KR20050085910A - 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그제조 방법 - Google Patents
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Abstract
우수한 가공성과 고강도를 동시에 달성할 수 있는 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 하고, 질량%로, C: 0.05 내지 0.15%, Si: 0.3 내지 2.0%, Mn: 1.0 내지 2.8%, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.005 내지 0.5%, N: 0.0060% 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 %C, %Si, %Mn를 각각 C, Si, Mn 함유량으로 하였을 때에 (%Mn)/(%C)≥12 그리고 (%Si)/(%C)≥4를 만족하는 고강도 강판 상에 Al: 0.05 내지 O.5 질량%, Fe: 5 내지 15 질량%를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어진 합금화 용융 아연 도금층을 가지고, 인장 강도F(MPa)와 신장률L(%)의 관계가 L≥52-0.035×F를 만족하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
Description
본 발명은 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 우수한 가공성을 가지고, 여러 가지 용도, 예를 들면 건재용이나 자동차용 강판으로서 적용할 수 있는 도금 강판에 관한 것이다.
내식성이 양호한 도금 강판으로서 합금화 용융 아연 도금 강판이 있다.
이 합금화 용융 아연 도금 강판은 통상적으로 강판을 탈지(脫脂)한 후, 무산화로에서 예열하고, 표면의 청정화 및 재질 확보를 위하여 환원로에서 환원 소둔(燒鈍)을 실시하고, 용융 아연 욕에 침지하여, 부착량 제어한 후 합금화를 실시함으로써 제조된다. 그 특징으로서 내식성 및 도금 밀착성 등이 우수하기 때문에, 자동차, 건재 용도 등을 중심으로 넓게 사용되고 있다.
특히 근년 자동차 분야에 있어서는 충돌시에 탑승자를 보호하는 기능의 확보와 함께 연비 향상을 목적으로 한 경량화를 양립시키기 위하여, 도금 강판의 고강도화를 필요로 하고 있다.
가공성을 악화시키지 않고 강판을 고강도화하기 위하여는, Si나 Mn, P과 같은 원소를 첨가하는 것이 유효하지만, 이 원소들의 첨가는 합금화를 지연시키기 때문에, 연강에 비하여 고온 장시간의 합금화를 필요로 한다. 이 고온 장시간의 합금화는 강판 중에 잔존하고 있던 오스테나이트를 펄라이트로 변태시키고, 가공성을 저하시키기 때문에, 결과적으로 첨가 원소의 효과를 상쇄하게 된다. Si 첨가 고강도 강판의 합금화에 관해서는 일본 특허 공개 공보 평5-279829호에 있어서, 연속 용융 아연 도금 라인에서도 실현 가능한 제조 방법이 개시되어 있지만, 그 제조 조건의 범위가 극히 넓게 기술되어 있어, 실제 생산에 있어서의 유용성이 부족하다. 또한, 일본 특허 공개 공보 평11-131145호에 개시되어 있는 제조 방법은 잔류 오스테나이트를 생성시키기 위하여 도금 후 저온 유지를 실시하고 있지만, 이는 설비의 증대를 초래하기 때문에 생산성을 악화시킨다.
[발명의 개시]
이에, 본 발명은 상기 문제점을 해결하고, 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판과, 새로운 설비를 설치하지 않고 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 방법을 제안하는 것이다.
본 발명자들은 고강도 강판의 도금 처리에 대하여 예의 연구를 거듭한 결과, C, Si, Mn가 일정량 이상 첨가된 강을 열처리 조건 및 도금 조건을 최적화한 연속 용융 아연 도금 설비로 도금 처리함으로써, 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있는 것을 밝혀내었다.
즉, 본 발명의 요지로 하는 바는 이하와 같다.
