KR101473550B1

KR101473550B1 - 내가열 흑변성이 우수한 용융Al 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101473550B1
Application number: KR1020127033076A
Authority: KR
Inventors: 준 마키; 신이치 야마구치
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2010-06-21
Filing date: 2010-06-21
Publication date: 2014-12-16
Also published as: EP2584059A4; CN102971444B; JPWO2011161833A1; ES2535676T3; WO2011161833A1; KR20130030768A; US9464345B2; US20130095345A1; EP2584059A1; EP2584059B1; JP5218703B2; CN102971444A

Abstract

종래의 Al 도금 강판에 있어서는, Al 도금 상태에서는 550℃ 이상에서는 흑변화를 방지할 수는 없다. 그 때문에, 도금후 추가 어닐링에 의해 배리어층을 형성시켜서 Fe-Al 금속간 화합물의 생성을 억제하고 있다. 그러나, 이 방법에서는, 강판의 가공성이 나쁘고, 게다가 고온·장시간 가열이 필요하므로 가공성, 경제성 및 환경면에서 문제가 있었다. 본 발명은, Al 도금후 추가 어닐링을 하지 않고, 550℃ 이상의 고온에서도 내가열 흑변성을 갖고, 게다가 가공성이 우수한 강판을 제공한다. 즉, 소정의 성분의 C, Si, P, S, Al, N, O에, 또한 Ni:0.01 내지 0.1％ 또는　Cu:0.01 내지 0.1％의 한쪽 또는 양쪽을 함유하고, 10×C＋Ni＋Cu＞0.03을 만족한 강판의 표면에 Si:4 내지 11％를 포함하는 Al 도금층을 갖고, Al 도금층과 강판 계면에 두께 5㎛ 이하의 Al-Fe-Si 합금층을 갖는 용융Al 도금 강판이다.

Description

내가열 흑변성이 우수한 용융Al 도금 강판 및 그 제조 방법 {HOT-DIP AL-COATED STEEL SHEET WITH EXCELLENT THERMAL BLACKENING RESISTANCE AND PROCESS FOR PRODUCTION OF SAME}

본 발명은, 550℃ 정도의 고온으로 유지했을 때에도 도금층 표면이 흑색으로 변색되지 않고, 높은 열반사성을 유지하는 내가열 흑변성이 우수하고, 또한 가공성이 우수한 용융Al 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

강판에 Al-Si 합금 도금을 한 용융Al 도금 강판은 도금층에 Si가 첨가되어 있으므로, 고온에서도 은백색을 유지하여 열반사 특성이 우수하다. 이 때문에, 종래에 예를 들어 자동차용의 머플러 등의 여러가지의 내열 용도로 사용되고 있다. 그러나 이 용융Al 도금 강판도 450℃ 이상의 고온에 노출되면 Al과 Fe의 상호 확산이 발생하고, Al-Si 도금층이 Al-Fe-Si계 금속간 화합물층으로 변화되어 흑색으로 변색되고(이후, 특별히 기재가 없는 한, 이 현상을 합금화 또는 흑변화라고 부른다. 또한, 흑변화되기 쉬움을 흑변성이라고 부른다.), 광택을 상실하여 열반사성을 현저하게 손상시키는 것이 알려져 있다.

이 Al 도금의 합금화에는 강판 중의 고용 질소량이 깊이 관여하는 것이 알려져 있고, 고용 질소를 일정량 이상 함유하는 강판에 있어서는, 합금층과 강판의 계면에 AlN층이 생성되어 합금화 반응을 억제하는 것이, 예를 들어 철과 강 70(1984)S475 등에 기술되어 있다. 또한 고용 질소를 함유하는 강판을 도금 후 어닐링함으로써 이 AlN층은 성장하고, 또한 흑변화 온도가 상승하는 것도 알려져 있다.

이러한 지식에 기초하여, 합금화에 의한 흑변화를 억제하는 기술에 대해서도 지금까지 여러가지 검토가 행해지고 있다. 예를 들어 본 출원인들은 특허문헌 1에 있어서 C, Si, N, Al, O, Ti, Nb ,V, B량을 제한한 강에 용융Al 도금한 강판의 도금 후, 300 내지 500℃에서 2 내지 20시간의 어닐링을 실시함으로써 내가열 흑변성을 부여한 Al 도금 강판을 개시하고 있다.

