KR102403647B1 - 내파우더링성이 우수한 소부경화형 용융아연도금강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

내파우더링성이 우수한 소부경화형 용융아연도금강판 및 이의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 소부경화형 용융아연도금강판, 중량%로, 탄소(C): 0.0001~0.005%, 망간(Mn): 0.1~1.2%, 실리콘(Si): 0.02%이하(0% 제외), 인(P): 0.01~0.04%, 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0005~0.0035%, 크롬(Cr): 0.01~0.1%, 몰리브덴(Mo): 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-2를 만족하며, 그 미세조직이 페라이트 단상이며, 하기 관계식 3을 만족한다.

Description

내파우더링성이 우수한 소부경화형 용융아연도금강판 및 이의 제조방법{Bake hardening hot-dip galvannealed steel sheet having excellent powdering and method for manufacturing the same}
본 발명은 내파우더링성이 우수한 소부경화형 용융아연도금강판 제조에 관한 것으로, 보다 상세하게는, C 함량이 0.005중량% 이하 수준이고 P 함량이 400ppm이하로 제어된 소부경화형 용융아연도금강판에서, 용융아연도금라인의 주요 공정인자인 소둔온도, 용융아연도금 합금화온도, SPM(skin pass mill, 조질압연) 연신율 등을 제어함으로써 내파우더링성이 우수한 소부경화형 용융아연도금강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 분야에서는 유럽을 필두로 한 선진국에서 연비규제 및 성능향상을 이유로 차체 무게를 경량화하려는 연구가 활발하게 진행 중이며, 철강파트의 경우 이러한 자동차사의 경량화 요구에 대응하기 위해 동일 등급에서 고강도화, 강판두께를 경쟁소재(Mg, Al, CFRP 등) 대비 더욱 감소시키는 등의 노력을 하고 있다. 또한 자동차 외판 판넬용 소재로 적용하기 위해서는, 일정 수준 이상의 소부경화성을 가질 것이 요구된다. 소부경화 현상은 프레스 부품 가공 중에 생성된 전위에 도장 소부시 활성화된 고용 탄소 및 질소가 고착되어 항복강도가 증가하는 현상으로, 소부경화성이 우수한 강은 도장 소부 전 성형이 용이하며, 최종 제품에서 내덴트성이 향상되는 특성을 가지므로 자동차 외판 판넬용 소재로는 매우 이상적이다. 더불어, 자동차 외판 판넬용 소재로 적용하기 위해서는 일정 이상의 기간 동안 시효(Aging)에 대해 보증할 수 있도록 일정 수준의 내시효성도 가질 것이 요구된다.
일반적으로 소부경화성을 가지는 냉연강판의 제조방법으로는, 저탄소 P첨가 Al-killed강을 단순히 저온에서 권취, 즉 열연 권취온도가 400-500℃온도범위의 저온권취를 이용하여 상소둔법에 의해 소부경화량이 약 40-50MPa 수준인 강이 주로 사용되었다. 이는 상소둔에 의해 성형성과 소부경화성의 양립이 보다 용이하기 때문이었다. 연속소둔법에 의한 P첨가 Al-Killed강의 경우 비교적 빠른 냉각속도를 이용하기 때문에 소부경화성 확보가 용이한 반면 급속가열, 단시간 소둔에 의해 성형성이 악화되는 문제점이 있어 가공성이 요구되지 않는 자동차 외판에만 제한되고 있다. 최근 제강기술의 비약적인 발달에 힘입어 강중에 적정 고용원소량의 제어가 가능하고, Ti 또는 Nb등의 강력한 탄질화물 형성원소를 첨가한 Al-Killed 강판의 사용으로 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판이 제조되어 내덴트성이 필요한 자동차 외판재용으로 사용이 증가 추세에 있다.
한편 나노 크기의 CuS/MnS 석출물을 활용하여 결정립이 미세한 MAFE(Micro Alloy Free for Exposed) 컨셉의 소부경화형 용융아연도금강판을 제조하는 기술도 제시되고 있으나, 500ppm수준의 높은 P함량으로 인해 표면품질이 열위한 문제점이 있다. 또한, P첨가로 인해 합금화가 지연되어 용융아연도금 합금화온도를 높여서 작업을 해야하고 이로 인해 도금층에 경도가 높은 취성적인 Γ상의 증가로 프레스 부품 성형시 압축응력에 의해 도금층이 파우더형태로 탈락되는 파우더링 문제점이 발생할 수 있다. 이러한 파우더링 결함은 도금층 박리로 인한 내식성을 열화시키고, 박리된 파우더가 금형에 소착되어 강판에 덴트 등의 결함을 유발할 수 있다.