(1) 질량%로,
C: 0.05 내지 0.15%,
Si: 0.3 내지 2.0%
Mn: 1.0 내지 2.8%,
P: 0.03% 이하,
S: 0.02% 이하,
Al: 0.005 내지 0.5%,
N: 0.0060% 이하를 함유하고,
잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 %C, %Si, %Mn를 각각 C, Si, Mn 함유량으로 하였을 때에 (%Mn)/(%C)≥12, 그리고 (%Si)/(%C)≥4를 만족하는 고강도 강판의 표면 상에 Al: 0.05 내지 0.5 질량%, Fe: 5 내지 15 질량%를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어진 합금화 용융 아연 도금층을 가지는 강판에 있어서, 인장 강도 F(MPa)와 신장률 L(%)의 관계가 L≥52-0.035×F를 만족하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
(2) (1)에 기재된 화학 성분으로 이루어진 조성의 슬라브를 Ar3점 이상의 온도에서 마무리 압연을 실시하고, 50 내지 85%의 냉간 압연을 실시한 후, 연속 용융 아연 도금 설비로 700℃ 이상 850℃ 이하의 페라이트, 오스테나이트의 2상 공존 온도역에서 소둔하고, 그 최고 도달 온도로부터 650℃까지를 평균 냉각 속도 0.5 내지 10℃/초로, 이어서 650℃로부터 500℃까지를 평균 냉각 속도 3℃/초 이상으로 냉각하고, 500℃로부터 도금 욕까지를 30초 이상 240초 이하로 유지한 후, 용융 아연 도금 처리를 실시함으로써, 상기 냉연 강판의 표면 상에 용융 아연 도금층을 형성하고, 그 다음으로 상기 용융 아연 도금층이 형성된 상기 강판에 대하여 합금화 처리를 실시함으로써, 상기 강판의 표면 상에 합금화 용융 아연 도금층을 형성하는 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서,
상기 용융 아연 도금 처리를 욕 중 유효 Al 농도: 0.07 내지 0.105 질량%, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어진 성분 조성의 용융 아연 도금 욕 중에서 실시하고, 그리고 상기 합금화 처리를,
225+2500×[Al%]≤T≤295+2500×[Al%],
단, [Al%]: 아연 도금 욕 중의 욕 중 유효 Al 농도(질량%),를 만족하는 온도 T(℃)에 있어서 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(3) (2)에 기재된 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서, 욕 중 유효 Al 농도를
[Al%]≤0.103-0.008×[Si%],
단, [Si%]: 강판 중의 Si 함유량(질량%),을 만족하는 욕 중 유효 Al 농도(질량%)에 있어서 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(4) (2) 내지 (3)의 어느 한 항에 기재된 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서, 용융 도금 후 400℃ 이하의 온도에 냉각되기까지의 시간을 10초 이상 100초 이하로 하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(5) (2) 내지 (4)의 어느 한 항에 기재된 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서, 용융 아연 도금 욕의 온도를 460℃ 미만으로 하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(6) (2) 내지 (5)의 어느 한 항에 기재된 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서, 소둔 후 450℃ 이하까지 냉각한 후, 450℃를 넘는 온도까지 재가열을 실시하여 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[발명을 실시하기 위한 최선의 형태]
이하에 본 발명을 상세하게 설명한다.
우선, C, Si, Mn, P, S, Al, N의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다.
C는 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트에 의한 조직 강화로 강판을 고강도화하고자 하는 경우에 필수 원소이다. C의 함유량을 0.05% 이상으로 하는 이유는 C가 0.05% 미만인 경우에는 미스트나 분류수(噴流水)를 냉각 매체로 하여 소둔 온도로부터 급속 냉각하는 것이 곤란한 용융 아연 도금 라인에 있어서 시멘타이트나 펄라이트가 생성되기 쉽고, 필요로 하는 인장 강도의 확보가 곤란하기 때문이다. 한편, C의 함유량을 0.15% 이하로 하는 이유는 C가 0.15%를 넘으면, 스포트 용접으로 건전한 용접부를 형성하는 것이 곤란해짐과 동시에 C의 편석이 현저해져 가공성이 열화되기 때문이다.
Si는 강판의 가공성, 특히 신장률을 크게 저해하지 않고 강도를 높여주는 원소로서 0.3 내지 2.0% 첨가하고, 또한 C 함유량의 4배 이상의 질량%로 한다. Si의 함유량을 0.3% 이상으로 하는 이유는 Si가 0.3% 미만에서는 필요로 하는 인장 강도의 확보가 곤란하기 때문이고, Si의 함유량을 2.0% 이하로 하는 이유는 Si가 2.0%를 넘으면 강도를 높여주는 효과가 포화되는 동시에 연성의 저하가 발생하기 때문이다. 또한 C 함유량의 4배 이상의 질량%로 함으로써, 도금 직후에 실시하는 합금화 처리를 위한 재가열로 펄라이트 및 베이나이트 변태의 진행을 현저하게 지체시키고, 실온까지 냉각 후에도 체적률로 3 내지 20%의 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 페라이트 중에 혼재하는 금속 조직으로 할 수 있다.
