KR101585744B1 - 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법이 개시된다. 본 발명의 일 측면인 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판은 소지강판 및 상기 소지강판 표면에 형성된 아연도금층을 포함하며, 상기 소지강판은, 중량%로, C: 0.05~0.3%, Si: 1.0~2.0%, Mn: 1.5~3.5%, N: 0.01~0.03%, Sn: 0.05~0.2%, Al: 2~4%, Ti: 0.005~0.03%, B: 0.0005~0.0030%, Sb: 0.01~0.03%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
Description
본 발명은 자동차의 각종 강도 보강용 부품 등에 사용될 수 있는 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 용융아연도금강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 자동차용 강판은 자동차 성형품의 복잡화, 일체화 경향으로 더욱 높은 수준의 성형성을 갖는 강판이 요구되고 있다. 특히, 범퍼 보강재 또는 도어 내의 충격흡수재는 차체가 충돌시 승객의 안정과 밀접한 관계가 되는 부품으로서, 인장강도 780MPa급, 연신율 24% 이상의 초고강도를 가지면서 성형성이 우수한 강재가 주로 사용되고 있으나, 지속적인 차체의 안정성 규제의 강화로 인해 더욱 높은 인장강도를 갖는 부품이 요구될 것으로 예상된다.
더욱이, 최근들어 자동차 배기가스에 의한 환경오염문제가 대두되면서, 연비를 향상시키고자 하는 기술연구가 많이 이루어지고 있으며, 하나의 방안으로서 초고강도강을 사용하여 자동차의 경량화를 도모하는 연구가 활발히 진행되고 있다.
한편, 강재의 강도와 연신율을 동시에 향상시킬 수 있는 강 중 하나인 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판은 가공시 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되면서 연성을 증가시키기 때문에 균일 연성이 매우 우수할 뿐만 아니라, 드로잉과 같은 국부압축압력을 받는 경우에도 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되면서 국부변형에 대한 저항을 증가시키는 특징을 갖는다. 이러한 특성들로 인해, 극저탄소계 냉연강판과 같이 (222)집합조직이 발달하지 않아도 드로잉 가공이 가능한 장점을 갖는다. 따라서, 연성이 우수한 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판을 드로잉용 가공품에 적용할 경우, 그 활용분야는 상당히 넓어질 것이다.
상술한 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판은 일반적으로 탄소강에 실리콘(Si), 망간(Mn)을 첨가하고, 소둔시 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 베이나이트 변태 온도로 일정하게 유지함으로써 강도와 연성을 동시에 증가시키는 오스템퍼링(Austempering) 방법으로 제조한다.
이러한 제조방법에 의해 형성된 잔류 오스테나이트를 소성 변형 중에 마르텐사이트로 변태되도록 하여 강도의 상승과 함께 소성유기변태에 의해 응력집중을 완화시킴으로써 연성을 증가시킬 수 있는데, 이와 같은 강을 변태유기소성강(TRIP; transformation induced plasticity)이라고 부르며, 이들은 높은 강도와 연성을 갖는 고강도강으로서 사용되고 있다.
한편, 자동차의 경량화를 위해서 자동차용 강판의 강도 및 연성을 우수하게 확보하는 것 이외에도, 내식성 확보를 위하여 아연도금강판에 대한 중요성도 급증하고 있다. 그런데 상기와 같은 변태유기소성강은 일반적으로 고강도 및 고연성화를 위하여 Mn, Si, Al 등의 원소를 다량 첨가하게 되고, 이러한 원소들은 소둔시 소둔 분위기 중에 미량 함유되어 있는 수분이나 산소에 의해 선택적으로 산화되어 소지철 표면에 Mn, Si, Al의 표면 산화물을 형성하게 되며, 상기 산화물에 의해 도금 중 미도금이 발생하거나, 도금이 되더라도 가공시 도금층의 박리가 발생하여 표면품질이 열위하게 되는 단점이 있다.
