일 수 있다.
이어서, 상기 2차 냉각종료온도에서 등온으로 유지하는 중에 잔류 오스테나이트의 일부는 하부베이나이트 등으로 변태할 수 있다.
재가열 단계(S70)
상기 다단 냉각된 냉연 강판을, 예를 들어 1℃/s ~ 50℃/s 범위의 승온속도로 재가열하고, 예를 들어 350℃ ~ 490℃의 온도에서, 100초 이내의 시간 동안 유지하여 파티셔닝 열처리를 수행할 수 있다. 상기 파티셔닝 열처리 온도는 마르텐사이트 변태시작온도(Ms)보다 높을 수 있다. 상기 재가열 공정은 해당 공정 중 잔류 오스테나이트 내 탄소 농축 및 마르텐사이트 템퍼링을 통한 강도 및 연신율의 확보, 마지막으로 최종 미세조직 구성을 유지하는데 그 목적이 있다.
상기 파티셔닝 열처리 온도가 350℃ 미만인 경우에는, 파티셔닝 효과가 불충분할 수 있다. 상기 파티셔닝 열처리 온도가 490℃ 초과인 경우에는, 탄화물의 크기가 조대화되어 강도 저하가 발생할 수 있다. 상기 파티셔닝 열처리 유지 시간은 파티셔닝 온도 대비 그 영향이 적을 수 있다. 상기 파티셔닝 열처리 유지 시간이 100초를 초과하는 경우에는, 열처리 효율이 저하되고, 탄화물 크기가 증가되어 강도 저하가 발생할 수 있다. 파티셔닝 열처리 단계는 상기 다단 냉각을 수행한 직후에 수행하거나, 또는 상온에서 수 분 이상 유지한 후 수행될 수 있다. 비도금재의 경우 파티셔닝 열처리 단계가 종료된 후에, 상온으로, 예를 들어 0℃ ~ 40℃ 범위의 온도로 냉각한다.
상술한 다단 냉각 단계(S50, S60) 및 재가열 단계(S70)는 철강 소재의 고강도 및 고연성을 동시에 확보하기 위해 개발된 Q&P(Quenching and Partitioning) 열처리 단계에 해당하며, quenching시 마르텐사이트 조직에서 배출된 탄소의 탄화 석출물 생성을 억제하고 파티셔닝을 통해 탄소를 잔류 오스테나이트 조직으로 확산되도록 하는 기술이다. 탄소의 재확산을 통해 상온에서도 잔류 오스테나이트 조직을 안정화 시키며, 최종적으로 잔류 오스테나이트 조직에 의한 고연성과 마르텐사이트 조직에 의한 고강도 확보가 가능하다.
아연도금 처리 단계(S80)
상기 소둔 열처리된 냉연 강판을 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금하여 용융아연도금 강판을 형성하는 단계(GI)를 수행할 수 있으며, 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연강판, 용융아연도금 강판을 합금화 열처리하여 합금화 용융아연도금 강판을 형성하는 단계(GA)를 더 수행할 수 있다.
도금재의 경우 상기 파티셔닝 열처리 단계가 수행된 후에 상온으로 냉각하지 않고 도금욕으로 그대로 진입할 수 있다.
상기 도금욕의 진입 온도는, 예를 들어, 460℃일 수 있으며, 상기 도금욕의 조성은 0.11 ~ 0.22중량%의 알루미늄과 포화 Fe를 함유하는 아연 도금욕일 수 있다. 또는 상기 도금욕은 Zn-Mg-Al 도금욕일 수 있다. 한편, 상기 합금화 열처리 온도는 450 ~ 600℃일 수 있다.
상술한 단계들을 수행하여 구현한 본 발명의 일 실시예에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판은, 예를 들어, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.5%, 실리콘(Si): 1.0~3.0%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 인(P): 0 초과 0.02% 이하, 황(S): 0 초과 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.1% 이하, 질소(N): 0 초과 0.01% 이하, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나 이상: 0 초과 0.1% 이하를 함유하고, 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지철; 및 상기 소지철 상에 형성된 아연도금층;을 포함하되, 상기 아연도금층과 접하는 상기 소지철의 표층에 페라이트 단상의 미세조직을 가지며, 상기 소지철의 표층에 형성된 탈탄층의 두께는 18㎛ 이상이며, 상기 소지철의 미세조직은 0~40%(0% 포함)의 페라이트, 10~30%의 잔류 오스테나이트 및 잔부의 마르텐사이트로 이루어진다.