Mn은 C와 함께 오스테나이트의 자유 에너지를 낮추기 때문에, 도금 욕에 강대를 침지할 때까지의 사이에 오스테나이트를 안정화하기 위한 목적에서 1.0% 이상 첨가한다. 또한, C 함유량의 12배 이상의 질량%를 첨가함으로써, 도금 직후에 실시하는 합금화 처리를 위한 재가열로 펄라이트 및 베이나이트 변태의 진행을 현저하게 지체시키고, 실온까지 냉각 후에도 체적률로 3 내지 20%의 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 페라이트 중에 혼재하는 금속 조직으로 할 수 있다. 그러나, 첨가량이 과대하게 되면 슬라브에 분열이 생기기 쉽고, 또한 스포트 용접성도 열화하기 때문에, 2.8%를 상한으로 한다.
P는 일반적으로 불가피적 불순물로서 강에 포함되지만, 그 양이 0.03%를 넘으면 스포트 용접성의 열화가 현저한 데다가, 본 발명에서와 같이 인장 강도가 490 MPa를 넘는 고강도 강판에서는 인성(靭性)과 함께 냉간 압연성도 현저히 열화하기 때문에, 그 함유량은 0.03% 이하로 한다. S도 일반적으로 불가피적 불순물로서 강에 포함되지만, 그 양이 0.02%를 넘으면, 압연 방향으로 신장된 MnS의 존재가 현저해지고, 강판의 굽힘성에 악영향을 미치기 때문에, 그 함유량은 0.02% 이하로 한다.
Al은 강의 탈산 원소로서 또한 AlN에 의한 열연 소재의 세립화, 및 일련의 열처리 공정에 있어서의 결정립의 조대화를 억제하고 재질을 개선하기 위하여 0.005% 이상 첨가할 필요가 있다. 다만, 0.5%를 넘으면 고비용이 될 뿐만 아니라, 표면 성상을 열화시키기 때문에, 그 함유량은 0.5% 이하로 한다. N도 또한 일반적으로 불가피적 불순물로서 강에 포함되지만, 그 양이 0.006%를 넘으면, 신장률과 함께 취성(脆性)도 열화되기 때문에, 그 함유량은 0.006% 이하로 한다.
또한, 이들을 주성분으로 하는 강에 Nb, Ti, B, Mo, Cu, Sn, Zn, Zr, W, Cr, Ni, Co, Ca, 희토류 원소(Y를 포함한다), V, Ta, Hf, Pb, Mg, As, Sb, Bi를 합계 1% 이하 함유하더라도 본 발명의 효과를 저해하지 않고, 그 양에 따라서는 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다.
다음으로, 합금화 용융 아연 도금층에 대하여 설명한다.
본 발명에 있어서 합금화 용융 아연 도금층의 Al조성을 0.05 내지 0.5 질량%로 한정한 이유는 0.05 질량% 미만에서는 합금화 처리시에 있어서 Zn-Fe 합금화가 지나치게 진행되어, 지철 계면에 취성 합금층이 너무 발달하여 도금 밀착성이 열화하기 때문이고, 0.5 질량%를 넘으면 Fe-Al-Zn계 배리어층이 너무 두껍게 형성되어 합금화 처리시에 있어서 합금화가 진행되지 않기 때문에 목적으로 하는 철 함유량의 도금을 얻을 수 없기 때문이다.
또한, Fe 조성을 5 내지 15 질량%로 한정한 이유는 5 질량% 미만으로는 도금 표면에 연질의 Zn-Fe 합금이 형성되어 프레스 성형성을 열화시키기 때문이고, 15 질량%를 넘으면 지철 계면에 취성 합금층이 너무 발달하여 도금 밀착성이 열화하기 때문이다. 바람직하게는 7 내지 13 질량%이다.