한국 공개특허 KR2014-0048668(2014.04.24 공개) 한국 공개특허 KR2011-0005414(2011.01.18 공개)
본 발명은 C 함량이 0.005중량이하 수준이고 P 함량이 400ppm이하로 제어한 소부경화형 용융아연도금강판에서, 강의 성분을 엄격하게 제어하고, 용융아연도금라인의 주요 공정조건을 제어함로써 내파우더링성이 우수한 소부경화형 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
또한 본 발명에서 이루고자 하는 기술적 과제들은 이상에서 언급한 기술적 과제들에 한정되지 않으며, 언급하지 않은 또 다른 기술적 과제들은 아래의 기재로부터 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
따라서 본 발명의 일 측면은,
중량%로, 탄소(C): 0.0001~0.005%, 망간(Mn): 0.1~1.2%, 실리콘(Si): 0.02%이하(0% 제외), 인(P): 0.01~0.04%, 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0005~0.0035%, 크롬(Cr): 0.01~0.1%, 몰리브덴(Mo): 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-2를 만족하며, 그 미세조직이 페라이트 단상이며, 하기 관계식 3을 만족하는 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
[Nb]/((93/12)×[C]) < 0.55
[관계식 2]
[Mn]/((55/28)×[Si]) > 10
[관계식 3]
[TS] × [El.] × [Upper-BH] > 500,000 (MPa × %)
단, [Upper-BH]는: 2% pre-strain 후 170℃ 20분 소부(baking)시 Upper Yield Stress.
또한 본 발명의 다른 측면은,
중량%로, 탄소(C): 0.0001~0.005%, 망간(Mn): 0.1~1.2%, 실리콘(Si): 0.02%이하(0% 제외), 인(P): 0.01~0.04%, 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0005~0.0035%, 크롬(Cr): 0.01~0.1%, 몰리브덴(Mo): 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-2를 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 900~1100℃ 범위의 온도로 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 500~700℃ 범위의 온도까지 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 냉각한 후, 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 70~90%의 압하율로 냉간압연한 후, 740~850℃의 온도범위에서 연속 소둔하는 단계;
상기 연속 소둔된 냉연 강판을 용융 아연계 도금욕에 침지한 후, 450~540℃ 온도범위에서 합금화함으로써 용융아연계 도금강판을 제조하는 단계; 및
상기 제조된 용융아연도금강판을 0.5~2.0%의 압하율의 범위에서 조질압연을 실시하는 단계;를 포함하고, 하기 관계식 4를 만족하는 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
[Nb]/((93/12)×[C]) < 0.55
[관계식 2]
[Mn]/((55/28)×[Si]) > 10
[관계식 4]
Powdering = [-14.2 + 0.0362 × (GA) - 0.970 × (CGL SPM El.)] < 3
단, (GA)는 용융아연도금 합금화 온도, (CGL SPM El.)는 연속용융아연도금라인 조질압연 연신율임
상기 조질압연된 용융아연도금강판은 하기 관계식 3을 만족할 수 있다.
[관계식 3]
[TS] × [El.] × [Upper-BH] > 500,000 (MPa × %)
단, [Upper-BH]는: 2% pre-strain 후 170℃ 20분 소부(baking)시 Upper Yield Stress.
상술한 바와 같은 구성의 본 발명에 의하면, 첨가하는 합금원소의 조성과 제조방법을 적절히 제어함으로써, 소부경화성을 평가하는 Upper BH(Baking Hardening)값과 기본적인 인장시험의 강도, 연신율의 종합지표인 TS × El. × Upper-BH 값이 500,000 (MPa × %) 이상을 가지며 내파우더링성이 3 이하로 우수한 소부경화 특성을 갖는 용융아연도금강판을 효과적으로 제공할 수 있다.
도 1은 각각 본 실시예에서 발명예 1과 비교예 4의 용융아연도금강판의 용융아연도금 후 합금화도금층의 BSE 이미지(×7000)와 EDS 성분 분석 결과를 나타낸 그림이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명자들은 강 조성성분, 소둔 및 금 조업 조건이 특정한 관계를 만족할 때 목표로 하는 물성을 확보할 수 있음을 실험을 통해 확인하고 본 발명을 완성하였다. 구체적으로, 본 발명은 소지강판상에 용융아연도금층이 형성된 소부경화형 용융아연도금강판에 관한 것으로, 상기 소지강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.0001~0.005%, 망간(Mn): 0.1~1.2%, 실리콘(Si): 0.02%이하(0% 제외), 인(P): 0.01~0.04%, 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0005~0.0035%, 크롬(Cr): 0.01~0.1%, 몰리브덴(Mo): 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-2를 만족하며, 그 미세조직이 페라이트 단상이며, 하기 관계식 3을 만족한다.
이하, 먼저, 본 발명의 용융아연도금강판을 이루는 소지강판의 강 조성성부 미 그 함량 제한사유를 설명한다, 한편 여기에서 "%"는 달리 정한 바가 없다면 "중량%"를 의미한다.