예를 들어, 최종 생산 강판의 재질의 인장강도가 980~1180MPa인 경우, 상기 소지철의 미세조직은 20~40%의 페라이트, 10~30%의 잔류 오스테나이트 및 잔부의 마르텐사이트로 이루어질 수 있다.
예를 들어, 최종 생산 강판의 재질의 인장강도가 1180~1470MPa인 경우, 상기 소지철의 미세조직은 5~25%의 페라이트, 10~30%의 잔류 오스테나이트 및 잔부의 마르텐사이트로 이루어질 수 있다.
예를 들어, 최종 생산 강판의 재질의 인장강도가 1470Mpa 이상인 경우, 상기 소지철의 미세조직은 0~10%(0% 포함)의 페라이트, 10~30%의 잔류 오스테나이트 및 잔부의 마르텐사이트로 이루어질 수 있다.
상기 아연도금강판은 적용가능한 용접전류 범위가 6.0kA~7.5kA이며, 상기 아연도금강판에 대한 용접시 상기 아연도금층이 용융하여 소지철의 표면에 침투하여 취성을 유발하는 액상금속취화(LME) 발생 가능성이 0%인 것을 특징으로 한다.
최종 생산 강판의 재질은 항복강도(Yield strength): 600MPa 이상, 인장강도(Tensile strength): 980 MPa 이상, 총 연신율(Total elongation): 10% 이상을 갖게 된다.
최종 재질의 경우 인장 강도와 총 연신율의 곱의 값이 약 26,500 수준으로 로 일반적으로 해당 강도 수준에서 고성형 강판으로 제안하는 인장 강도와 총 연신율의 곱인 25,000 값을 대체로 능가하는 것을 확인할 수 있으며 이를 통해 동일 강도 기존 초고장력강보다 우월한 성형성을 가질 수 있음을 추정할 수 있다.
도 3은 본 발명의 비교예로서 아연도금강판에서 액상금속취화 크랙이 발생하는 양상을 촬영한 사진이다.
자동차 조립 라인에서 일반적인 아연도금강판에 대하여 점용접 공정을 수행하는 경우 아연도금층이 녹아 용융금속아연이 아연도금강판의 소지철 표층에 존재하는 잔류 오스테나이트의 계면쪽으로 침투하여 액상금속취화(LME) 현상이 유발될 수 있다. 이러한 액상금속취화(LME) 현상에 의하여 액상금속취화 크랙(LME crack)이 발생하며 용접 강도가 급격하게 하강하며, 따라서 용접 가능 전류 범위가 협소해지는 문제점이 있다. 즉, 초고장력강 아연도금강판의 점용접(Resistance Spot Welding) 시 용융아연도금강판(GI)의 경우 도금층의 융점이 420℃로 매우 낮고 합금화아연도금강판의 경우에도 780℃ 근방에서 포정반응으로 인해 용융금속아연이 형성된다. 형성된 용융금속아연은 고온에서 용접 전극에 의한 하중이 발생하는 영역에서 모재의 입계를 따라 침투하여 모재의 강도가 급격하게 열위해진다. 도 3을 참조하면, 액상금속취화 크랙(LME crack) 주변에 모재쪽으로 확산된 아연에 의해 고온에서 오스테나이트가 αFe(Zn)로 상변태함을 확인할 수 있다. 상기 αFe(Zn)는 취성이 매우 높은 물질이므로 이러한 상변태에 의하여 강판의 취성이 더욱 가속화된다. 따라서, 액상금속취화(LME) 발생 빈도는 잔류 오스테나이트가 많을수록 민감하며 표층에 존재하는 오스테나이트 회피 방안이 용접성을 개선할 수 있는 방안으로 확인되었다.
본 발명의 일 실시예에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서 강판의 상분율 제어는 개발된 합금성분과 후속 열처리(소둔/냉각/재가열) 과정에서 만들어지는데, 현재 개발된 성분계 및 소둔 단계에서 형성된 오스테나이트상이 후속 열처리 중 냉각 및 재가열 과정에서 마르텐사이트/베이나이트로 변태하거나 오스테나이트로 잔류하여 복합상이 만들어 진다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서 탈탄 반응의 개요를 도해하는 도면이다.