특허문헌 2에서는, 림드강의 흑변화 온도가 520℃ 정도인 것에 비해, 킬드강은 320℃로 낮다는 점에서 킬드강의 강재 중의 고용 질소(N)에 착안해서 그 대응책을 제안하고 있다. 즉, 고용 질소를 확보하기 위해서 안정 질화물을 형성하는 Al, Ti를 제한한다. 그 때문에 탈산 조건 등이 영향을 받으므로 C, Si, Mn, sol-Al, N, O를 적정 범위가 되도록 규정한 용융Al 도금 강판용 주조편의 제조 방법의 예가 개시되어 있다.

특허문헌 3에서는, sol-N을 안정적으로 잔존시키는 성분계의 강재에 Mg을 어느 정도 포함한 알루미늄 도금을 행하고, 그 후 300 내지 500℃에서 2 내지 20시간의 어닐링 처리를 행함으로써 Fe-Al-Si-Mg 합금의 단사정을 강판과 도금층의 사이에 형성시키는 것, 또한 금속간 화합물과 강재의 사이에 AlN을 형성시킴으로써, 원소의 상호 확산에 의한 흑변화를 방지하는 것이 제안되어 있다.

특허문헌 4에는, 알루미늄 도금층에 Mn과 Cr를 복합 첨가하고, 도금 후 300 내지 500℃에서 0.5시간 이상의 어닐링 처리에 의해, 이들의 원소가 합금층과 도금층의 계면에 현저하게 농화되는 것을 발견하고, 이 층이 합금화 억제 효과를 발휘하는 것이 개시되어 있다. 그 때문에, 광택 유지 향상 효과를 발휘하는 것이 제안되어 있다.

일본 특허 출원 공개 평9-195021호 공보 일본 특허 출원 공개 소63-109110호 공보 일본 특허 출원 공개 제2000-290764호 공보 일본 특허 출원 공개 평8-311629호 공보

철과 강, vol.70(1984)S475

상기 특허문헌 2에 기재된 바와 같이 킬드강으로 성분을 한정해도 Al 도금 상태에서는 흑변화 온도는 림드강과 동등한 520℃ 정도이다. 이 때문에, 550℃ 이상의 고온 하에서 Fe-Al의 합금화 반응을 억제해서 흑변화를 방지할 수는 없다. 특허문헌 1, 특허문헌 3, 특허문헌 4에 기재된 기술은, Al 도금 처리한 후, 300 내지 500℃에서 2 내지 20시간의 어닐링 처리(Post Annealing, 도금후 추가 어닐링이라고도 한다)를 행함으로써, 광 반사성이 우수한 Al 또는 Al-Si 피막을 유지하고, 흑변화의 원인인 광 반사성이 뒤떨어지는 Fe-Al 금속간 화합물 피막의 생성을 억제할 수 있기 때문이다.

이것은 도금 후 추가 어닐링 함으로써, 모재가 되는 강재 중의 질소(N)와 도금층 중의 Al이 반응하여 도금 계면에 AlN층을 형성하고, 이것이 배리어층으로 되어, 강재 중 및 도금층 중의 원소의 상호 확산이 억제되기 때문이라고 생각된다.

그러나, 도금후 추가 어닐링(Post Annealing)은, 강판의 생산성을 크게 악화시키고, 제조 비용의 엄청난 상승을 초래할 뿐만 아니라, 에너지 절약이나 CO₂ 배출 억제라는 환경적 관점에서 문제가 있는 제조 방법이다.

또한, 도금후 추가 어닐링을 행하면, 가열 조건에 따라서는 모재인 강판과 알루미늄 도금층의 계면에는 단사정 Al-Fe-Si층이 형성된다. 이 단사정 Al-Fe-Si층은 도금층보다 단단하므로, 가공중에 균열이 발생하기 쉽다는 결점이 있었다.

이와 같이, 종래 기술에서는, 도금후 추가 어닐링에 의해 배리어층을 형성시켜서 Fe-Al 금속간 화합물의 생성을 억제하고 있지만, 가공성이 나쁘고, 게다가 고온·장시간 가열 때문에 생산성이 나쁘고, 제조 비용이 높아져, 가공성, 경제성의 면뿐만 아니라 환경 면에서 문제가 있다.