·탄소(C): 0.0001~0.005%
탄소는 침입형 고용원소로써 강의 강도를 향상시키는데 가장 효과적이고 중요한 원소이다. 극저탄소강에서 냉연 및 소둔 과정에서 강판 내부에 고용되어 조질압연에 의해 형성된 전위와 상호 작용(Locking)하여 소부경화능을 발휘하기 때문에 기본적으로 C 함량이 높을수록 소부경화능은 향상된다. 그러나 너무 많은 고용탄소가 재료내에 존재하게 되면 부품 성형시 표면에 오렌지필(Orange Peel)이라는 결함을 야기시키는 시효불량을 초래한다. 본 발명에 따르면 그 함량이 0.005%를 초과하는 경우 성형성 측면에서도 불리하고 상온 내시효성이 크게 열위되어 부품 적용에 한계가 있기 때문에 그 범위를 0.0001~0.005%이하로 한정한다.
·망간(Mn): 0.1~1.2%
망간은 고용강화 원소로 강도 상승에 기여할 뿐만 아니라 강중 S를 MnS로 석출시키는 역할을 한다. 상기 Mn의 함량이 0.1% 미만일 경우, MnS를 효과적으로 석출시키지 못해 드로잉성이 저하되며, 반면, 1.2%를 초과할 경우, 강도가 증가될 지라도 Mn함량이 과잉으로 고용되어 이 역시 드로잉성이 저하되는 문제가 있으므로, 상기 Mn의 함량은 0.1~1.2%로 제한함이 바람직하다.
·실리콘(Si): 0.02%이하(0% 제외)
실리콘은 고용강화에 의해 강판의 강도 상승에 기여하나, 0.02%이상 첨가될 경우 표면결함을 야기하는 문제점이 있다. 특히, 후술하는 관계식 2의 [Mn]/[Si] 원자비가 10 초과일 경우 표면품질이 우수한 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.
·인(P): 0.01~0.04%
인은 극저탄소강에서 고용강화 효과가 가장 우수하고, 드로잉성을 크게 해치지 않으면서, 강의 강도를 확보하는데 효과적인 원소이다. 특히 상기 P는 결정립계에 쉽게 편석되어 소둔시 결정립 성장을 저해하여 결정립이 미세화됨에 따라 상온 내시효성 향상에 도움을 준다. 그러나 상기 P의 함량이 0.01% 미만일 경우, 목적하는 강도 확보가 불가능하며, 반면, 0.04%를 초과할 경우, 표층부 P 편석에 의해 용융아연도금후 표면에 칼날 선 형태의 결함을 야기한다. 또한, 높은 P 함량은 용융아연도금의 합금화를 지연시키기 때문에 합금화온도를 높여야 하고, 이로 인해 도금층에 취성적인 Fe-Zn 금속간화합물(Γ)이 증가하여 파우더링성이 열위해지는 문제점이 있다. 본 발명에서는 핵심원소인 P 함량을 제어하고, 소부경화성 및 내파우더링성을 확보하기 위해 다른 합금원소 및 공정 제조조건을 최적화하였다.
·황(S): 0.01% 이하(0% 제외)
황은 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로써, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리함이 바람직하다. 특히, 강 중 황은 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 바, 그 함량을 0.01% 이하로 관리한다.
·질소(N): 0.01% 이하(0% 제외)
질소는 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로써, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리함이 중요하나, 이를 위해서는 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 문제가 있으므로, 조업 조건이 가능한 범위인 0.01% 이하로 관리한다.
·알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%
산가용 알루미늄은 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.01% 미만인 경우 통상의 안정된 상태로 알루미늄 킬드(Al-killed) 강을 제조할 수 없으며, 반면, 그 함량이 0.06%를 초과할 경우 결정립 미세화 효과로 인해 강도 상승에는 유리한 반면, 제강 연주 조업시 개재물이 과다 형성되어 도금강판의 표면 불량이 발생할 가능성이 높아질 뿐 아니라, 제조 원가의 급격한 상승을 초래하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 산가용 알루미늄의 함량을 0.01~0.06%로 제어한다.
·니오븀(Nb): 0.003~0.015%
니오븀은 열간압연 중 강중 탄소와 결합하여 NbC로 석출됨으로써 고용탄소를 감소시켜 소부경화능 및 내시효성에 영향을 미친다. NbC로 석출되는 강중 C함량이 증가할수록 고용되는 C함량이 낮아져 내시효특성 측면에서는 유리할 지라도 소부경화성이 감소한다. 적절한 수준의 고용 탄소의 제어는 상온 내시효성을 확보하는 것을 전제로 우수한 소부경화성을 얻을 수 있으며 이러한 고용 탄소를 제어하는 중요한 원소가 니오븀이다.