또한, 현재까지 알려진 바에 의하면 상기와 같은 변태유기소성강은 드로잉 가공에 의해 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되면서 유발된 체적 팽창에 의해 계면에서의 내부응력과 수소 침입에 의한 농도증가에 의해 지연파괴가 발생하는 문제가 있다(Material Science and Engineering A 438-440(2005), 262-266). 특히, 마르텐사이트 조직에서는 수소의 확산속도가 매우 빠르고, 용해도가 적기 때문에 침입한 수소가 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 경계에 용이하게 응집되어 지연파괴가 발생하게 되는 것이다.
이와 관련된, 선행문헌들을 살펴보면, 특허문헌 1 내지 3은 모두 적정 함량으로 Si, Mn, Al 등의 원소를 첨가하고, 제조조건을 제어하는 것으로부터 적정 분율의 잔류 오스테나이트 상을 포함하여 고강도 및 고연성을 달성할 수 있다고 개시하고 있다.
그러나, 상기 선행문헌들은 모두 강판의 기계적 특성을 향상시키는 것에만 초점을 두고 있고, 강판의 표면품질 및 내지연파괴 특성에 대해서는 별도로 제어하는 바가 없다.
따라서, 자동차용 강판에 요구되는 특성을 만족하기 위해서는 고강도 및 고연성뿐만 아니라, 그 표면품질 및 내지연파괴 특성까지 우수한 강판이 제공될 필요가 있다.
본 발명의 일측면은 강도 및 연성이 우수할 뿐만 아니라, 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은, 소지강판 및 상기 소지강판 표면에 형성된 아연도금층을 포함하며, 상기 소지강판은, 중량%로, C: 0.05~0.3%, Si: 1.0~2.0%, Mn: 1.5~3.5%, N: 0.01~0.03%, Sn: 0.05~0.2%, Al: 2~4%, Ti: 0.005~0.03%, B: 0.0005~0.0030%, Sb: 0.01~0.03%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판을 제공한다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.05~0.3%, Si: 1.0~2.0%, Mn: 1.5~3.5%, N: 0.01~0.03%, Sn: 0.05~0.2%, Al: 2~4%, Ti: 0.005~0.03%, B: 0.0005~0.0030%, Sb: 0.01~0.03%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 Bs(베이나이트 변태개시온도)~Ms(마르텐사이트 변태개시온도)+20℃까지 10~30℃/sec의 속도로 냉각한 후, 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 30% 이상의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는단계; 상기 냉연강판을 Ac1~Ac3의 온도에서 소둔하는 단계; 및 상기 소둔된 냉연강판에 아연도금층을 형성하는 단계를 포함하는 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판의 제조방법을 제공한다.
덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따르면, 980MPa 이상의 인장강도 및 20000MPa*% 이상의 인장강도(TS)와 연신율(El)의 밸런스(TS×El)를 가지며, 표면품질 및 내지연파괴 특성이 매우 우수한 아연도금강판을 제공할 수 있다.
본 발명자들은 고강도 및 고연성을 동시에 가지면서, 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 강재를 제공하기 위하여 깊이 연구한 결과, 합금의 성분조성 및 제조조건의 최적화로부터 잔류 오스테나이트를 안정화 시키면서, 이때 첨가되는 산화물 형성 원소들에 의한 표면 산화를 방지하여 표면특성을 향상시킬 수 있으며, 강 내부의 적층결함 에너지를 높여 전위의 이동을 용이하게 함으로써 우수한 내지연파괴 특성을 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특히, 본 발명은 다량 첨가시 용접성에 불리한 C의 함량은 낮추고, 이로 인한 강도 및 연성의 저하를 방지하기 위하여 N를 첨가하여 잔류 오스테나이트의 안정성을 확보하고, Sn과 Sb의 첨가로부터 표면품질의 향상을 달성할 수 있으며, Al 함량의 최적화로부터 내지연파괴 특성을 확보할 수 있다.
