KR101322135B1 - 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명의 일측면에 따르면 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 1㎛ 깊이까지 오스테나이트의 분율이 20체적% 이상인 미세조직을 갖는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공함으로써, 강판 표면의 산화물 형성을 억제하여 미도금 문제를 개선하고, 수소취성에 의한 지연파괴를 방지하여 표면품질 및 내지연파괴성을 향상시킬 수 있다.
Description
본 발명은 자동차, 가전 및 건자재용으로 사용되는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 일정 깊이까지 오스테나이트의 분율이 일정량 이상인 미세조직을 갖는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
용융아연도금강판은 내식성이 우수하여 자동차, 건축자재, 구조물 및 가전제품 등에 널리 사용되고 있다. 특히, 자동차 자체로 사용되는 경우, 충돌안정성 및 연비향상을 위해 최근 강판의 경량화를 추진하는 동시에 고강도화를 달성할 수 있는 기술에 대한 연구가 매우 중요시되고 있다.
그러나, 강도를 높일 경우 상대적으로 연성이 떨어지는 문제점이 발생하기 때문에, 고강도 및 고연성을 동시에 달성하기 위하여 소지강판에 Mn, Si 및/또는 Al을 첨가하여 강도 뿐만 아니라 연성도 향상시킨 DP(Ferrite and Martensite Phase)강, CP(Ferrite, Martensite and Precipitate Phase)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity)강 등의 고강도강에 대한 개발이 활발히 진행되고 있다.
그러나, 소지강판에 Mn, Si 및/또는 Al을 첨가할 경우 소둔과정에서 상기 성분들이 강판의 표면으로 확산 및 농화되고, 상기 농화된 성분들이 소둔로 중에 존재하는 산소와 반응하여 강판의 표면에 Mn, Si, Al 단독 또는 복합산화물을 형성함으로써, 용융아연도금시 아연의 젖음성을 방해하여 전체적 또는 국부적으로 미도금을 발생시켜 도금강판의 표면품질을 저하시키는 문제점이 있었다.
또한, 고강도강의 경우 사용환경에서 부식반응이 수반되고, 이로 인해 강중에 수소가 침입하여 수소취성에 의한 지연파괴가 발생하기 쉬운데, 이러한 지연파괴는 도금하지 않은 경우보다 아연도금된 경우가 더 심하게 발생한다. 따라서, 고강도의 용융아연도금강판의 경우 Mn, Si, Al의 표면 확산에 의한 산화물 형성으로 인한 미도금 문제와 함께, 수소취성에 의한 지연파괴의 문제가 매우 중요한 과제로 되고 있다.
본 발명은 강판 표면의 산화물 형성을 억제하여 미도금 문제를 개선하고, 수소취성에 의한 지연파괴를 방지할 수 있는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명은 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 1㎛ 깊이까지 오스테나이트의 분율이 20체적% 이상인 미세조직을 갖는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판을 제공한다.
이때, 상기 오스테나이트의 분율이 40체적% 이상인 미세조직을 갖는 것이 더욱 바람직하다.
또한, 상기 소지강판은 Si, Mn 및 Al로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 갖는 것이 바람직하다.
이때, 상기 소지강판은 중량%로, C가 0.05~0.3%, Si, Mn 및 Al로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상이 0.5~6.0%로 포함되는 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 소지강판은 Ti, Nb, Co, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상이 0.01~1.0%로 포함되는 것이 바람직하다.
또한, 상기 소지강판은 S, N, Ca, Mg, Sb, Sn, W, P 및 B로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상이 0.001~0.1%로 포함되는 것이 보다 바람직하다.
한편, 본 발명은 소지강판에 깁스자유에너지가 Fe 이상인 금속을 200~3000mg/㎡로 도금하는 제1도금단계; 상기 제1도금된 강판을 H2-N2 분위기에서 7℃/sec 이하의 승온속도로 가열하는 단계; 상기 가열된 강판을 유지하는 단계; 상기 유지된 강판을 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강판을 용융아연도금욕에 침지하는 제2도금단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.