니오븀 함량이 0.003% 미만의 경우에는 NbC로 석출되는 탄소가 거의 없어 강중 C은 대부분 고용 탄소로 잔존되기 때문에 소부경화성에는 유리하지만 상온 내시효성 열위의 문제가 발생하여 부품 적용에 한계가 있다. 또한 그 함량이 0.015%를 초과하는 경우 반대로 강중 C은 대부분 NbC로 석출하여 고용 C함량이 절대적으로 부족하여 상온 내시효성은 유리할 지라도 GA강판에서 요구되는 30MPa 이상의 Upper BH값을 확보할 수 없다. 따라서 본 발명에서는 Nb함량을 0.003~0.015%로 관리하는 것이 바람직하다
또한, 후술하는 관계식 1에 언급한 것처럼, [Nb]/[C] 원자비가 0.55 미만일 경우, 내시효성을 저해하지 않으면서 소부경화성이 우수할 수 있다.
·보론(B): 0.0005~0.0035%
보론은 P 성분을 다량 함유한 극저탄소강에서 입계취화에 의한 2차 가공 취성을 방지하기 위해 첨가되는 원소이다. 통상적으로 B은 기타 다른 원소 대비 입계 편석 경향이 높아 입계에 P 편석을 보론 첨가에 의해 억제 시켜 2차 가공 취성을 방지하는 역할을 한다. 또한, 보론이 상기 발명 범위로 첨가될 경우, 소부(baking)시에 전위와의 상호작용을 증가시켜 소부경화성의 확보가 가능할 수 있다. 다만, 0.0035%를 초과하는 경우에는 용융아연도금강판의 도금층 박리의 발생 우려가 있어 그 함량을 0.0005~0.0035%로 제한하는 것이 바람직하다.
·크롬(Cr): 0.01~0.1%
크롬은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가되는 성분이며, 마르텐사이트 형성에 매우 중요한 역할을 하는 원소이나, 본 발명의 소부경화형 강판의 경우는 페라이트 안정화 원소로써, P함량 제어에 따른 강도 확보를 위해 강도 상승 목적으로 첨가한다. 본 발명 범위를 초과하여 첨가할 경우, 나판 내식성의 문제가 있을 수 있으며, 합금철 원가가 과도하게 증가할 수 있는 문제가 있기 때문에, 본 발명 범위 수준으로 첨가한다.
·몰리브덴(Mo): 0.005~0.05%
몰리브덴도 크롬과 마찬가지로 강의 경화능을 향상시키는 원소이며 0.005~0.05% 정도의 첨가로 높은 경화능 효과를 얻을 수 있는 원소이다. 본 발명의 소부경화형 강판의 경우는 페라이트 안정화 원소이며, 본 발명의 범위만큼 몰리브덴을 첨가할 경우, 압연 중 Mo-P compound를 형성함으로 인해 P편석대를 감소시켜 용융아연도금강판의 표면 품질을 우수하게 할 수 있다. 상기 범위 이상으로 첨가될 경우, 합금철 원가를 과도하게 증가시키기 때문에 본 발명 범위 수준으로 첨가한다.
·관계식 1 및 관계식 2
본 발명에서는 하기 관계식 1에 의해 정의되는 원자비가 0.55 미만으로 제어될 것이 요구된다. 만일 상기 [Nb]와 [C]의 원자비가 0.55 이상일 경우 NbC로 석출되는 양이 증가하여 고용 C함량이 절대적으로 부족하여 GA강판에서 요구되는 30MPa 이상의 Upper BH값의 확보가 어려울 수 있다.
또한 본 발명에서는 하기 관계식 2에 의해 정의되는 [Mn]와 [Si]의 원자비 가 10을 초과할 것이 요구된다. 만일 상기 원자비가 10 이하일 경우, 소둔시에 표면 Mn-Si복합산화물의 형성에 의해 강판 표면품질이 열위할 수 있다.
[관계식 1]
[Nb]/((93/12)×[C]) < 0.55
[관계식 2]
[Mn]/((55/28)×[Si]) > 10
삭제
기타 본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 본 발명의 용융아연도금강판을 이루는 소지강판은 그 미세조직이 페라이트 단상이며, 하기 관계식 3을 만족한다.
[관계식 3]
[TS] × [El.] × [Upper-BH] > 500,000 (MPa × %)
단, [Upper-BH]는: 2% pre-strain 후 170℃ 20분 소부(baking)시 Upper Yield Stress.