이하, 본 발명 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명 아연도금강판은 소지강판 및 상기 소지강판의 표면에 형성된 아연도금층을 포함한다. 상기 아연도금강판은 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판일 수 있으며, 본 발명에서는 상기 아연도금층의 조성, 합금화 정도 등에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
이하, 상기 소지강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.05~0.3%
탄소(C)는 고강도 TRIP(변태유기소성) 강에서 강도 확보에 가장 중요한 성분이며, 강도 및 연성과 밀접한 관계를 갖는다. 특히, TRIP 강에서 C는 잔류 오스테나이트의 분율과 안정화에 영향을 미치는데, C의 함량이 높을수록 잔류 오스테나이트의 분율이 증가하고, 안정성도 향상된다. 상기 C의 함량이 0.05% 미만이면, 잔류 오스테나이트의 분율이 불충분하여 강도 및 연성을 동시에 향상시키기 어렵다. 반면, 상기 C의 함량이 0.3%를 초과할 경우 인장강도가 980MPa 이상으로 초고강도 TRIP 강 제조에는 용이하지만, 점용접시 너깃(Nugeet) 부위와 주변조직과의 불균일성이 커지고, 용접부 경도차이가 커져 용접강도가 현저히 저하되는 단점이 있다. 따라서, 본 발명에서 C의 함량을 0.05~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 1.0~2.0%
실리콘(Si)은 탄화물 형성을 억제하여 강재의 변태유기소성을 유도하는데 필수적인 고용 탄소량을 확보하는 역할을 한다. 또한, Si은 제강시 개재물의 부상분리를 원활하게 하며, 용접시 용접금속의 유동성 증가를 위해 첨가하는 원소이다. 상기 Si의 함량이 1.0% 이상일 경우, 본 발명에서 제안하는 탄소 범위(저탄소)에서 탄화물 형성을 크게 억제하여 잔류 오스테나이트의 안정성에 크게 기여하므로, 본 발명에서는 Si을 1.0% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 반면, 상기 Si의 함량이 2.0%를 초과하게 되면 열연 스케일을 크게 유발시키고, 젖음성이 크게 악화되어 도금성이 열위하고, 용접성 또한 열위하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Si의 함량을 1.0~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 1.5~3.5%
망간(Mn)은 강재의 소입성을 크게 증가시킴과 동시에, 오스테나이트가 형성되는 온도범위를 확장하기 위하여 첨가되는 원소이다. 또한, Mn은 경화능을 크게하여 침상형 페라이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태상의 생성을 용이하게 하여 강도를 증가시키며, 오스테나이트를 안정화시키는 성분으로서 소둔시 형성된 오스테나이트를 쉽게 잔류시키는데 매우 효과적인 원소이다. C의 함량이 적은 본 발명에서는 강도 확보 및 변태유기소성 효과를 위하여 1.5% 이상으로 Mn을 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 3.5%를 초과하게 되면 용접성이 크게 저하되고, 마르텐사이트 상이 급격히 증가하여 냉간압연 중 에지(edge) 부위에서 균열 발생이 심해지는 문제가 있다. 또한, 제강시 슬래그의 조성이 변화하여 내화물 침식을 증가시키고, 열간압연 전에 가열 단계에서 강괴의 표면층 부근에서 입계에 망간 산화물을 형성하여 열간압연 후 표면결함을 유발할 우려가 있다. 뿐만 아니라, 열간압연시 판재의 중앙에 편석대를 형성하고, 개재물을 형성시키는 것에 의해 수소취성을 야기시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 1.5~3.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.01~0.03%
질소(N)는 강중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하는 원소로서, 이러한 효과는 탄소에 비해 우수하다. C의 함량이 적은 본 발명에서는 고용된 N가 C와 유사한 역할을 하므로, 잔류 오스테나이트의 안정성을 확보하는데 유리하다. 이를 위해서는 N를 0.01% 이상으로 첨가할 필요가 있지만, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 고용되고 남은 미고용 상태의 N에 의해 표면에 기포가 발생하는 등 여러 결함을 유발시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 N의 함량을 0.01~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
Sn: 0.05~0.2%
주석(Sn)은 고온에서 그 자체가 산화피막을 형성하지 않는 원소로서, 용융도금전 소둔시 강판 표면에 석출하여 Al, Si, Mn 등의 친산화성 원소가 표면에 확산되어 산화물을 형성하는 것을 억제하고, 도금성을 개선하는 효과가 있다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Sn을 첨가하는 것이 바람직하며, 이러한 Sn의 함량이 증가할수록 친산화성 원소들의 산화물 형성을 억제하는 효과가 우수해지지만, 그 함량이 0.2%를 초과하여 너무 과도하면 적열취성을 발생시켜 열간가공성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Sn의 함량은 0.05~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 2~5%