본 발명 강판은 용융 아연 도금 욕 중 또는 아연 도금 중에 Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, 희토류 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유, 또는 서로 혼입되어 있더라도 본 발명의 효과를 저해하지 않고, 그 양에 따라서는 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다. 합금화 용융 아연 도금의 부착량에 대하여는 특별히 제약을 두지 않지만, 내식성의 관점에서 20g/m2 이상, 경제성의 관점에서 150g/m2 이하인 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서의 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이란 인장 강도 TS가 490Mpa 이상이고, 인장 강도 F(MPa)와 신장률 L(%)의 관계가 L≥52-0.035×F를 만족하는 성능을 가지는 강판이다.
신장률: L를 [52-0.035×F]% 이상으로 한정한 이유는 L가 [52-0.035×F]보다 낮은 경우, 디프 드로잉(deep drawing) 등의 심한 가공시에 파단되는 등 가공성이 충분하지 않기 때문이다.
다음으로, 제조 조건의 한정 이유에 대하여 설명한다.
그 목적은 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 3 내지 20% 포함한 금속 조직으로 하고, 고강도와 양호한 프레스 가공성을 양립시키는 것이다.
마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 체적률이 3% 미만의 경우에는 고강도가 되지 않는다. 한편, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 체적률이 20%를 넘으면, 고강도이기는 하지만, 강판의 가공성이 열화되어, 본 발명을 달성할 수 없다.
열간 압연에 사용되는 슬라브는 특별히 한정하는 것이 아니고, 연속 주조 슬라브나 박슬라브 캐스터 등으로 제조한 것이면 된다. 또한 주조 후 즉시 열간 압연을 실시하는 연속 주조 내지 직송 압연(CC 내지 DR)과 같은 프로세스에도 적합하다.
열간 압연의 마무리 온도는 강판의 프레스 성형성을 확보한다고 하는 관점에서 Ar3점 이상으로 할 필요가 있다. 열연 후의 냉각 조건이나 권취(卷取) 온도는 특별히 한정하지 않지만, 권취 온도는 코일 양단부에서의 재질 편차가 커지는 것을 피하고, 또한 스케일 두께의 증가로 인한 산세정의 열화를 피하기 위하여는 750℃ 이하로 하고, 또한 부분적으로 베이나이트나 마르텐사이트가 생성되면 냉간압연시에 가장자리 균열이 생기기 쉽고, 극단적인 경우에는 판이 파단하기도 하기 때문에, 550℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 냉간 압연은 통상의 조건으로 하면 되고, 페라이트가 가공 경화되기 쉽도록 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 미세하게 분산시키고, 가공성의 향상을 최대한으로 얻기 위한 목적에서 그 압연율은 50% 이상으로 한다. 한편, 85%를 넘는 압연율로 냉간 압연을 실시하는 것은 많은 냉연 부하가 필요하게 되기 때문에 현실적이지 않다.
라인 내 소둔 방식의 연속 용융 아연 도금 설비로 소둔할 때, 그 소둔 온도는 700℃ 이상 850℃ 이하의 페라이트, 오스테나이트 2상 공존역으로 한다. 소둔 온도가 700℃ 미만에서는 재결정이 충분하지 않고, 강판에 필요한 프레스 가공성을 구비할 수 없다. 850℃를 넘는 온도로 소둔하는 것은 강대 표면에 Si나 Mn의 산화물층의 성장이 현저하고, 도금 불량이 일어나기 쉬워지기 때문에 바람직하지 않다.
또한, 이어서 도금 욕에 침지하고 냉각하는 과정에서, 650℃까지를 완만 냉각하더라도 충분한 체적률의 페라이트가 성장하지 않고, 650℃로부터 도금 욕까지의 냉각 도상에서 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되고, 그 후 합금화 처리를 위한 재가열로 마르텐사이트가 템퍼링(tempering)되어 시멘타이트가 석출되기 때문에 고강도와 프레스 가공성이 좋은 것의 양립이 곤란해진다.
강대는 소둔 후, 이어서 도금 욕에 침지하는 과정에서 냉각되지만, 이 경우의 냉각 속도는 그 최고 도달 온도로부터 650℃까지를 평균 0.5 내지 10℃/초로, 계속하여 650℃로부터 500℃까지를 평균 냉각 속도 3℃/초로 냉각하고, 500℃로부터 도금 욕까지를 30초 이상 240초 이하 유지한 후, 도금 욕에 침지한다.