상술한 소둔 단계에서 개발된 온도는 오스테나이트 상이 만들어지는 영역이나 소둔로 내 분위기의 이슬점 온도를 -10℃ 이상으로 증가시키면 오스테나이트 안정화 원소인 탄소가 소지철(10)의 표면에서 산화되어 일산화탄소의 형태로 휘발되므로 지속적인 반응에 의해 탈탄 반응이 진행될 수 있다. 이러한 반응은 하기의 화학식1로 나타낼 수 있다.
<화학식1>
C(s) + H2O(g) → CO(g) + H2(g)
탈탄 반응의 지속으로 표층에는 탄소가 고갈되어 소둔 단계에서도 표층의 오스테나이트가 이미 페라이트로 변태가 되면, 향후 냉각/재가열 과정에서 표층에 오스테나이트가 형성되지 않고 최종 단계인 상온에서도 페라이트 단상 구조를 확보할 수 있다. 표층에 형성된 페라이트 단상구조에 의해 LME 크랙에 민감한 오스테나이트를 회피할 수 있게 되어 용접 가능 전류 범위 확대 및 용접 강도가 상향 가능하다.
실험예
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
표 1은 본 발명의 실험예들에 따른 초고강도 냉연 강판의 조성을 나타내는 표이고 표 2는 본 발명의 실험예들에 따른 초고강도 냉연 강판의 공정 조건을 나타내는 표이다.
성분 C Si Mn P S Al Ti+Mo+Nb
함량 0.15 2.0 2.5 0.01 0.003 0.03 0.03
열연 공정 재가열온도: 1200℃, 마무리압연 온도: 900℃, 권취온도: 600℃
열처리 공정 소둔온도: 850℃, 서냉온도: 700℃, 급랭온도: 250℃,
재가열온도: 460℃
상기 표 1의 조성(단위: 중량%)을 갖는 강을 준비하고, 소정의 열연 공정을 거쳐 제조한 열연 강판을 준비한다. 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물이다. 실시예 및 비교예 모두 동일한 합금 조성을 가진다. 표 2를 참조하면, 열연 공정은 재가열온도: 1200℃, 마무리압연 온도: 900℃, 권취온도: 600℃의 공정 조건을 적용하였다. 냉연 공정 후 소둔온도: 850℃, 서냉온도: 700℃, 급랭온도: 250℃, 재가열온도: 460℃의 공정조건을 적용하였다.
제1실험예
본 발명의 제1실험예는 상술한 표 1의 조성과 표 2의 공정조건을 적용하여 1200MPa급 Q&P 강재를 구현하고 용융아연도금하여 용융아연도금(GI) 강판을 형성한 후, Gleeble 시험(700~900℃)을 수행하였다. 시험 조건은 승온 속도: 500℃/s, 유지시간: 1초, 변형속도: 30mm/s을 적용하였다.
표 3은 본 발명의 제1실험예에 따른 초고강도 냉연 강판에서 노점(Dew Point)에 따른 액상금속취화(LME) 발생 여부를 나타낸 표이다. 표 3에서 노점은 소둔로 내의 수분농도에 따른 이슬점을 의미하되, 일반 노점은 -45℃ 미만의 노점(예를 들어, -50℃)을 의미하며, 고 노점은 0℃의 노점을 의미한다. 또한 온도 700℃, 750℃, 800℃, 850℃ 및 900℃는 Gleeble 시험 온도를 의미하며, 'LME' 항목은 액상금속취화(LME) 현상이 발생함을 의미하며, 'No LME' 항목은 액상금속취화(LME) 현상이 발생하지 않음을 의미한다.
구분 700℃ 750℃ 800℃ 850℃ 900℃
일반 노점 LME LME LME LME LME
고 노점 No LME No LME No LME LME LME
도 5 내지 도 7은 본 발명의 제1실험예에서 Gleeble 시험 온도 800℃ 및 일반 노점(DP< -45℃) 조건에서 각각 강재의 표층을 포함하는 단면 사진, 연신율 시험 평가 결과, 액상금속취화(LME) 크랙 발생 여부를 촬영한 사진이다. 또한, 도 8 내지 도 10은 본 발명의 제1실험예에서 Gleeble 시험 온도 800℃ 및 고 노점(DP 0℃) 조건에서 각각 강재의 표층을 포함하는 단면 사진, 연신율 시험 평가 결과, 액상금속취화(LME) 크랙 발생 여부를 촬영한 사진이다.표 3과 함께 도 5 내지 도 7을 참조하면, 아연도금층과 접하는 소지철의 표층에 페라이트 단상의 미세조직이 나타나지 않으며, 액상금속취화 크랙(LME crack)이 발생하여 연신율이 저하됨을 확인할 수 있다. 이에 반하여, 표 3과 함께 도 8 내지 도 10을 참조하면, 아연도금층과 접하는 소지철의 표층에 페라이트(α) 단상의 미세조직이 나타나며, 액상금속취화 크랙(LME crack)이 발생하지 않아 연신율 특성이 개선됨을 확인할 수 있다.