따라서, 본원은 이러한 문제를 해결하기 위해서, Al 도금후 추가 어닐링을 하지 않고 550℃이상의 고온, 또는 적어도 종래의 Al 도금 강판의 도금후 추가 어닐링 없는 내가열 흑변성을 갖고, 게다가 가공성이 우수한 강판을 제조하는 것을 과제로 한다.

또한, 현재 주류로 되어 있는 풀탈산 강종의 경우에는, 림드강보다도 고용 질소가 낮으므로, 내열성을 개선하기 위해서 도금 후에 추가 어닐링이 필요했다. 도 1에서 고용 질소와 내열 온도의 관계를 나타낸다. 고용 질소가 46ppm인 점은 림드강이다. 고용 질소가 46ppm 이하로 되면 추가 어닐링함으로써 내열성이 개선되는 것을 알 수 있다.

한편, 고용 질소가 46ppm 이상 포함하는 강재는 가공성이 나쁘고, 교축 가공한 경우에는 균열이 발생하는 빈도가 높아진다. 그 때문에, 복잡한 형상의 가공에는 적용할 수 없다.

따라서, 본 발명에 있어서는, 46ppm 이하의 저고용 질소강에 있어서, 추가 어닐링없이 흑변화를 방지할 수 있고, 가공성도 개선할 수 있는 제조 방법의 제안도 과제로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해서 예의 검토한 결과, 강재와 Al 도금층의 계면(이하 「도금 계면」이라고 한다)에 AlN층의 형성을 촉진시켰을 때, 질소(N)의 농화와 함께 탄소(C)가 농화되어 있는 것을 알 수 있었다. 오스테나이트 포머인 C의 존재가, 어떠한 기능을 갖고, N의 농화를 조장하고 있는 것으로 생각된다. 그 때문에, C 이외의 오스테나이트 포머인 Ni나 Cu를 첨가하고, N 농화 조장 효과를 조사한 결과, 이들 오스테나이트 포머 원소에 N 농화 조장 효과가 있는 것을 발견했다. 또한, 동시에 본 발명의 강판은 가공성도 만족하는 것을 발견해서 본 발명을 이루기에 이르렀다. 그 요지로 하는 점은 이하와 같다.

(1) 조성이 질량％로

C:0.0005 내지 0.01％,

Si:0.001 내지 0.05％,

P:0.002 내지 0.1％,

S:0.002 내지 0.1％,

Al:0.001 내지 0.01％,

N:0.0015 내지 0.0040％

O:0.03 내지 0.08％,

또한

Ni:0.01 내지 0.1％ 또는

Cu:0.01 내지 0.1％의 1종 또는 2종 이상을 함유하고,

10×C＋Ni＋Cu＞0.03

잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판의 표면에,

조성이 질량％로 Si:4 내지 11％, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Al 도금층을 갖고, Al 도금층과 강판 계면에 두께 5㎛ 이하의 Al-Fe-Si 합금층을 갖는 것을 특징으로 하는 내가열 흑변성이 우수한 용융Al 도금 강판.

(2) 상기 강판과 상기 Al-Fe-Si 합금층의 계면에 AlN이 존재하고, 상기 Al-Fe-Si 합금층은 육방정형 Al-Fe-Si 합금층이며, 당해 육방정형 Al-Fe-Si 합금층의 두께가 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 내가열 흑변성이 우수한 용융Al 도금 강판.

(3) 상기 알루미늄 도금층이 Knoop 경도로 90 내지 110인 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 내가열 흑변성이 우수한 용융Al 도금 강판.