이때, 상기 가열하는 단계는 750~900℃까지 3℃/sec 이하의 승온속도로 행하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 유지하는 단계는 30~90초 동안 행하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 용융아연도금욕의 온도는 440~480℃이고, 상기 용융아연도금욕에는 Al 0.16~0.25 중량%를 포함하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 냉각하는 단계는 상기 용융아연도금욕의 온도보다 10~50℃ 더 높은 온도까지 행하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 깁스자유에너지가 Fe 이상인 금속은 Ni, Fe, Co, Cu, Sn 및 Sb로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상인 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 일측면에 따르면, 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 일정 깊이까지 일정량 이상의 오스테나이트 분율을 확보함으로써, 상기 계면에 산화물이 형성되는 것을 억제하여 아연도금성을 향상시키고, 또한, 강내에 침투한 수소의 확산을 억제하여 내지연파괴성을 향상시킬 수 있다.
도 1의 (a)는 비교예에 따라 Ni 도금을 행하지 않은 아연도금강판의 단면의 미세조직 사진을 나타낸 것이고, (b)는 발명예에 따라 Ni 도금을 행한 아연도금강판의 단면의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 용융아연도금강판에 대해 상세히 설명한다.
본 발명의 일측면은 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 1㎛ 깊이까지 오스테나이트의 분율이 20체적% 이상인 미세조직을 갖는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판을 제공한다.
즉, 소지강판에 Mn, Si 또는 Al을 첨가함으로써 강도 및 연성을 동시에 향상시킬 수는 있으나, 아연도금을 행할 경우 소지강판과 도금층 계면에 산화물을 형성시키고, 강중에 수소가 확산되어 지연파괴를 일으키는 문제점이 있었기 때문에, 본 발명자들은 오스테나이트 상이 페라이트 상에 비해 원자가 조밀하여 Mn, Si 또는 Al 등의 고용원소의 확산이 어렵고, 수소의 침투도 용이하지 않음에 착안하여, 소지강판과 아연도금층의 계면 부근의 미세조직이 오스테나이트를 일정량 이상 포함함으로써 상기의 문제점을 해결하기에 이른 것이다.
이러한 오스테나이트 상에 의한 산화물 형성 억제 및 수소취성 방지를 위해서는 소지강판과 아연도금층의 계면 부근에 오스테나이트를 분포시키는 것이 효과적이므로, 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 1㎛ 깊이까지 오스테나이트의 분율이 20체적% 이상인 미세조직을 갖는 것이 바람직하다. 만약, 상기 1㎛ 깊이까지 오스테나이트의 분율이 20체적%에 미달한다면 고용원소의 확산 및 수소의 침투를 억제하는 효과가 미미하므로, 오스테나이트의 분율이 20체적% 이상이 되는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 40체적% 이상인 경우 상기의 억제 효과가 극대화시켜 도금성 및 내지연파괴성을 더욱 향상시킬 수 있다.
또한, 상기 소지강판은 Si, Mn 및 Al로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 갖는 것이 바람직하다. 즉, 상기 산화물 형성 및 지연파괴가 문제되는 대상 강종이 Si, Mn 또는 Al을 포함하는 고강도강이기 때문에, 이는 상기 효과를 극대화할 수 있는 소지강판의 조성이라 할 수 있다.
이때, 상기 소지강판은 중량%로, C가 0.05~0.3%, Si, Mn 및 Al로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상이 0.5~6.0%로 포함되는 것이 보다 바람직하다. C가 0.05% 미만으로 첨가된 강판은 내지연파괴성이 문제되지 않고, 0.3%를 초과한 강판은 실용성이 떨어지므로, C가 0.05~0.3%로 첨가된 강판이 상기 수소취성 방지의 효과를 극대화시키기에 적합할 수 있다. 또한, Si, Mn 또는 Al이 0.5% 미만으로 첨가된 강판은 강판 표면에 형성되는 산화물의 양이 미미하고, 6.0%를 초과한 강판은 실용성이 떨어지므로, Si, Mn 또는 Al이 0.5~6.0%로 첨가된 강판이 상기 산화물 형성 억제 효과를 극대화시키기에 적합할 수 있다.
또한, 상기 소지강판은 Ti, Nb, Co, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상이 0.01~1.0%로 포함되는 것이 바람직하다. 또한, 상기 소지강판은 S, N, Ca, Mg, Sb, Sn, W, P 및 B로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상이 0.001~0.1%로 포함되는 것이 보다 바람직하다.
이하, 본 발명의 용융아연도금강판의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.