본 발명에서 알루미늄(Al)은 상술한 Si와 유사하게 탄화물의 석출을 억제하여 오스테나이트 내 고용 탄소량을 확보하는 역할을 한다. 뿐만 아니라, Al은 지연파괴의 억제를 위하여 첨가되는 원소이다. 지연파괴의 주된 원인은 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태될 때 그 계면에서 생기는 내부변형에 의한 잔류응력과 전위밀도 증가로 인한 수소의 흡착 때문이다(Material Science and Engineering A 438-440(2006), 262-266). 특히, 본 발명과 같이 Mn의 함량이 높은 강의 경우, 적층결함 에너지(Stacking Fault Energy)가 매우 낮아 tangle된 전위들의 이동이 용이하지 않아 전위의 core 부위에 수소 흡착시 수소가 빠져나가기 힘들게 되며, 경계면에서의 수소 농도가 높아지게 된다(Engineering Fracture Mechanics 68(2001) 773-768). 그런데, Al은 적층결함 에너지를 높여주는 원소 중 가장 효과적인 원소이므로(Mater.Lett.38(1999) 275-277, Mate.Chatact.52(2004) 349-354) 내부의 적층결함 에너지를 높여 상대적으로 전위의 이동을 용이하게 하며, 그에 따라 수소의 탈착이 용이해져 경계면에서 수소의 농도가 저하되게 된다.
상기 Al의 함량이 2% 미만이면 상술한 효과를 얻기 어려우며, 다만, 그 함량이 5%를 초과하게 되면 석출물이 과다하게 생성되어 열간가공 크랙이 발생하는 단점이 있다. 따라서, 본 발명에서 Al의 함량은 2~5%로 제한하는 것이 바람직하며, 2~4%로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
Ti: 0.005~0.03%
티타늄(Ti)은 Al과 N가 결합하여 형성되는 AlN 질화물의 형성을 억제하여, Al이 본연의 역할을 할 수 있도록 TiN을 형성하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ti을 0.005% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하며, 다만 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 Ti 첨가 효과가 포화되고, 오히려 탄화물의 형성이 증가하여 고용탄소의 함량이 감소하게 된다. 따라서, 본 발명에서 Ti의 함량은 0.005~0.030%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 5~30ppm
보론(B)은 강 중에 소량 첨가로도 경화능을 향상시키는 원소이다. 특히, B을 5ppm(0.0005%) 이상으로 첨가하는 경우, 고온에서 오스테나이트 입계에 편석되어 페라이트 형성을 억제하여 경화능 향상에 기여한다. 다만, 그 함량이 30ppm(0.0030%)를 초과하게 되면 소둔 과정에서 표면 산화물을 형성시켜 표면품질을 열화시킬 우려가 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서 B의 함량은 0.0005~0.0030%로 제한하는 것이 바람직하다.
Sb: 0.01~0.03%
안티몬(Sb)은 강재의 표면품질을 개선하고, 표면탈탄을 방지하는 역할을 하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Sb를 첨가하는 것이 바람직하며, 다만 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 오히려 표면에 농화가 발생하여 표면품질이 나빠지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에선 Sb의 함량은 0.01~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.03% 이하
인(P)은 제조시 불가피하게 함유되는 불순물로서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이러한 P은 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없으므로, 그 함량의 상한을 관리하는 것이 중요하다. 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하고, 이는 강의 인성 및 강도를 크게 저하시키는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 P의 함량을 0.03% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.008% 이하
황(S) 또한 제조시 불가피하게 함유되는 불순물로서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이러한 S은 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없으므로, 그 함량의 상한을 관리하는 것이 중요하다. 그 함량이 0.008%를 초과하게 되면 Mn 등과 결합하여 비금 속개재물을 형성하고, 이는 강의 인성 및 강도를 크게 저하시키는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 S의 함량을 0.008% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 용융아연도금강판은 그 미세조직으로 5~20면적%의 잔류 오스테나이트, 40~60면적%의 페라이트, 20~50면적%의 베이나이트 및 5 면적% 이하의 마르텐사이트로 이루어지는 것이 바람직하다.