상기 관계식 3은 소부경화능의 지표인 [Upper-BH]값과 기본적인 인장물성인 인장강도, 연신율과의 종합지표와 관계된 식이다. 만일 관계식 3이 500,000(MPa × %) 이하일 경우, 통상적으로 요구하는 인장강도와 연신율, U-BH값이 하한치를 넘어 물성이 열위할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 내파우더링성 및 소부경화성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 융융아연도금강판 제조방법은, 상기 강 조성성분과 하기 관계식 1-2를 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 900~1100℃ 범위의 온도로 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강판을 500~700℃ 범위의 온도까지 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 냉각한 후, 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 70~90%의 압하율로 냉간압연한 후, 740~850℃의 온도범위에서 연속 소둔하는 단계; 상기 연속 소둔된 냉연 강판을 용융 아연계 도금욕에 침지한 후, 450~540℃ 온도범위에서 합금화함으로써 용융아연계 도금강판을 제조하는 단계; 및 상기 제조된 용융아연도금강판을 0.5~2.0%의 압하율의 범위에서 조질압연을 실시하는 단계;를 포함하고, 하기 관계식 4를 만족한다.
먼저, 전술한 성분계를 갖는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도에서 재가열한다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다. 이때 상기 재가열온도가 1000℃ 미만이면 슬라브 개재물 등이 충분히 재용해되지 않아 열간압연 이후 재질편차 발생 및 표면 결함의 원인이 될 수 있으며, 1250℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상립 성장에 의하여 강도가 저하되므로, 상기 재가열온도는 1000~1250℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강 슬라브를 900~1100℃ 범위의 온도로 열간압연한다. 이때, 만일 1100℃보다 높은 온도에서 열간압연을 개시하면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해지게 된다. 또한, 열간압연을 900℃보다 낮은 온도에서 종료하면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립의 발달 및 고항복비가 얻어져 냉간압연성이 열위해지고 전단가공성도 나빠지게 된다.
그리고 본 발명에서는 상기 열간 압연된 강판을 500~700℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 냉각한 후, 권취한다.
이때, 500℃ 미만으로 냉각하여 권취되면 너무 낮은 권취온도로 인해 강판 형상이 열위해지며 미세한 결정립 형성으로 연성의 열화가 예상된다. 반면에 700℃를 초과하여 냉각한 후 권취되면 조대한 페라이트 결정립이 형성되며 조대한 탄화물과 질화물이 형성되기 쉬워져 강의 재질이 열위해질 수 있다.
또한, 상기 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/sec 미만이면 조대한 페라이트 결정립이 형성되어 미세조직이 불균일해지며, 평균 냉각속도가 70℃/sec를 초과하면 이 역시 판 형상의 뒤틀림 등이 발생할 뿐만 아니라 판의 두께방향으로의 미세조직도 불균일하게 되어 강의 전단가공성이 열위해질 수 있다.
이어, 본 발명에서는 상기 권취된 열연강판을 70~90%의 압하율로 냉간압연한 후, 740~850℃의 온도범위에서 연속 소둔한다.
본 발명에서는 상기 권취된 열연강판에 대한 냉간 압연시, 냉간 압하율은 70~90% 범위로 함이 바람직하다. 만약, 냉간 압하율이 70% 미만일 경우 목표 두께 확보가 어려울 수 있으며, 강판의 형상 교정이 어려울 수 있다. 반면, 냉간 압하율이 90%를 초과할 경우 강판의 엣지(edge)부에서 크랙이 발생할 수 있으며, 냉간 압연 부하가 야기될 수 있다.
한편, 이때 주로 5~6개 스탠드로 구성되는 압연기를 이용하여 압연하는데 있어서 최초 스탠드 압하율이 20~40%로 설정하여 냉연강판을 제조한다. 최초 스탠드 압하율이 20% 미만의 경우 낮은 압하율로 인해 열연강판의 형상 제어에 한계가 있고 40%를 초과하는 경우에는 초기 스탠드 압하율 증가로 인한 설비 부하가 있기 때문이다. 초기 스탠드 압하율이 25~35%가 보다 더욱 바람직하다.
그리고 상기 냉간압연된 냉연강판을 도금라인이 포함된 연속소둔라인에서 연속소둔하며, 이때, 소둔온도를 740~850℃의 범위로 관리함이 바람직하다. 만일 상기 소둔온도가 740℃ 미만이면 냉간압연시의 조직이 충분히 페라이트 재결정이 완료되지 못하여 혼립조직이 발생하고, 850℃를 초과하게 되면 너무 고온 소둔에 의한 현장 설비 트러블 발생 소지가 매우 높아지고 결정립도 너무 조대해져 본 발명에서 요구되는 특성을 확보할 수 없다. 연속소둔 후, 통상적인 작업조건에서 냉각된다.
후속하여, 본 발명에서는 상기 연속 소둔된 냉연 강판을 용융 아연계 도금욕에 침지한 후, 450~540℃ 온도범위에서 합금화함으로써 용융아연계 도금강판을 제조한다.
용융아연 도금재의 경우는 융융아연도금욕 온도인 440~480℃ 범위의 통상적인 조건에서 실시할 수 있다.