본 발명의 또다른 일측면은 소지강판에 깁스자유에너지가 Fe 이상인 금속을 200~3000mg/㎡로 도금하는 제1도금단계; 상기 제1도금된 강판을 H2-N2 분위기에서 7℃/sec 이하의 승온속도로 가열하는 단계; 상기 가열된 강판을 유지하는 단계; 상기 유지된 강판을 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강판을 용융아연도금욕에 침지하는 제2도금단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.
상기 제1도금단계에서 Ni과 같이 깁스자유에너지가 Fe 이상인 금속을 도금하는 것은 Fe보다 산화성이 크지 않은 성분을 이용하여 표면 산화물의 형성을 억제하기 위한 것으로, Ni, Fe, Co, Cu, Sn 및 Sb로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 소둔시 제1도금 금속과 소지철이 반응하여 Fe-Ni와 같이 상온에서 오스테나이트 상을 나타내는 새로운 합금상을 형성하는데, 이러한 합금상은 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 일정 깊이까지 형성되므로, 도금성 및 내지연파괴성이 우수하도록 이를 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 1㎛ 깊이까지 충분히 형성시켜 상기 깊이까지 오스테나이트의 분율이 20체적% 이상인 미세조직을 얻기 위해서는, 제1도금량을 200~3000mg/㎡으로 하는 것이 바람직한데, 만약 제1도금량이 200mg/㎡ 미만이면 상기 합금상의 면적분율이 낮아 상기 깊이까지 오스테나이트의 분율이 20체적%에 미달하게 되어 도금성 및 내지연파괴성을 확보하기 어렵고, 또한 경제성 및 효과의 포화를 고려하여 상기 제1도금량의 상한은 3000mg/㎡로 한정한다.
상기 깁스자유에너지가 Fe 이상인 금속을 도금하는 방법은 특별히 한정할 필요는 없지만, 경제성을 고려하여 전기도금이 가장 유효하다. 상기 도금의 일례로, Ni을 200~3000mg/㎡으로 도금하기 위한 전기도금조건을 일례로 들면 염산욕, 황산욕, 불화욕, 시안욕 등 다양한 방법으로 제조가 가능하고, 황산욕의 경우 Ni 이온 10~60g/L, SO4 이온 30~120g/L를 전류밀도 10~60A/dm2, 온도 40~60℃, PH 3~6의 조건으로 전기도금하여 200~3000mg/㎡의 도금량에 해당하는 Ni 도금을 행할 수 있다.
또한, 상기의 미세조직을 얻기 위해서는 상기 제1도금단계 후에 행해지는 소둔단계에서 승온속도를 적절히 제어하는 것이 매우 중요한데, 이는 상기 합금상의 형성에 있어서 승온속도가 결정적인 역할을 하기 때문이다. 먼저, 소둔시 고용원소의 확산에 의한 산화물 형성을 억제하기 위해서 H2-N2의 환원분위기에서 소둔하는 것이 바람직하고, 승온속도는 7℃/sec 이하로 제어하여야 한다. 만약, 상기 승온속도가 7℃/sec를 초과하면 Ni가 Fe 중에 고용되어 오스테나이트가 아니라 페라이트가 주로 형성되어 상기 깊에서 오스테나이트의 분율이 20체적%에 미달하게 된다.
이때, 상기 가열하는 단계는 750~900℃까지 5℃/sec 이하의 승온속도로 행하는 것이 바람직하다. 소둔시 가열온도가 900℃를 초과하면 고용원소의 확산속도가 너무 빨라져 산화물 형성 억제가 용이하지 않고, 상기 가열온도가 750℃ 미만이면 소둔이 충분히 이루어지지 않아 재질 특성을 우수하게 확보하기 어려울 수 있다. 또한, 상기 승온속도를 5℃/sec 이하로 더욱 낮게 제어하여 오스테나이트의 분율을 더 높임으로써 상기 효과를 극대화시킬 수 있다.
또한, 상기 유지하는 단계는 30~90초 동안 행하는 것이 바람직하다. 만약, 상기 유지시간이 90초를 초과할 경우 Ni가 소지철 깊이까지 확산되어 Ni가 소지철 내에 고용됨으로써 페라이트 상이 형성될 수 있고, 상기 유지시간이 30초 미만이면 소둔이 충분히 이루어지지 않아 우수한 재질을 얻기 어려울 수도 있다.