(4) (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강 성분을 갖는 강판을 도금 원판으로 하여 Al 도금할 때에, Al 도금욕 중의 Si량을 4 내지 11％, 도금욕 온도를 610 내지 650℃로 한 후에 가공을 행하기 전에, 도금 처리후 어닐링 처리를 실시하지 않는 것을 특징으로 하는 내가열 흑변성이 우수한 용융Al 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 의해, 도금후 추가 어닐링(Post Annealing)을 할 필요가 없고, 550℃ 이상의 고온에서도 내가열 흑변성 및 가공성이 우수한 용융 알루미늄 도금 강판을 얻을 수 있다. 그 때문에, 종래에 비해 지극히 생산성이 좋고 또 제조 비용을 낮게 억제하면서 내가열 흑변성이 양호한 광택 유지 향상성이 높다는 효과를 발휘한다. 또한, 열처리 공정을 대폭 삭감했기 때문에, 에너지 소비를 억제해 CO₂ 배출이 억제되므로 환경 부하가 현저하게 제언되는 효과도 얻을 수 있다.

도 1은 강 중의 질소(N)량과 강재의 내열성의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 캡드(Capped)강과, 알루미늄·킬드강의 표면의 흑변화의 메커니즘을 나타내는 개념도이다. 상단에 캡드강, 하단에 알루미늄·킬드강을 나타낸다.
도 3은 알루미늄 도금 강판의 표면의 고주파 GDS 해석 결과의 일례를 나타내는 도면이다. 도 3의 (a)는 주로 알루미늄과 철의 분포를, 도 3의 (b)는 주로 탄소(C)와 질소(N)의 분포를 나타내는 도면이다.
도 4는 AlN의 피크 농도(GDS에 의한 N의 적산 강도)와 흑변화 온도의 관계를 나타내는 개념도이다.
도 5는 실시예에 있어서의 Al 도금욕 온도와 Al 도금욕 중의 Si 농도에 의한 알루미늄 도금 강판의 흑변화의 상태를 나타내는 도면이다.
도 6은 실시예에 있어서의 Al 도금욕 온도와 Al 도금욕 중의 Si 농도에 의한 알루미늄 도금 강판의 흑변화의 발생 상황을 나타내는 도면이다.
도 7은 드로우 비드 시험의 개념도이다.

이하, 본 발명의 적합한 실시 형태에 대해서 상세하게 설명한다.

우선, 종래 기술과 같이, Al 도금후 추가 어닐링에 의해 흑변성이 개선되는(가열 흑변화되기 어려워지는) 이유에 대해서 고찰한다. 도 2에 그 메커니즘에 대해서 간단한 설명도를 도시한다.

도 2의 상단은 비교적 고농도의 고용 질소(N)를 함유하는 캡드(Capped)강을, 하단은 저농도의 고용 질소를 함유하는 Al킬드강의 예를 나타낸다.

고농도의 고용 질소를 함유하는 캡드강의 경우, 이하의 메커니즘에 의해 흑변성을 개선하고 있었다.

x) 우선, 지금(地金)으로 되는 캡드강(10)에 Al 도금을 행하면, Al 도금층(13)과 지금(10)의 사이에 도금 후에 AlN 배리어층(11)과 육방정 Al-Fe-Si 합금층(12)이 생긴다.

y) 그 후의 550℃의 가열중에 육방정 Al-Fe-Si 합금층(12)이 단사정 Al-Fe-Si 합금층(12')으로 변화된다.

본 발명에 있어서는, 육방정 Al-Fe-Si 합금층(12)은 (Al-Fe-Si)H라고도 하고, 단사정 Al-Fe-Si 합금층(12')은 (Al-Fe-Si)M이라고도 한다. 이들은 모두 Al-Fe-Si 3원계에서 생성되는 금속간 화합물로, 그 결정 구조가 각각 육방정(Hexagonal), 단사정(Monoclinic)을 갖는 것이다. 정확한 화학식은 아직 논의의 여지는 있지만, 육방정 Al-Fe-Si 합금층은 Al₈Fe₂Si, 단사정 Al-Fe-Si 합금층은 Al₅FeSi이라고 말해지고 있다.

또한, 이 때, 도금 계면(모재로 되는 강재와 도금층의 계면)에 AlN층(15)이 형성되고, 이것이 배리어층으로 되어, 강재와 도금층의 원소의 상호 확산을 억지한다. 그 때문에, 도금층이 Al-Fe 합금(금속간 화합물)으로 변화되지 않아 광 반사성이 좋은 표면을 얻을 수 있다(도 2 상단).