그리고 상기 용융아연도금 후 450~540℃의 온도 범위에서 합금화를 실시함이 바람직하다. 만일 합금화 온도가 450℃보다 낮을 경우, 소둔 강판 전폭에서 비도금 부위가 발생할 수 있으며, 합금화 온도가 540℃를 초과할 경우, 과도한 합금화로 인한 취성적인 Fe-Zn 금속간 화합물(Γ)의 영향으로 파우더링 특성이 열위하게 된다.
그리고 본 발명에서는 상기 용융아연도금 후 조질압연을 0.5~2.0% 범위에서 실시한다. 만일 조질압연 연신율이 0.5%이하일 경우, 충분한 전위가 형성되지 않으며, 판 형상 측면에서도 불리하며, 도금 표면 결함이 발생할 우려가 있다. 반면, 2%를 초과할 경우, 높은 하중으로 인해 설비 부하가 발생할 수 있으며, 판파단 등의 부작용이 야기될 수 있다.
한편 본 발명에서는 내파우더링성이 우수한 소부경화형 용융아연도금강판을 제조하기 위하여, 하기 관계식 4를 만족하도록 용융아연도금 합금화 온도(GA)와 연속용융아연도금라인 조질압연 연신율(CGL SPM El.)을 제어하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 3은 각 변수들과 내파우더링성과의 회귀관계식으로써, 그에 의해 정의되는 값이 3 미만을 만족할 경우 도금품질이 우수할 수 있다.
[관계식 4]
Powdering = [-14.2 + 0.0362 × (GA) - 0.970 × (CGL SPM El.)] < 3
단, (GA)는 용융아연도금 합금화 온도, (CGL SPM El.)는 연속용융아연도금라인 조질압연 연신율임
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 합금 첨가원소의 화학성분을 나타내는 강 슬라브를 마련하였다. 이어, 상기 강 슬라브를 통상의 소부경화형 냉연강판을 제조하는 공정을 이용하여 소부경화형 냉연강판을 제조하였다. 구체적으로, 강 슬라브 재가열온도는 약 1100℃, 열간압연 마무리 온도는 Ar3 온도 이상인 900~940℃, 이어, 30~50℃/sec의 냉각속도로 열연강판을 냉각한 후, 580~620℃에서 권취하였다. 후속하여, 염산을 이용하여 열연판 산세후 75~80%의 냉간압연율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다.
상기 냉간압연이 완료된 냉연강판들은 하기 표 2와 같은 소둔온도에서 소둔후 통상의 조건으로 냉각하였다. 이어, 용융아연도금강판의 제조를 위하여 상기 냉연강판을 통상 조건인 460℃ 내외 온도로 유지되고 있는 용융아연도금 pot에 침지하여 용융아연도금을 하였으며, 후속하여 하기 표 2와 같이, 합금화온도를 달리하면서 합금화처리를 하였다. 그리고 용융아연도금이 완료된 도금강판에 대해서는 하기 표 2와 같은 조건으로 조질압연율을 부여하여 최종 용융아연도금강판을 제조하였다.
상기 제조된 각각의 용융아연도금강판에 대하여 JIS규격을 이용하여 압연직각방향으로 인장시험을 실시하여 도금강판의 항복강도(YP), 인장강도(TS) 및 연신율(El.)을 측정하였으며, 그 결과를 하기 2에 나타내었다. 또한 동일한 규격에 대하여 2% pre-strain 후 170℃ 20분 소부(baking)시 Upper Yield Stress[U-BH]을 측정하여, 그 결과를 또한 하기 표 2에 나타내었다.
또한 상술한 본 발명의 관계식 3-4를 만족하는 지 여부를 확인하여, 만족하는 경우를 ○로, 만족하지 않는 경우를 ×로 기입하였다.