또한, 상기 용융아연도금욕의 온도는 440~480℃이고, 상기 용융아연도금욕에는 Al 0.16~0.25 중량%를 포함하는 것이 바람직하다. 먼저, 상기 도금욕 온도를 440℃ 이상으로 제어하여 도금욕의 적절한 점도를 유지함으로써 롤의 구동성을 좋게 할 수 있고, 상기 도금욕 온도를 480℃ 이하로 제어함으로써 아연증발량을 적절히 억제하여 설비 오염 등을 방지할 수 있는 것이다. 또한, Al을 0.16% 이상으로 제어하여 계면에 Fe-Zn 합금상이 형성되는 것을 억제하여 가공시 도금층이 취약해지는 문제를 방지할 수 있고, Al을 0.25% 이하로 제어함으로써 용접성을 확보할 수 있다.
또한, 상기 냉각하는 단계는 상기 용융아연도금욕의 도금욕 온도보다 10~50℃ 더 높은 온도까지 행하는 것이 바람직하다. 이는 강판이 상기 소둔 및 냉각단계를 거친 후 도금욕에 침지되게 되고, 이때 상기 도금욕에 포함되어 있는 Al이 소지철과 반응하여 Fe-Al 합금층을 형성하는데, 이러한 Fe-Al 합금층은 소지강판과 도금층의 밀착성을 갖게 하여 도금박리를 방지하는 역할을 한다. 만약, 상기 냉각온도가 도금욕 온도보다 10℃ 미만으로 높거나 도금욕 온도보다 낮은 경우 Fe-Al 합금층이 충분히 균일하게 형성되지 못하여 도금밀착성이 좋지 못한 문제가 생기고, 상기 냉각온도가 도금욕 온도보다 50℃를 초과하여 높으면 소지철이 도금욕 중에 지나치게 많이 용해되어 드로스(Dross)라 불리는 Fe-Zn 화합물을 만들어 도금강판의 품질을 저하시키게 된다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명하지만, 이는 본 발명의 보다 완전한 이해를 위한 것이고, 하기 개별실시예에 의해 본 발명의 권리범위가 제한되는 것은 아니다.
(실시예)
먼저, 표 1에 나타난 조성(중량%)을 가진 강에 대하여 도금량을 달리하여 Ni 도금을 실시하였고, 상기 Ni 도금이 행해진 강판을 5% H2-N2 분위기에서 승온속도를 달리하여 가열하였고, 이를 60초 동안 유지한 뒤 냉각온도를 달리하여 냉각한 후, 상기 냉각된 온도로 강판을 인입하여 용융아연도금을 실시함으로써 용융아연도금강판을 제조하였고, 상기 제조조건은 표 2에 나타내었다.
| 강종(중량%) | C | Mn | Si | Sol-Al | Ti+Nb | Co | Cr | Ni | Mo | V | P | B | Sb | Sn |
| A | 0.08 | 0.5 | 0.5 | 0.03 | - | - | - | - | - | - | 0.02 | - | - | - |
| B | 0.1 | 1.7 | 1.0 | 0.03 | - | - | - | - | - | - | 0.02 | - | - | - |
| C | 0.1 | 2.5 | 1.5 | 1.0 | 0.03 | - | 0.5 | - | - | - | - | 0.002 | - | - |
| D | 0.15 | 3.0 | 1.5 | 0.03 | 0.03 | 0.2 | - | 0.2 | 0.05 | 0.01 | - | - | 0.02 | 0.1 |
| 구분 | 강종 | Ni 도금량 (g/㎡) |
가열온도 (℃) |
승온속도 (℃/sec) |
냉각온도 (℃) |
도금욕 온도 (℃) |
도금욕 중 유효 Al 농도 (중량%) |
| 발명예 1 | A | 0.25 | 760 | 6 | 460 | 450 | 0.2 |
| 발명예 2 | B | 0.5 | 760 | 6 | 470 | 450 | 0.2 |
| 발명예 3 | B | 0.5 | 780 | 3 | 470 | 450 | 0.2 |
| 발명예 4 | C | 1.0 | 800 | 3 | 470 | 450 | 0.2 |
| 발명예 5 | D | 1.0 | 800 | 3 | 470 | 450 | 0.24 |