제2실험예
표 4는 본 발명의 제2실험예로서 상술한 표 1의 조성과 표 2의 공정조건을 적용하여 구현한 합금화 용융아연도금 강판에서 소둔시간와 소둔수분에 따른 탈탄층 두께와 액상금속취화(LME) 발생 여부를 나타낸 것이다. 제2실험예에서 아연도금 처리의 합금화 온도는 530℃를 적용하였다. 노점이 +15℃ 이상인 경우 소둔로 내 설비 부식 등의 문제를 유발할 수 있으므로 실험예에서는 제외하였다.
냉연 소둔 분위기 냉연소재 용접
소둔온도 소둔시간 수소 농도 로내 이슬점

 로내 수분 농도 탈탄층
두께		 LME
발생률
비교예1 850℃ 60s 5 ~ 7% -50℃ 40ppm 0㎛ 100%
비교예2 850℃ 60s 5 ~ 7% -60℃ 10ppm 0㎛ 100%
비교예3 850℃ 90s 5 ~ 7% -50℃ 40ppm 0㎛ 100%
비교예4 850℃ 130s 5 ~ 7% -50℃ 40ppm 5㎛ 80%
비교예5 850℃ 60s 5 ~ 7% -30℃ 375ppm 0㎛ 100%
비교예6 850℃ 90s 5 ~ 7% -30℃ 375ppm 7㎛ 30%
비교예7 850℃ 60s 5 ~ 7% -10℃ 2600ppm 16㎛ 22%
실시예1 850℃ 130s 5 ~ 7% -30℃ 375ppm 18㎛ 0%
실시예2 850℃ 90s 5 ~ 7% -10℃ 2600ppm 22㎛ 0%
실시예3 850℃ 60s 5 ~ 7% +5℃ 8500ppm 24㎛ 0%
실시예4 850℃ 130s 5 ~ 7% -10℃ 2600ppm 30㎛ 0%
실시예5 850℃ 90s 5 ~ 7% +5℃ 8500ppm 31㎛ 0%
실시예6 850℃ 130s 5 ~ 7% +5℃ 8500ppm 34㎛ 0%
도 11은 본 발명의 제2실험예서 소둔시간(A)의 양의 제곱근(A1/2)과 소둔로 내 수분농도(B)의 역수값에 대하여 자연로그를 취한 값(ln(1/B))의 곱을 나타낸 표이고, 도 12는 본 발명의 제2실험예서 소둔시간(A)과 소둔로 내 수분농도(B)에 따른 소지철의 표층에 형성된 탈탄층의 두께를 나타낸 표이고, 도 13은 본 발명의 제2실험예서 소둔시간(A)과 소둔로 내 수분농도(B)에 따른 액상금속취화(LME) 발생률을 나타낸 표이다. 참고로, 도 11에서 소둔시간(A)의 단위는 초(s)이며, 수분농도(B)의 단위는 ppm을 사용하였다.표 4 및 도 11 내지 도 13을 참조하면, 소둔시간(A)과 상기 소둔로 내의 수분농도(B)가 하기의 수학식1을 만족하는 조건에서 상기 소둔 열처리하는 단계가 수행되는 경우(실시예1 내지 실시예6), i) 아연도금강판에 대한 용접시 아연도금층이 용융하여 소지철의 표면에 침투하여 취성을 유발하는 액상금속취화(LME) 발생 가능성이 0%이며, ii) 소지철의 표층에 형성된 탈탄층의 두께는 18㎛ 이상임을 확인할 수 있다.