650℃까지를 평균 0.5 내지 10℃/초로 하는 것은 가공성을 개선하기 위하여 페라이트의 체적률을 증가시키는 동시에, 오스테나이트의 C 농도를 증가시킴으로써, 그 생성 자유 에너지를 낮추고, 마르텐사이트 변태의 개시는 온도를 도금 욕 온도 이하로 하는 것을 목적으로 한다. 650℃까지의 평균 냉각 속도를 0.5℃/초 미만으로 하기 위하여는 연속 용융 아연 도금 설비의 라인 길이를 길게 할 필요가 있고 고비용이 되기 때문에, 650℃까지의 평균 냉각 속도는 0.5℃/초 이상으로 한다.
650℃까지의 평균 냉각 속도를 0.5℃/초 미만으로 하기 위하여는, 최고 도달 온도를 낮추고, 오스테나이트의 체적률이 작은 온도로 소둔하는 것도 생각할 수 있지만, 그 경우에는 실제 조업에서 허용해야 할 온도 범위에 비하여 적절한 온도 범위가 좁고, 조금이라도 소둔 온도가 낮으면 오스테나이트가 형성되지 않아 목적을 달성할 수 없다.
한편, 650℃까지의 평균 냉각 속도를 10℃/초를 넘도록 하면, 페라이트의 체적률의 증가가 충분하지 않을 뿐만 아니라, 오스테나이트 중 C 농도의 증가도 적기 때문에, 강대가 도금 욕에 침지되기 전에 그 일부가 마르텐사이트 변태하고, 그 후 합금화 처리를 위한 가열로 마르텐사이트가 템퍼링되어 시멘타이트로서 석출되기 때문에 고강도와 양호한 가공성을 양립시키기가 곤란해진다.
650℃로부터 500℃까지의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상으로 하는 것은 그 냉각 도상에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 피하기 위한 것으로, 그 냉각 속도가 3℃/초 미만에서는 본 발명에서 규정하는 온도로 소둔하고, 또한 650℃까지 냉각하더라도 펄라이트의 생성을 피할 수 없다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 평균 냉각 속도 20℃/초를 넘도록 강대를 냉각하는 것은 드라이한 분위기에서는 곤란하다.
500℃로부터 도금 욕까지를 30초 이상 240초 이하로 유지하는 이유는 30초 미만에서는 오스테나이트 중에서의 C의 농화가 충분하지 않게 되어, 오스테나이트 중의 C 농도가 실온으로의 오스테나이트의 잔류를 가능하게 하는 수준까지 도달하지 않기 때문이고, 240초를 넘으면 베이나이트 변태가 너무 진행되어, 오스테나이트량이 적어지고, 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 생성할 수 없기 때문이다.
또한, 이 500℃로부터 도금 욕까지 유지하는 동안, 일단 450℃ 이하까지 냉각하고, 25초 이상 유지하면 오스테나이트 중에서의 C의 농화가 촉진되어 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금을 얻을 수 있다. 다만, 450℃ 이하로 도금 욕 중에 판을 침지시키면 도금 욕이 냉각되어 응고하기 때문에, 450℃를 넘는 온도까지 재가열을 실시한 후, 용융 아연 도금 처리를 실시할 필요가 있다.
본 발명에 따른 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조에 있어서, 사용하는 용융 아연 도금 욕은 Al 농도가 욕 중 유효 Al 농도 C로 0.07 내지 0.105 질량%로 조정한다. 여기서, 도금 욕 중의 유효 Al 농도란 욕 중 Al 농도로부터 욕 중 Fe 농도를 뺀 값이다.
유효 Al 농도를 0.07 내지 0.105 질량%로 한정하는 이유는 유효 Al 농도가 0.07%보다 낮은 경우에는, 도금 초기의 합금화 배리어가 되는 Fe-Al-Zn상의 형성이 충분하지 않고 도금 처리시에 도금 강판 계면에 취성의 Γ상이 두껍게 형성되기 때문에, 가공시의 도금 피막 밀착력이 떨어지는 합금화 용융 아연 도금 강판 밖에 얻을 수 없기 때문이다. 한편, 유효 Al 농도가 0.105%보다 높은 경우에는, 고온 장시간의 합금화가 필요하게 되고, 강 중에 잔존하고 있던 오스테나이트가 펄라이트로 변태하기 때문에, 고강도와 양호한 가공성을 양립시키는 것이 곤란해진다.