구분 강 조성성분(중량%) 관계식1 관계식2
C Si Mn P S S.Al Cr Mo Nb B N
발명강1 0.0027 0.012 0.577 0.03 0.0076 0.029 0.024 0.02 0.006 0.0009 0.0023 0.287 24.48
발명강2 0.002 0.014 0.816 0.0295 0.0058 0.0315 0.048 0.021 0.007 0.001 0.0018 0.452 29.67
발명강3 0.0022 0.013 0.796 0.0287 0.007 0.0348 0.054 0.02 0.007 0.001 0.002 0.411 31.17
발명강4 0.0019 0.009 0.782 0.0289 0.007 0.0372 0.056 0.016 0.0055 0.0009 0.0021 0.374 44.23
발명강5 0.0019 0.009 0.782 0.0289 0.007 0.0372 0.056 0.016 0.0055 0.0009 0.0021 0.374 44.23
발명강6 0.0023 0.011 0.804 0.0292 0.0072 0.0365 0.052 0.028 0.006 0.001 0.0022 0.337 37.21
비교강1 0.0019 0.06 0.658 0.0322 0.004 0.036 0.053 0.015 0.006 - 0.0016 0.407 5.58
비교강2 0.0013 0.06 0.557 0.0272 0.006 0.033 0.028 0.015 0.009 0.001 0.0018 0.893 4.73
비교강3 0.0013 0.06 0.65 0.0251 0.0084 0.035 0.02 - 0.009 0.003 0.002 0.893 5.52
비교강4 0.0015 0.014 0.827 0.0283 0.0053 0.029 0.054 0.018 0.008 0.001 0.0024 0.688 30.07
비교강5 0.0014 0.01 0.496 0.0276 0.0062 0.0327 0.048 0.013 0.006 0.0009 0.0017 0.553 25.25
비교강6 0.0017 0.014 0.827 0.0283 0.0053 0.029 0.054 0.018 0.008 0.001 0.0024 0.607 30.07
비교강7 0.0021 0.011 0.556 0.0274 0.0075 0.031 0.025 0.02 0.009 0.001 0.0022 0.553 25.73
비교강8 0.002 0.06 0.632 0.331 0.005 0.035 0.052 0.016 0.007 0.001 0.002 0.452 5.36
*표 1에서 잔여 성분은 Fe 및 불가피한 불순물임.
구분 제조 조건 관계식
4		 기계적 특성 관계식
3		 비고
SS(℃) GA(℃) SPM El(%) YP(MPa) TS(MPa) EL(%) U-BH
(MPa)
발명강1 778 500 1.6 ○ 232 369 39 42 ○ 발명예1
766 500 1.8 ○ 230 355 39 47 ○ 발명예2
785 528 1.6 × 224 348 40 39 ○ 비교예1
791 500 2.3 ○ 246 358 38 36 × 비교예2
804 500 2.4 ○ 248 360 37 36 × 비교예3
790 536 1.6 × 223 345 40 42 ○ 비교예4
발명강2 805 500 1.7 ○ 223 353 40 44 ○ 발명예3
803 532 1.6 × 237 358 39 45 ○ 비교예5
800 504 2.2 ○ 247 358 37 36 × 비교예6
805 504 2.4 ○ 249 362 38 35 × 비교예7
발명강3 806 498 1.6 ○ 227 361 39 54 ○ 발명예4
발명강4 805 499 1.6 ○ 226 352 40 52 ○ 발명예5
발명강5 796 498 2 ○ 238 355 40 49 ○ 발명예6
발명강6 799 499 1.8 ○ 235 359 39 56 ○ 발명예7
비교강1 777 552 1.6 × 236 356 40 53 ○ 비교예8
비교강2 770 532 1.58 × 226 359 40 34 × 비교예9
비교강3 800 533 1.59 × 221 353 40 37 ○ 비교예10
비교강4 800 499 1.8 ○ 234 365 40 36 ○ 비교예11
비교강5 770 531 1.61 × 211 347 40 27 × 비교예12
비교강6 767 500 2.0 ○ 244 368 38 34 × 비교예13
비교강7 812 500 1.6 ○ 212 339 40 35 × 비교예14
비교강8 785 529 1.6 × 240 359 40 41 ○ 비교예15
*표 2에서 SS는 연속소둔온도, GA는 합금화온도 그리고 SPM El.은 조질압연 연신율을 나타냄. 또한 관계식 3은 [TS] × [El.] × [Upper-BH] > 500,000 (MPa × %)을, 그리고 관계식 4는 Powdering = [-14.2 + 0.0362 × (GA) - 0.970 × (CGL SPM El.)] < 3 를 의미함.
상기 표 1-2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 원소 함량 범위, 공정조건 및 관계식 1-4를 만족하는 발명예 1-7은 모두 표면품질이 우수하면서 내파우더링 특성도 우수한 기본 인장물성이 확보되는 소부경화형 용융아연도금강판의 제조가 가능함을 제시하고 있다.
이에 반하여, 강 조성성분은 본 발명범위 내이나, 도금강판 제조공정 조건이 본 발명의 범위를 벗어난 비교예 1-7은 모두 내파우더링성 및 기계적 특성이 좋지않았다. 구체적으로, 비교예 1, 비교예 4 및 비교예 5는 관계식 4를 만족하지 않는 경우로서, 합금화 온도가 상대적으로 높아 합금화도금층에 취성적인 Γ상의 형성으로 내파우더링성이 열위하였다. 또한 비교예 2-3 및 비교예 6-7은 SPM 연신율이 2%이상으로 높을 경우 과도한 가동전위 형성으로 인한 경화로 인해 항복강도는 상승하였으나, 연신율은 감소하였고 충분한 BH상승이 발생하지 않아서 Upper-BH값이 열위하였다
또한 비교예 8, 비교예 9, 비교예 10 및 비교예 12는 높은 GA 온도로 인해 합금화도금층에서 취성적인 Γ상의 형성으로 기본적으로 내파우더링성이 발명예에 비해 열위하였다.