| 발명예 6 | A | 1.0 | 800 | 3 | 500 | 450 | 0.18 |
| 발명예 7 | B | 1.0 | 800 | 3 | 500 | 450 | 0.18 |
| 발명예 8 | B | 1.0 | 800 | 3 | 500 | 460 | 0.22 |
| 발명예 9 | B | 2.0 | 800 | 3 | 480 | 450 | 0.2 |
| 발명예 10 | D | 3.0 | 850 | 3 | 500 | 480 | 0.2 |
| 발명예 11 | D | 1.0 | 800 | 5 | 450 | 450 | 0.2 |
| 비교예 1 | A | 0 | 780 | 5 | 480 | 450 | 0.2 |
| 비교예 2 | B | 0 | 800 | 3 | 480 | 450 | 0.2 |
| 비교예 3 | B | 0.1 | 780 | 3 | 480 | 450 | 0.2 |
| 비교예 4 | B | 0.5 | 800 | 10 | 460 | 450 | 0.2 |
상기 제조된 용융아연도금강판에 대한 평가를 위해, 먼저 육안으로 강판의 표면을 살펴보아 미도금의 존재 유무 및 정도에 따라 표면품질을 판정하였고, 또한 180°로 굴곡하는 소위 0-T Bending을 실시한 후 투명 비닐테이프를 도금층에 밀착하여 부착시킨 후 떼어내어 테이프에 도금층이 묻어나오는지 여부에 따라 도금밀착성을 판정하였으며, 또한 도금강판을 직경 33mm 펀치(Punch), 60mm 블랭크(Blank)로 컵(Cup) 가공하여 5% 식염수 중에서 일주일간 침적 후 지연파괴성을 판정하였다. 또한, 소지강판의 표층부, 즉 소지강판과 도금층 계면으로부터 1㎛ 깊이까지의 상을 분석하기 위해 도금강판의 단면을 경면 연마한 후 EBSD(Electron Back Scattered Diffraction)를 사용하여 분석하였고, 그 결과는 표 3에 나타내었다.
| 구분 | 소지강판과 아연도금층 계면으로부터 1㎛ 깊이까지의 오스테나이트 상 분율(체적%) | 표면품질 | 도금밀착성 | 내지연파괴성 |
| 발명예 1 | 23 | ○ | ○ | ○ |
| 발명예 2 | 25 | ○ | ◎ | ○ |
| 발명예 3 | 41 | ◎ | ◎ | ○ |
| 발명예 4 | 44 | ◎ | ◎ | ○ |
| 발명예 5 | 47 | ◎ | ◎ | ○ |
| 발명예 6 | 48 | ◎ | ◎ | ○ |
| 발명예 7 | 49 | ◎ | ◎ | ○ |
| 발명예 8 | 48 | ◎ | ◎ | ○ |
| 발명예 9 | 55 | ◎ | ◎ | ○ |
| 발명예 10 | 72 | ◎ | ◎ | ○ |
| 발명예 11 | 44 | ◎ | △ | ○ |
| 비교예 1 | 0.3 | X | △ | X |
| 비교예 2 | 3.5 | X | X | X |
| 비교예 3 | 6.5 | X | △ | X |
| 비교예 4 | 12 | △ | ○ | X |
※ 표면품질: ◎(미도금 없음), ○(1mm 이하 미도금만 있음), X(1~5mm 미도금 있음)
※ 도금밀착성: ◎(극히 우수), ○(우수), △(불량), X(극히 불량)
※ 내지연파괴성: ○(파괴없음), X(파괴있음)
발명예 1 및 2는 승온속도가 6℃/sec로서, 본 발명의 조건인 7℃/sec 이하에 해당하는 실시조건을 가지므로, 오스테나이트의 상 분율이 20체적% 이상이 되어 표면품질 및 내지연파괴성이 모두 우수하게 나타났고, 냉각온도(인입온도)도 도금욕 온도보다 10~50℃ 더 크므로 도금밀착성도 우수하게 나타났다.
발명예 3 내지 10은 승온속도가 3℃/sec로서, 본 발명의 보다 바람직한 조건은 5℃/sec 이하에 해당하는 실시조건을 가지므로, 오스테나이트의 상 분율이 40체적% 이상이 되어 표면품질 및 내지연파괴성이 극히 우수하게 나타났고, 냉각온도(인입온도)도 도금욕 온도보다 10~50℃ 더 크므로 도금밀착성도 우수하게 나타났다.