또한, 본 발명에 있어서 합금화 처리시의 합금화 온도를 225+2500×[Al%]≤T≤295+2500×[Al%]
단, [Al%]: 아연 도금 욕 중의 욕 중 유효 Al 농도(질량%)를 만족하는 온도 T(℃)에 있어서 실시한다.
합금화 온도 T를[225+2500×[Al%]]℃ 이상, [295+2500×[Al%]]℃ 이하로 한정한 이유는 합금화 온도 T가[225+2500×[Al%]]℃보다 낮으면 합금화가 진행하지 않거나, 또는 합금화의 진행이 충분하지 않아 합금화 처리가 이루어지지 않고, 도금 표층이 가공성이 떨어지는 상이나 상에 의하여 덮이기 때문이다. 또한, T가[295+2500×[Al%]]℃보다 높으면 합금화가 너무 진행하여 본 발명의 도금 중 Fe%를 넘고, 가공시에 도금 밀착력이 저하하는 경우가 많아지기 때문이다.
본 발명에 있어서 합금화 온도가 너무 높으면 강 중에 잔존하고 있던 오스테나이트가 펄라이트로 변태하고, 목적으로 하는 고강도와 양호한 가공성을 양립시킨 강판을 얻을 수 없다. 따라서, Si의 첨가량이 커져 합금화가 어려워질수록, 가공성을 향상시키기 위하여는 욕 중 유효 Al 농도를 저하시켜 합금화 온도를 낮추는 것이 유효하게 된다.
구체적으로는[Al%]≤0.103-0.008×[Si%]
단, [Si%]: 강판 중의 Si 함유량(질량%)을 만족하는 욕 중 유효 Al 농도(질량%)에 있어서 도금을 실시한다.
유효 Al 농도를[0.103-0.008×[Si%]]% 이하로 한정하는 이유는 유효 Al 농도가[0.103-0.008×[Si%]]%보다 높은 경우에는, 고온 장시간의 합금화가 필요하게 되고, 강 중에 잔존하고 있던 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여, 가공성이 열화되기 때문이다.
용융 도금 후 400℃ 이하의 온도에 냉각되기까지의 시간을 10초 이상 100초 이하로 한정하는 이유는 10초 미만으로는 오스테나이트 중로의 C의 농화가 충분하지 않게 되고, 오스테나이트 중의 C 농도가 실온으로의 오스테나이트의 잔류를 가능하게 하는 수준까지 도달하지 않기 때문이고, 100초를 넘으면, 베이나이트 변태가 너무 진행하여, 오스테나이트량이 적어지고, 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 생성할 수 없기 때문이다. 바람직하게는 10초 이상 80초 이하이다.
본 발명에 있어서 합금화로 가열 방식에 대하여는 특별히 한정하지 않으며, 본 발명의 온도를 확보할 수 있으면, 통상의 가스로에 의한 복사 가열이든 고주파 유도 가열이든 상관없다. 또한, 합금화 가열 후의 최고 도달 판 온도로부터 냉각하는 방법도 어떤 것이든 무방하고, 합금화 후, 에어 실(air seal) 등에 의하여, 열을 차단하면, 개방 방치하여도 충분하고, 보다 급속히 냉각하는 가스 쿨링 등이어도 문제없다.
용융 아연 도금 욕의 온도를 460℃ 미만으로 한정하는 이유는 460℃ 이상에서는 도금 초기의 합금화 배리어가 되는 Fe-Al-Zn상의 형성이 너무 진행하여 합금화 온도를 상승시키기 때문에, 특히 Si 첨가량이 많은 강 종으로 가공성을 저하시키는 원인이 되기 쉽기 때문이다. 욕온의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 아연의 융점이 419.47℃이기 때문에, 물리적으로 그 이상의 욕온으로 밖에 용융 도금할 수 없다.
이하, 실시예에 의하여 본 발명을 구체적으로 설명한다.
(실시예 1)
표 1에 나타내는 조성으로 이루어진 슬라브를 1150℃로 가열하고, 마무리 온도 910 내지 930℃에서 4.5mm의 열간 압연 강대로 하고, 580 내지 680℃에서 권취하였다.
산세정 후, 냉간 압연을 실시하여 1.6mm의 냉간 압연 강대로 한 후, 라인 내 소둔 방식의 연속 용융 아연 도금 설비를 사용하여 표 2에 나타내는 조건의 열처리와 도금을 실시하고, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하였다.