한편, 고용 질소 농도가 낮은 Al 킬드강의 경우(도 2 하단), 지금으로 되는 킬드강(10')에 Al 도금을 행하면, 고용 질소가 적으므로 AlN 배리어층, 즉, 상술한 배리어층이 없고, 강재와 도금층간을 원소가 상호 확산한다. 그 결과, 육방정 Al-Fe-Si 합금층(12)이 단사정 Al-Fe-Si 합금층으로 변하고, 또한 Al 도금층(13)에도 확산되어 θ상이나 η상(14)으로 변화함으로써, 도금 중의 Fe가 높아져 흑변화가 발생했다고 생각된다(도 2 하단).

따라서, 본 발명자들은, 도금 계면에 착안하여 도금 계면에서 발생하고 있는 현상을 관찰하고 해명하는 것을 시도했다. 도금 계면의 성분 거동을 해석하면 도 3에 도시한 바와 같이, 계면에 AlN을 형성하고 있는 질소(N)가 농화되어 있는 동시에 탄소(C)의 농화를 인정할 수 있었다. 도 3은, Al 도금 후, Al 도금층만을 전해 박리해서 합금층을 노출시켜 표면으로부터 고주파 GDS로 분석한 것이다. 고주파 GDS는 Ar 가스로 표면을 스패터 하면서 깊이 방향의 원소 분포를 측정하는 분석 장치로, 횡축은 스패터 시간을 나타내고, 종축은 농도에 비례하는 신호 강도를 나타내고 있다.

도금 계면(정확하게는 도금층과 합금(금속간 화합물)층의 계면)에는 오스테나이트 형성 원소인 C이 농화되어 있었다. N은 페라이트보다도 오스테나이트 중에 있어서 그 고용도가 훨씬 커진다. 즉, 오스테나이트 형성 원소이면서 표면에 농화되기 쉬운 원소를 첨가함으로써 최표면의 약간의 두께만 오스테나이트화하고, 이 곳의 N 농도가 상승하는(N이 농화되는) 것은 아닐까 생각했다. 이러한 성질을 갖는 원소로서 Cu와 Ni를 들 수 있다. 이들 원소에도 동일한 효과가 있는 것은 아닐까 생각하여 이들 원소의 영향을 검토했다.

그 결과, Cu 또는 Ni를 첨가하면 도금 계면에 AlN층과 육방정 Al-Fe-Si 합금층이 3㎛ 정도 형성되는 것을 확인할 수 있었다.

도 4에 AlN의 피크 농도(GDS에 의한 N의 적산 강도)와 흑변화 온도의 관계를 나타낸다. 도 4에서도 알 수 있는 바와 같이, AlN의 피크 농도가 높아질수록 흑변화 온도도 높아진다. 즉, 견고한 AlN의 배리어층을 형성하면, 강재와 Al 도금층간의 원소 상호 확산이 억제되어 Fe-Al 금속간 화합물이 생성되지 않는다고 생각된다.

즉, 고용 질소가 약 20ppm으로 낮은 강종이라도 종래의 림드강과 마찬가지로 고농도의 AlN과 육방정 Al-Fe-Si 합금층을 형성할 수 있는 것을 알 수 있었다. 이 때문에, 도금후 추가 어닐링(Post Annealing)이 없어도 흑변화되지 않는 Al 도금 강판을 제조하는 것이 가능해진다.

또한, 강판 중에 Cr를 첨가하면 강재 표면에 Cr가 농화된다. Cr는 페라이트 형성 원소이므로, Cr가 농화되면 오스테나이트 형성 원소인 C, N, Cu, Ni의 농화를 저해해서 AlN의 피크 농도를 낮춰버린다. 따라서, Cr는 가능한 한 첨가하지 않는 편이 좋고, 가능하다면 첨가는 행하지 않는다. 마찬가지로, 다른 페라이트 형성 원소, 예를 들어 Mo 등도 첨가하지 않는 편이 좋다.

다음에, 육방정 Al-Fe-Si 합금층이 흑변화에 대하여 왜 효과가 있는 것인가 고찰한다.

도금후 추가 어닐링을 하지 않을 경우, AlN은 Al 도금 후의 냉각 과정에서 생성하고 있다고 생각된다. 이 때, 합금층은 이미 생성되어 있으므로, 강 중의 고용 질소가 합금층의 Al과 반응해서 AlN을 형성한다. 그러나, 단사정 Al-Fe-Si 합금층에 비해 육방정 Al-Fe-Si 합금층은 강 중 고용 질소와 반응하기 쉽고, 그 결과 AlN이 생성된다고 생각된다.