발명예 11도 승온속도가 5℃/sec로서, 본 발명의 보다 바람직한 조건인 5℃/sec 이하에 해당하는 실시조건을 가지므로, 오스테나이트의 상 분율이 40체적% 이상이 되어 표면품질 및 내지연파괴성이 극히 우수함을 알 수 있다.
그러나, 비교예 1 및 2는 Ni 도금이 되지 않아 상기 깊이까지 오스테나이트의 상 분율이 매우 낮게 나타나 미도금이 많고, 지연파괴도 관찰되었으며, 이에 따라 도금밀착성도 좋지 못하였다.
또한, 비교예 3은 Ni 도금은 되었으나 그 도금량이 0.1g/㎡로 미미하여 오스테나이트 상 확보에 한계가 있는 바, 역시 표면품질 및 내지연파괴성이 좋지 못함을 알 수 있다.
또한, 비교예 4는 Ni 도금은 0.5g/㎡로서 본 발명의 조건에 해당하였으나, Ni 도금 후 소둔시에 승온속도가 10℃/sec로서 너무 높아, Ni가 Fe에 상당량 고용되어 오스테나이트가 충분히 생성되지 않고 12체적%에 그쳤는 바, 역시 표면품질 및 내지연파괴성에 문제가 있었다.
도 1의 (a)는 Ni 도금을 행하지 않은 비교예에 따른 강판 단면의 미세조직 사진이고, (b)는 발명예에 따라 Ni 도금을 행한 강판 단면의 미세조직 사진을 나타낸 것이다. (a)의 경우 소지강판과 아연도금층의 계면 부근에 Fe-Ni 합금상이 존재하지 않으므로 오스테나이트 상 분율이 충분하지 않음을 알 수 있고, (b)의 경우 도금된 Ni이 소둔시 Fe와 반응하여 Fe-Ni 합금상이 충분히 형성되어 많은 양의 오스테나이트 상이 소지강판과 아연도금층의 계면에 존재함을 알 수 있다. 이러한 오스테나이트 상이 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 1㎛ 깊이까지 20체적% 이상으로 존재함에 따라 고용원소의 확산 및 수소의 침투를 억제하여 표면품질 및 내지연파괴성을 향상시킬 수 있는 것이다.
Claims (12)
- 중량%로, C가 0.05~0.3%, Si, Mn 및 Al로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상이 0.5~6.0%로 포함되고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판과 아연도금층의 계면으로부터 소지강판 방향으로 1㎛ 깊이까지 오스테나이트의 분율이 20체적% 이상인 미세조직을 갖는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판.
- 청구항 1에 있어서,
상기 오스테나이트의 분율이 40체적% 이상인 미세조직을 갖는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판.
- 삭제
- 삭제
- 청구항 1에 있어서,
상기 소지강판은 Ti, Nb, Co, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상이 0.01~1.0%로 포함되는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판.
- 청구항 5에 있어서,
상기 소지강판은 S, N, Ca, Mg, Sb, Sn, W, P 및 B로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상이 0.001~0.1%로 포함되는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판.
- 소지강판에 깁스자유에너지가 Fe 이상인 금속을 200~3000mg/㎡로 도금하는 제1도금단계; 상기 제1도금된 강판을 H2-N2 분위기에서 7℃/sec 이하의 승온속도로 가열하는 단계; 상기 가열된 강판을 일정 시간 유지하는 단계; 상기 유지된 강판을 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강판을 용융아연도금욕에 침지하는 제2도금단계
를 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
- 청구항 7에 있어서,
상기 가열하는 단계는 750~900℃까지 5℃/sec 이하의 승온속도로 행하는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
- 청구항 7에 있어서,
상기 유지하는 단계는 30~90초 동안 행하는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
- 청구항 7에 있어서,
상기 용융아연도금욕의 온도는 440~480℃이고, 상기 용융아연도금욕에는 Al 0.16~0.25 중량%를 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
- 청구항 10에 있어서,
상기 냉각하는 단계는 상기 용융아연도금욕의 온도보다 10~50℃ 더 높은 온도까지 행하는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
- 청구항 7 내지 11중 어느 한 항에 있어서,
상기 깁스자유에너지가 Fe 이상인 금속은 Ni, Fe, Co, Cu, Sn 및 Sb로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상인 것을 특징으로 하는 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
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| E902 | Notification of reason for refusal | ||
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