본 발명은 강도 및 연성을 동시하게 우수하게 갖는 강재를 제공하기 위한 것으로, 이를 위해서는 미세조직 중 잔류 오스테나이트의 분율이 매우 중요하다. 잔류 오스테나이트의 분율이 5~20 면적%일 경우, 800MPa 급 이상의 초고강도에서 강도증가 및 연성의 증가를 효과적으로 동시에 확보할 수 있다.
또한, 상기 잔류 오스테나이트 이외의 페라이트는 강재의 연성 확보에 유리한 조직으로서, 40~60면적%일 경우, 적절한 연성의 부여가 가능하다. 만일, 페라이트의 분율이 60면적%를 초과하여 너무 과도하게 되면, 연성은 크게 증가하는 반면, 강도가 급격히 낮아져, 목적하는 고강도 TRIP 강을 달성할 수 없게 된다.
상술한 바와 같은 성분조성 및 미세조직을 만족하는 본 발명의 아연도금강판은 인장강도(TS)가 980MPa 이상이고, 인장강도(TS)와 연신율(El)의 밸런스(TS×El)를 20,000MPa*% 이상으로 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 표면품질 및 내지연파괴 특성이 매우 우수한 장점이 있다.
이하에서는, 상술한 아연도금강판을 제조하기 위한 바람직한 일 예로써, 본 발명의 다른 일측면인 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
전술한 조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열한다. 본 발명에서는 강 슬라브의 재가열 온도를 특별히 한정하는 것은 아니지만, 후속되는 열간압연 시에 마무리 온도를 안정적으로 확보하기 위하여 그 온도를 1050℃ 이상, 바람직하게는 1050~1250℃로 실시할 수 있다.
이후, 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 이때, 마무리 압연은 Ar3 이상의 온도에서 실시함이 바람직하며, 이는 오스테나이트 단상역에서 압연을 실시하기 위함이다. 한편, 보다 바람직한 마무리 압연 온도는 Ar3~1000℃이다.
이후, 상기 열연강판을 Bs(베이나이트 변태개시온도)~Ms(마르텐사이트 변태개시온도)+20℃까지 10~30℃/sec의 속도로 냉각한 후, 권취한다. 본 발명에서 상기와 같이 열간압연 후 냉각단계를 제어하는 것은, 후속되는 냉간압연 및 소둔 후 잔류 오스테나이트의 균일한 분포를 통한 강도 및 연성의 확보를 위한 것으로서, 보다 상세하게는 권취된 열연강판의 미세조직을 페라이트 상과 베이나이트 상의 복합조직으로 제어하기 위한 것이다.
TRIP 강 및 고강도 강을 제조함에 있어서, 일반적으로 열연강판의 미세조직을 특별히 규정하지 아니하며, 통상 페라이트 및 펄라이트 조직을 갖는 열연강판에 대해 냉간압연 및 소둔 열처리를 행한다.
그러나, 본 발명자들은 권취된 열연강판의 미세조직으로 베이나이트를 일부 포함하는 경우, 다양한 장점을 얻을 수 있음을 확인하였다.
특히, 열연강판의 미세조직으로 펄라이트를 포함하게 되면 소둔 열처리 중에 조대한 탄화물이 펄라이트 상 내부에서 성장하여 소둔시에 행하고자 하는 잔류 오스테나이트의 변태가 지연되고, 충분한 잔류 오스테나이트를 형성시키기 곤란한 문제가 있다. 하지만, 본 발명과 같이 열연강판의 미세조직으로 베이나이트를 포함하게 되면, 미세한 탄화물이 소둔 열처리 중에 쉽게 고용되어 소둔시 잔류 오스테나이트 변태의 지연이 없으면서, 균일한 분포가 가능하다. 또한, 강 중에 마르텐사이트 상이 존재하게 되면 후속되는 냉간압연시 에지(edge) 부위에서 균열 발생이 쉬워지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 권취된 열연강판의 미세조직으로 페라이트 및 베이나이트 복합조직을 형성시키는 것이 바람직하며, 면적분율로 40~60%의 페라이트 및 40~60%의 베이나이트를 포함하는 복합조직을 형성시키는 것이 보다 바람직하다.