또한 비교예 9-14는 Nb/C 원자비가 높아서 관계식 1을 만족하지 못했고, 강중 고용 C의 부족으로 인해, U-BH 값이 열위하였으며, 비교예 9 및 비교예 13은 관계식 3도 만족하지 못하였다.
그리고 비교예 8 및 비교예 10은는 B, Mo가 본 발명의 성분 범위가 아니며, 비교예 8은 관계식 2의 [Mn], [Si] 식을 만족하지 못해서 표면품질이 좋지 못하였다.
아울러, 비교예 15는 도금강판 제조조건은 본 발명범위 내이나 강 조성성분에서 관계식 2를 만족하지 않는 강판을 이용한 경우로서, 소둔시에 Mn-Si복합산화물 형성에 의해 도금표면품질이 좋지 못하였다.
한편 도 1은 각각 상기 발명예 1과 비교예 4의 용융아연도금강판의 용융아연도금 후 합금화도금층의 BSE 이미지(×7000)와 EDS 성분 분석 결과를 나타낸 그림이다.
발명예 1과 비교예 4를 비교하면, 기본적인 조성은 동일하지만, GA 온도차이로 인해 합금화도금층에서 Fe함량이 차이난다. 합금화도금층의 중간 부분을 point EDS 분석한 pt 2, 3결과를 확인해보면, 발명예 1의 경우는 Fe함량이 13~14%수준이고, 비교예 4의 경우 Fe 함량이 19~20%수준이다. 통상적으로, Fe함량이 7~12%일 경우, FeZn7의 δ금속간화합물이 형성되고, Fe함량이 17~20%일 경우, Fe5Zn21의 Γ금속간화합물이 형성된다. δ보다 Γ의 경도가 높아서 합금화도금층에서 Γ상이 두꺼워질수록 내파우더링성이 열위하여 도금박리가 증가된다. 즉, 비교예 4의 경우, 발명예 1에 비해 합금화도금층의 Γ상이 두껍게 형성됨으로 인해 내파우더링성이 열위한 것을 알 수 있다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (3)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.0001~0.005%, 망간(Mn): 0.1~1.2%, 실리콘(Si): 0.02%이하(0% 제외), 인(P): 0.01~0.04%, 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0005~0.0035%, 크롬(Cr): 0.01~0.1%, 몰리브덴(Mo): 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-2를 만족하며, 그 미세조직이 페라이트 단상이며, 하기 관계식 3을 만족하는 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판.
    [관계식 1]
    [Nb]/((93/12)×[C]) < 0.55
    [관계식 2]
    [Mn]/((55/28)×[Si]) > 10
    [관계식 3]
    [TS] × [El.] × [Upper-BH] > 500,000 (MPa × %)
    단, [Upper-BH]는: 2% pre-strain 후 170℃ 20분 소부(baking)시 Upper Yield Stress.
  2. 중량%로, 탄소(C): 0.0001~0.005%, 망간(Mn): 0.1~1.2%, 실리콘(Si): 0.02%이하(0% 제외), 인(P): 0.01~0.04%, 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.015%, 보론(B): 0.0005~0.0035%, 크롬(Cr): 0.01~0.1%, 몰리브덴(Mo): 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-2를 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 900~1100℃ 범위의 온도로 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 500~700℃ 범위의 온도까지 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 냉각한 후, 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 70~90%의 압하율로 냉간압연한 후, 740~850℃의 온도범위에서 연속 소둔하는 단계;
    상기 연속 소둔된 냉연 강판을 용융 아연계 도금욕에 침지한 후, 450~540℃ 온도범위에서 합금화함으로써 용융아연계 도금강판을 제조하는 단계; 및
    상기 제조된 용융아연도금강판을 0.5~2.0%의 압하율의 범위에서 조질압연을 실시하는 단계;를 포함하고, 하기 관계식 4를 만족하는 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    [Nb]/((93/12)×[C]) < 0.55
    [관계식 2]
    [Mn]/((55/28)×[Si]) > 10
    [관계식 4]
    Powdering = [-14.2 + 0.0362 × (GA) - 0.970 × (CGL SPM El.)] < 3
    단, (GA)는 용융아연도금 합금화 온도, (CGL SPM El.)는 연속용융아연도금라인 조질압연 연신율임.
  3. 제 2항에 있어서, 상기 조질압연된 용융아연도금강판은 하기 관계식 3을 만족하는 것을 특징으로 하는 내파우더링성이 우수한 소부경화형 합금화 용융아연도금강판의 제조방법..
    [관계식 3]
    [TS] × [El.] × [Upper-BH] > 500,000 (MPa × %)
    단, [Upper-BH]는: 2% pre-strain 후 170℃ 20분 소부(baking)시 Upper Yield Stress.
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