<수학식1>
(A)1/2 x ln(1/B) ≤ -65
이에 반하여, 소둔시간(A)과 상기 소둔로 내의 수분농도(B)가 상기의 수학식1을 만족하지 못하는 조건에서 상기 소둔 열처리하는 단계가 수행되는 경우(비교예1 내지 비교예7), i) 아연도금강판에 대한 용접시 아연도금층이 용융하여 소지철의 표면에 침투하여 취성을 유발하는 액상금속취화(LME) 발생 가능성이 의미있는 수준으로 나타나며, ii) 소지철의 표층에 형성된 탈탄층의 두께는 18㎛ 미만임을 확인할 수 있다.
즉, 상기 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서, 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)이 짧아질수록 상기 소둔로 내의 수분농도(B)는 높아지도록 상기 소둔 열처리를 제어할 수 있으며, 상기 소둔로 내의 수분농도(B)가 낮아질수록 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)은 길어지도록 상기 소둔 열처리를 제어할 수 있음을 확인할 수 있다.
이에 따르면, 본 발명의 일 관점에 의한 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서 냉연 강판을 소둔로 내에서 소둔 열처리함에 있어서, 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)과 상기 소둔로 내의 수분농도(B)는, 상기 소둔시간의 양의 제곱근(A1/2)과 상기 수분농도의 역수값에 대하여 자연로그를 취한 값(ln(1/B))의 곱을 기준으로 제어될 수 있음을 이해할 수 있다.
살펴본 바와 같이, 소둔시간(A)의 양의 제곱근(A1/2)과 수분농도(B)의 역수값에 대하여 자연로그를 취한 값(ln(1/B))의 곱으로 표현되는 상기 수학식1에 개시된 제 1 파라미터는 초고강도 아연도금강판에서 탈탄층 두께와 액상금속취화(LME) 발생률을 동시에 효과적으로 제어할 수 있는 인자로서 기술적 의의가 있다고 할 것이다. 예를 들어, 비교예3, 비교예6, 실시예2, 실시예5에서 소둔시간(A)의 양의 제곱근(A1/2)은 동일하지만 수분농도(B)의 역수값에 대하여 자연로그를 취한 값(ln(1/B))에 따라 탈탄층 두께가 크게 달라지며, 실시예4, 실시예2, 비교예7에서 수분농도(B)의 역수값에 대하여 자연로그를 취한 값(ln(1/B))은 동일하지만 소둔시간(A)의 양의 제곱근(A1/2)에 따라 액상금속취화(LME) 발생률이 크게 달라지므로, 단순히 소둔시간(A)만으로는 또는 수분농도(B)만으로는 탈탄층 두께와 액상금속취화(LME) 발생률을 동시에 효과적으로 제어할 수는 없다. 이러한 점에서 상술한 제 1 파라미터는, 더 나은 효과와 인과관계가 있으며, 공지된 물성을 표현방식만 달리하여 나타낸 것이 아니므로, 기술적 의의가 있다고 할 것이다.
한편, 표 4를 참조하면, 노점이 높을수록, 소둔시간이 길수록 탈탄량이 증가하고 액상금속취화(LME) 회피 능력이 우수함을 확인할 수 있다. 액상금속취화(LME) 개선을 위해 탈탄층 두께를 18㎛ 이상 확보하는 것이 필요할 수 있다.
제3실험예
본 발명의 제3실험예는 상술한 표 1의 조성과 표 2의 공정조건을 적용하여 1200MPa급 Q&P 강재를 구현하고 용융아연도금하여 용융아연도금(GI) 강판을 형성한 후, 점용접 공정을 적용하였다. 용접 전류는 스패터(Expulsion) 발생 조건 대비 0.5kA 낮은 조건에서 용접하였으며 LME 평가를 실시하였다.
표 5는 제3실험예에 따른 점용접 공정의 조건을 나타낸 표이고, 도 14는 제3실험예에 따른 점용접 공정을 적용한 결과를 나타낸 도면이다. 도 14에서 노점은 소둔로 내의 수분농도에 따른 이슬점을 의미하되, 일반 노점은 -45℃ 미만의 노점(예를 들어, -50℃)을 의미하며, 고 노점은 0℃의 노점을 의미한다.