한편, 상기 열연강판의 냉각시, 냉각속도는 10~30℃/s 범위인 것이 바람직한데, 냉각속도가 10℃/s 미만이면 연속냉각 중 펄라이트 상이 발생할 가능성이 커지며, 반면 30℃/s를 초과하여 너무 과속 냉각을 실시하게 되면 페라이트 변태가 거의 발생하지 않게 되어 냉간압연 중 에지(edge) 부위에서 균열이 발생할 가능성이 커진다.
상술한 냉각속도로 냉각 후 권취를 실시하는데, 바람직하게는 Bs(베이나이트 변태개시온도)~Ms(마르텐사이트 변태개시온도)+20℃까지 냉각한 후 상기 온도범위에서 권취를 실시하는 것이 바람직하다. 상기 온도범위는 권취시 마르텐사이트 상이 형성되지 않고, 목적하는 베이나이트 상이 충분히 형성될 수 있는 범위이다. 상기 Bs 및 Ms는 상변태 해석시험(dilatation test)을 통하여 실험적으로 도출한 후, 이로부터 바람직한 권취온도를 설정할 수 있다.
이후, 상술한 바에 따라 권취된 열연강판을 산세한 후 30% 이상의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조할 수 있다. 상기 압하율이 30% 미만인 경우에는 냉간압연에 의한 두께 감소 효과가 작아, 재결정구동력이 너무 낮은 문제가 있다. 따라서, 상기 압하율은 30% 이상, 바람직하게는 30~80%으로 제어한다.
이후, 상기 냉연강판을 연속소둔라인에서 소둔열처리를 행할 수 있다. 이때, 이상역 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 Ac1~Ac3℃ 범위에서 실시할 수 있다. 만일, Ac1℃ 미만의 온도에서 소둔을 실시하게 되면 강판의 강도가 저하되는 문제가 있으며, 반면 소둔온도가 Ac3℃를 초과하게 되면 강판의 연성이 저하되는 문제가 있다.
상기에 따라 소둔 열처리된 냉연강판을 용융아연도금 포트(pot)를 통과시켜 용융아연도금강판을 제조한다. 한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 용융아연도금 후 열처리를 통해 합금화 시킴으로써, 합금화 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(
실시예
)
하기 표 1에 나타낸 바와 같은 성분조성을 갖는 강 슬라브를 1200℃에서 1시간 동안 가열한 후, 880~910℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 열연강판을 10~30℃/s의 냉각속도로 Bs~Ms+20℃까지 냉각한 후 권취하였으며, 이후 상온까지 공냉(air cooling)하였다. 이때, 열연강판의 두께는 약 2.5mm 이었다. 이때, 권취온도는 각각의 성분조성에 맞게 실험한 Bs 및 Ms로부터 결정하였으며, 그 온도는 하기 표 2에 나타내었다.
상기 권취 후 상온까지 냉각하여 염산으로 산세한 후, 55%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 이후, 상기 각각의 냉연강판을 820℃에서 소둔 열처리하고, 아연도금하여 용융아연도금강판을 제조하였다. 한편, 강종 1 및 2의 경우에는 열간가공시 크랙이 발생함에 따라, 크랙이 미 발생된 부위만을 채취하여 냉간압연 후 소둔공정을 실시하였다.
이때, 소둔 처리된 냉연강판의 미세조직, 인장강도, 연신율, 지연파괴 균열길이 및 도금품질(표면등급)을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
하기 표 3에서 지연파괴 균열길이의 평가는 95mm 직경의 원판을 가공하여 45mm 직경의 머리부분이 평평한 펀치로 컵모양으로 드로잉한 다음 에틸알콜에 3일간과 7일간 침적하여 균열의 평균길이를 조사하였다.