각 강판으로부터 JIS5호 시험편을 잘라내고, 상온으로의 인장 시험을 실시함으로써, 인장 강도(TS), 신장률(El)을 요구하였다. 인장 강도는 490Mpa 이상을 합격으로 하고, 신장률은[52-0.035×인장 강도]% 이상을 합격으로 하였다. 도금 피막의 부착량 및 Fe, Al 농도는 피막을 인히비터(inhibitor)가 함유되어 있는 염산으로 용해하고, ICP에 의하여 측정하였다. 도금 중의 Fe 농도는 5 내지 15%를 합격으로 하였다.
평가 결과는 표 2에 나타내는 바와 같다. 번호 1은 강 중의 C 함유량이 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 인장 강도가 부족하였다. 번호 2는 강 중의 Si 함유량이 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 인장 강도, 신장률 모두 불합격이었다. 번호 3은 강 중의 P 함유량이 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 신장률이 불합격이었다. 번호 7, 8, 17은 소둔시의 최고 도달 온도가 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 신장률이 불합격이었다. 번호 9는 강 중의 Mn 함유량이 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 인장 강도, 신장률 모두 불합격이었다. 번호 12, 29는 합금화 온도가 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 신장률이 불합격이었다. 번호 l5는 합금화 온도가 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 도금 중의 Fe%가 불합격이었다. 번호 20, 30은 최고 도달 온도로부터 650℃까지의 평균 냉속이 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 신장률이 불합격이었다. 번호 21은 500℃로부터 도금 욕까지의 유지 시간이 함유량이 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 신장률이 불합격이었다. 번호 26은 강 중의 Mn 함유량/C 함유량이 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 신장률이 불합격이었다. 번호 27은 강 중의 Si 함유량/C 함유량이 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 신장률이 불합격이었다. 번호 31은 650℃로부터 500℃까지의 평균 냉속이 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 신장률이 불합격이었다. 번호 32는 강 중의 Mn 함유량이 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 신장률이 불합격이었다. 번호 33은 강 중의 C 함유량이 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 신장률이 불합격이었다. 이들 이외의 본 발명품은 고강도로 가공성이 양호한 합금화 용융 아연 도금 강판이었다.
또한, 도금 욕 온도가 460℃ 미만으로는 강 중 Si 함유량에 관계없이 고강도로 가공성이 양호한 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조가 가능하였다. 한편, 470℃로는 번호 5의 저(低) Si 함유량의 경우나 번호 35의 고(高) Si 함유량으로 저Fe%의 경우는 제조 가능하지만, 번호 36의 고 Si 함유량으로 Fe%를 높이고자 하면, 합금화 온도를 높일 필요가 있어, 결과적으로 신장률이 불합격이 된다.
(실시예 2)
표 1의 H에 나타내는 조성으로 이루어진 슬라브를 1150℃로 가열하고, 마무리 온도 910 내지 930℃에서 4.5mm의 열간 압연 강대로 하고, 580 내지 680℃에서 권취하였다. 산세정 후, 냉간 압연을 실시하여 1.6mm의 냉간 압연 강대로 한 후, 라인 내 소둔 방식의 연속 용융 아연 도금 설비를 사용하여 표 3에 나타내는 조건의 열처리와 도금을 실시하고, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하였다. 인장 강도(TS), 신장률(El)은 각 강판으로부터 JIS5호 시험편을 잘라내고, 상온으로의 인장 시험을 실시함으로써 구하였다. 인장 강도는 490MPa 이상을 합격으로 하고, 신장률은[52-0.035×인장 강도]% 이상을 합격으로 하였다. 도금 피막의 부착량 및 Fe, Al 농도는 피막을 인히비터가 함유되어 있는 염산으로 용해하고, ICP에 의하여 측정하였다. 도금 중의 Fe 농도는 5 내지 15%를 합격으로 하였다.
도금 밀착성은 미리 압축측에 밀착 테이프(셀로판 테이프)를 붙인 시험편을 굽힘 각도가 60˚가 되도록 V자 형상으로 시험편을 구부리고, 다시 편 후에 밀착 테이프를 떼어내, 도금의 박리의 정도를 육안으로 관찰하여, 이하의 분류로 평가하고, △ 이상을 합격으로 하였다.