Weld Control 전극 팁 가압력 No. of Pulses
 용접 시간 유지시간
DC Ф6mm 3.5kN 1 350ms 100ms
표 5 및 도 14를 참조하면, 본 발명의 비교예에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서는 -45℃ 미만의 노점에서 소둔 처리를 수행하였으며, 적용가능한 용접전류 범위가 6.0kA~6.5kA임에 반하여, 본 발명의 실시예에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서는 0℃의 노점에서 소둔 처리를 수행하였으며, 적용가능한 용접전류 범위가 6.0kA~7.5kA임을 확인할 수 있다.이에 따르면, 본 발명의 실시예에 따른 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에서는 용접부 LME 크랙 발생 원인인 표층 오스테나이트상을 억제하여 기존 용접 조건에서도 강도를 확보하고 총 용접 가능 범위를 확대하여 점용접 프로세스 상에서의 결함 억제가 가능함을 확인할 수 있다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (12)

  1. 냉연 강판을 소둔로 내에서 소둔 열처리하는 단계를 포함하되,
    상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)과 상기 소둔로 내의 수분농도(B)는, 상기 소둔시간의 양의 제곱근(A1/2)과 상기 수분농도의 역수값에 대하여 자연로그를 취한 값(ln(1/B))의 곱을 기준으로 제어되는 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)이 짧아질수록 상기 소둔로 내의 수분농도(B)는 높아지도록 상기 소둔 열처리를 제어하는 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 소둔로 내의 수분농도(B)가 낮아질수록 상기 소둔 열처리를 수행하는 소둔시간(A)은 길어지도록 상기 소둔 열처리를 제어하는 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 냉연 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.5%, 실리콘(Si): 1.0~3.0%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 인(P): 0 초과 0.02% 이하, 황(S): 0 초과 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.1% 이하, 질소(N): 0 초과 0.01% 이하를 함유하고, 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는,
    용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 소둔 열처리하는 단계는 오스테나이트 및 페라이트의 이상영역에 해당하는 온도에서 수행하며, 상기 강판의 표면에서 탈탄반응을 유발하여 상기 강판의 표층에 존재하는 오스테나이트를 페라이트로 변태시키는 단계를 포함하는,
    용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
  6. 제 4 항에 있어서,
    상기 소둔 열처리하는 단계는 소둔온도: 830~900℃인 조건에서 수행하는,
    용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
  7. 제 5 항에 있어서,
    상기 소둔 열처리하는 단계는 소둔시간(A)과 상기 소둔로 내의 수분농도(B)가 하기의 수학식1을 만족하는 조건에서 수행되는 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
    <수학식1>
    (A)1/2 x ln(1/B) ≤ -65
  8. 제 7 항에 있어서,
    상기 소둔 열처리하는 단계 후에
    상기 강판을 1~20℃/s의 평균냉각속도로, 600℃ 이상 ~ 800℃ 미만의 온도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 강판을 20℃/s 이상의 평균냉각속도로, 200℃ 이상 ~ 300℃ 미만으로 2차 냉각하는 단계;
    상기 강판을 350℃ ~ 490℃까지 재가열하고 100초 이내로 유지하는 단계; 및
    상기 강판에 대해 아연도금 처리를 실시하는 단계; 를 더 포함하는,
    용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
  9. 제 8 항에 있어서,
    상기 아연도금처리 후 상기 강판은 표층에 페라이트 단상의 미세조직을 가지며, 상기 강판의 표층에 형성된 탈탄층의 두께는 18㎛ 이상인 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
  10. 제 8 항에 있어서,
    상기 아연도금강판은 적용가능한 용접전류 범위가 6.0kA~7.5kA인 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
  11. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.5%, 실리콘(Si): 1.0~3.0%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 인(P): 0 초과 0.02% 이하, 황(S): 0 초과 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.1% 이하, 질소(N): 0 초과 0.01% 이하를 함유하고, 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지철; 및
    상기 소지철 상에 형성된 아연도금층;을 포함하되,
    상기 아연도금층과 접하는 상기 소지철의 표층에 페라이트 단상의 미세조직을 가지며, 상기 소지철의 표층에 형성된 탈탄층의 두께는 18㎛ 이상이며,
    상기 소지철의 미세조직은 0~40%의 페라이트, 10~30%의 잔류 오스테나이트 및 잔부의 마르텐사이트로 이루어진,
    용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판.
  12. 제 11 항에 있어서,
    상기 아연도금강판은 적용가능한 용접전류 범위가 6.0kA~7.5kA인 것을 특징으로 하는,
    용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판.
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