하기 표 3에서 도금품질의 평가는 용융아연도금강판의 표면외관을 화상처리하여 미도금 부분의 크기를 측정하고, 아래와 같은 기준으로 등급을 부여하였다.
1등급: 미도금 결함 없음
2등급: 미도금 평균지름이 1mm 미만
3등급: 미도금 평균지름이 1~2mm 분포
4등급: 미도금 평균지름이 2~3mm 분포
5등급: 미도금 평균지름이 3mm 이상
| 강종 |
합금조성(중량%) | 구분 | ||||||||||
| C | Mn | Si | P | S | Al | Ti | Sn | B | Sb | N | ||
| 1 | 0.15 | 1.4 | 1.0 | 0.013 | 0.003 | 5.2 | 0.018 | 0.02 | 0.001 | 0.01 | 0.004 | 비교예1 |
| 2 | 0.21 | 2.1 | 0.3 | 0.011 | 0.003 | 0.03 | 0.019 | 0.22 | 0.002 | 0.02 | 0.005 | 비교예2 |
| 3 | 0.22 | 1.9 | 1.4 | 0.011 | 0.003 | 0.8 | 0.015 | 0.02 | 0.002 | - | 0.006 | 비교예3 |
| 4 | 0.25 | 2.5 | 0.5 | 0.009 | 0.003 | 0.04 | 0.014 | 0.02 | 0.001 | - | 0.005 | 비교예4 |
| 5 | 0.3 | 2.7 | 1.4 | 0.012 | 0.003 | 0.8 | 0.01 | 0.02 | 0.001 | - | 0.008 | 비교예5 |
| 6 | 0.21 | 2.8 | 1.5 | 0.012 | 0.003 | 2.4 | 0.012 | 0.08 | 0.003 | 0.018 | 0.015 | 발명예1 |
| 7 | 0.18 | 2.7 | 1.5 | 0.011 | 0.003 | 2.2 | 0.016 | 0.16 | 0.002 | 0.016 | 0.017 | 발명예2 |
| 8 | 0.21 | 2.7 | 1.4 | 0.014 | 0.003 | 2.3 | 0.018 | 0.18 | 0.002 | 0.022 | 0.014 | 발명예3 |
| 9 | 0.19 | 2.9 | 1.4 | 0.011 | 0.003 | 2.2 | 0.02 | 0.10 | 0.002 | 0.021 | 0.015 | 발명예4 |
| 10 | 0.24 | 2.5 | 1.2 | 0.011 | 0.004 | 2.05 | 0.019 | 0.15 | 0.001 | 0.027 | 0.017 | 발명예5 |
| 강종 | 마무리 압연온도 | 냉각속도 (℃/sec) |
권취온도 (℃) |
권취 후 미세조직 (면적%) |
비고 |
| 1 | 905 | 21 | 열간가공크랙발생 | F45+B55 | 비교예1 |
| 2 | 895 | 18 | 열간가공크랙발생 | F40+B60 | 비교예2 |
| 3 | 900 | 20 | 620 | F40+B60 | 비교예3 |
| 4 | 890 | 13 | 660 | F50+B50 | 비교예4 |
| 5 | 910 | 20 | 650 | F55+B45 | 비교예5 |
| 6 | 910 | 25 | 490 | F60+B40 | 발명예1 |
| 7 | 900 | 23 | 480 | F40+B60 | 발명예2 |
| 8 | 890 | 25 | 510 | F40+B60 | 발명예3 |
| 9 | 890 | 25 | 500 | F50+B50 | 발명예4 |
| 10 | 900 | 25 | 500 | F50+B50 | 발명예5 |
| 권취 후 미세조직에서, F: 페라이트, B: 베이나이트를 의미함. | |||||
| 강종 | 미세조직 (면적%) |
TS (MPa) |
El (%) |
TS*El | 지연파괴 균열길이(mm) | 표면등급 | 비고 | |
| 3일 | 7일 | |||||||
| 1 | F70+B20+RA5+M5 | 650 | 25.9 | 16852 | 컵성형불가 | 컵성형불가 | 4 | 비교예1 |
| 2 | F65+B20+RA5+M10 | 830 | 19.3 | 16020 | 3 | 5 | 2 | 비교예2 |
| 3 | F65+B25+RA5+M5 | 860 | 18.2 | 15652 | 2 | 6 | 4 | 비교예3 |
| 4 | F60+B32+RA4+M4 | 992 | 16.5 | 16381 | 3 | 6 | 4 | 비교예4 |
| 5 | F50+B20+RA5+M25 | 1068 | 15.9 | 17020 | 3 | 7 | 4 | 비교예5 |
| 6 | F55+B30+RA13+M2 | 982 | 22.5 | 22132 | 0 | 0 | 2 | 발명예1 |