◎: 도금층의 박리 폭이 1mm 미만인 것
○: 도금층의 박리 폭이 1mm 이상 6mm 미만인 것
△: 도금층의 박리 폭이 6mm 이상 12mm 미만인 것
×: 도금층의 박리 폭이 12mm 이상인 것.
평가 결과는 표 3에 나타내는 바와 같다. 번호 4는 도금 욕 중의 유효 Al 농도가 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 도금 밀착성이 불합격이었다. 번호 7은 도금 욕 중의 유효 Al 농도가 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 신장률이 불합격이다. 번호 8은 도금 욕 중의 유효 Al 농도가 본 발명의 범위 외에 있기 때문에 도금 중의 Fe%가 불합격이었다. 이들 이외의 본 발명품은 고강도로 가공성이 양호한 합금화 용융 아연 도금 강판이었다.
이상 설명한 바와 같이, 본 발명은 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 가능하게 한 것이다.
Claims (6)
- 질량%로,C: 0.05 내지 0.15%,Si: 0.3 내지 2.0%,Mn: 1.0 내지 2.8%,P: 0.03% 이하,S: 0.02% 이하,Al: 0.005 내지 0.5%,N: 0.0060% 이하를 함유하고,잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 %C, %Si, %Mn를 각각 C, Si, Mn 함유량으로 하였을 때에 (%Mn)/(%C)≥12 그리고 (%Si)/(%C)≥4를 만족하는 고강도 강판의 표면 상에, Al: 0.05 내지 0.5 질량%, Fe: 5 내지 15 질량%를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루진 합금화 용융 아연 도금층을 가지는 강판에 있어서, 인장 강도 F(MPa)와 신장률 L(%)의 관계가 L≥52-0.035×F를 만족하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
- 제1항에 있어서,화학 성분으로 이루어진 조성의 슬라브를 Ar3점 이상의 온도에서 마무리 압연을 실시하고, 50 내지 85%의 냉간 압연을 실시한 후, 연속 용융 아연 도금 설비로 700℃ 이상 850℃ 이하의 페라이트, 오스테나이트의 2상 공존 온도역에서 소둔하고, 그 최고 도달 온도로부터 650℃까지를 평균 냉각 속도 0.5 내지 10℃/초로, 계속하여 650℃로부터 500℃까지를 평균 냉각 속도 3℃/초 이상으로 냉각하고, 500℃로부터 도금 욕까지를 30초 이상 240초 이하로 유지한 후, 용융 아연 도금 처리를 실시함으로써, 상기 냉연 강판의 표면 상에 용융 아연 도금층을 형성하고, 이어서, 상기 용융 아연 도금층이 형성된 상기 강판에 대하여 합금화 처리를 실시함으로써, 상기 강판의 표면 상에 합금화 용융 아연 도금층을 형성하는 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서,상기 용융 아연 도금 처리를 욕 중 유효 Al 농도: 0.07 내지 0.105wt%, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어진 성분 조성의 용융 아연 도금 욕 중에서 실시하고, 그리고 상기 합금화 처리를 225+2500×[Al%]≤T≤295+2500×[Al%],단,[Al%]: 아연 도금 욕 중의 욕 중 유효 Al 농도(질량%),를 만족하는 온도 T(℃)에 있어서 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
- 제2항에 있어서,고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서, 욕 중 유효 Al 농도를,[Al%]≤0.103-0.008×[Si%]단, [Si%]: 강판중의 Si 함유량(질량%)을 만족하는 욕 중 유효 Al 농도(질량%)에 있어서 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
- 제2항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서, 용융 도금 후 400℃ 이하의 온도에 냉각되기까지의 시간을 10초 이상 100초 이하로 하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
- 제2항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서, 용융 아연 도금 욕의 온도를 460℃ 미만으로 하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
- 제2항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서, 소둔 후 450℃ 이하까지 냉각한 후, 450℃를 넘는 온도까지 재가열을 실시하고 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
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| KR20057012092A KR100676935B1 (ko) | 2005-06-25 | 2002-12-26 | 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그제조 방법 |
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| KR101331328B1 (ko) * | 2010-05-24 | 2013-11-20 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연 강판 |
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| KR20170038119A (ko) * | 2007-03-14 | 2017-04-05 | 아르셀러미탈 프랑스 | 개선된 연성을 갖는 툴리스 열간 성형 또는 급냉용 강 |
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-
2002
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