| 7 | F50+B35+RA12+M3 | 998 | 22.1 | 22058 | 0 | 0 | 2 | 발명예2 |
| 8 | F50+B35+RA10+M5 | 987 | 20.3 | 20036 | 0 | 0 | 2 | 발명예3 |
| 9 | F55+B30+RA12+M3 | 1080 | 19.1 | 20649 | 0 | 0 | 2 | 발명예4 |
| 10 | F45+B32+RA19+M4 | 1003 | 24.6 | 24682 | 0 | 0 | 2 | 발명예5 |
| 미세조직에서 F: 페라이트, B: 베이나이트, RA: 잔류 오스테나이트 및 M: 마르텐사이트를 의미함. | ||||||||
상기 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예들은 980MPa 이상의 인장강도와 20000MPa*% 이상의 강도 및 연성 밸런스를 가질 뿐만 아니라, 지연파괴 특성이 매우 우수함을 확인할 수 있었다.
반면, 본 발명이 제안하는 성분조성을 만족하지 아니한 비교예 1 내지 5는 강도 및 연성 밸런스가 20000MPa*% 미만으로 나타났으며, 모두 지연파괴 평가 후 균열이 발생하였다.
Claims (8)
- 소지강판 및 상기 소지강판 표면에 형성된 아연도금층을 포함하며,
상기 소지강판은, 중량%로, C: 0.05~0.3%, Si: 1.0~2.0%, Mn: 1.5~3.5%, N: 0.01~0.03%, Sn: 0.05~0.2%, Al: 2~4%, Ti: 0.005~0.03%, B: 0.0005~0.0030%, Sb: 0.01~0.03%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 소지강판의 미세조직은 면적분율로 5~20%의 잔류 오스테나이트, 40~60%의 페라이트, 20~50%의 베이나이트 및 5% 이하의 마르텐사이트를 포함하는 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판.
- 제 1항에 있어서,
상기 아연도금강판은 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판인 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판.
- 삭제
- 제 1항에 있어서,
상기 아연도금강판은 인장강도가 980MPa 이상이고, 인장강도 및 연신율 밸런스(TSＸEl)가 20000MPa*% 이상인 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판.
- 중량%로, C: 0.05~0.3%, Si: 1.0~2.0%, Mn: 1.5~3.5%, N: 0.01~0.03%, Sn: 0.05~0.2%, Al: 2~4%, Ti: 0.005~0.03%, B: 0.0005~0.0030%, Sb: 0.01~0.03%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 Bs(베이나이트 변태개시온도)~Ms(마르텐사이트 변태개시온도)+20℃까지 10~30℃/sec의 속도로 냉각한 후, 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 30% 이상의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는단계;
상기 냉연강판을 Ac1~Ac3의 온도에서 소둔하는 단계; 및
상기 소둔된 냉연강판에 아연도금층을 형성하는 단계를 포함하는 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판의 제조방법.
- 제 5항에 있어서,
상기 권취된 열연강판은 미세조직으로 페라이트 및 베이나이트 복합조직을 갖는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판의 제조방법.
- 제 5항에 있어서,
상기 강 슬라브의 재가열은 1150~1250℃의 온도에서 실시되고, 상기 마무리 열간압연은 Ar3 이상의 온도에서 실시되는 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판의 제조방법.
- 제 5항에 있어서,
상기 도금층 형성 후, 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 표면품질 및 내지연파괴 특성이 우수한 아연도금강판의 제조방법.
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