즉, AlN과 Al 도금층의 계면에 단사정 Al-Fe-Si 합금층이 아니라 육방정 Al-Fe-Si 합금층이 있음으로써, AlN이 생성되기 쉬워 Fe-Al의 상호 확산 억제라는 배리어 효과의 상승 효과를 기대할 수 있다고 생각된다. 즉, 육방정Al-Fe-Si 합금층은 AlN의 생성에 효과가 있다.

그러나, 이 육방정 Al-Fe-Si 합금층은 고경도이므로, 이 층이 두꺼우면 강판 자체의 연성을 저해하여 도금 강판을 성형할 때에 균열을 발생시키기 쉽다. 따라서, 이 육방정 Al-Fe-Si 합금층의 두께는 5㎛ 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

합금층 두께의 제어는 도금욕 중 Si량과 도금욕 온도로 거의 결정된다. 도금욕 온도가 지나치게 높으면 합금층이 성장한다. 이와 같이 AlN 생성과 육방정 Al-Fe-Si 합금층 생성을 안정화시키기 위해서는, 도금욕 중의 Si 농도를 4 내지 11％로 하고, 도금욕 온도를 610 내지 650℃로 비교적 저온으로 유지하는 것이 효과적인 것도 알 수 있었다.

도금욕 중의 Si 농도의 관점에서 고찰하면, 조금 전에 나타낸 화학식으로부터 추정할 수 있는 바와 같이, 육방정 Al-Fe-Si 합금층과 단사정 Al-Fe-Si 합금층을 비교하면 Si 함유량이 다르다. 전자가 약 10％인 것에 비해 후자는 약 15％의 Si를 함유한다. 따라서 도금욕 중 Si량이 11％ 초과에서는 단사정 Al-Fe-Si 합금층이 주로 생성되고, 도금욕 중 Si량이 4 내지 11％에서 육방정 Al-Fe-Si 합금층이 생성되기 쉬워진다. 도금욕 중 Si량이 4％ 미만에서는 Si를 함유하지 않는 Al-Fe 화합물이 생성되기 쉬워진다.

도 5에는 Al 도금욕 온도와 Al 도금욕 중의 Si 농도에 의한 흑변화의 상태(사진)를 나타내고, 도 6에는 도금욕 중의 Si 함유량과 도금욕 온도에 의한 흑변화의 발생 상황을 나타낸다. 도면 중의 테두리는 Si 함유량 4％ 내지 11％, 도금욕 온도 610 내지 650℃를 나타낸다. 이 때의 모재가 되는 강재의 성분을 표 1에 나타낸다.

또한, 도 5의 아래의 숫자는 각각 도금욕 중의 Si 농도와 도금욕 온도를나타낸다.

또한, 도 6의 흑변화의 평점으로서는 ○:흑변화 없음, △:부분적으로 흑변화, ×:전체면 흑변화로 했다. △의 평점이어도 부분적으로 흑변화되어 있으므로 실용에는 사용할 수 없다.

다음에, 본 발명에 있어서의 성분의 한정 이유에 대해서 설명한다.

우선 강 중 성분에 대해서 기술한다. 또한, 강 중 성분의 단위는 모두 질량％이다.

C: 고용 질소의 농도가 동일한 정도이면, C 함유량이 적을수록 강판의 가공성이 향상한다. 한편 본 발명의 성분계는 필연적으로 고용 질소를 함유하므로 가공성이 약간 뒤떨어진다. 따라서, 가공성면에서 저C 쪽이 바람직하다. 본 발명에 있어서는 0.01％ 이하로 한정한다. 그러나 상기의 주지로부터 바람직하게는 0.005％ 이하, 보다 바람직하게는 0.004％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0025％ 이하, 더 더욱 바람직하게는 0.001％ 이하이다. 또한, 강재로서의 강도를 확보하기 위해서 하한은 0.0005％가 바람직하다.

Si: Si는 제강 단계에서 산소와 반응해서 용강 중의 산소를 제거한다. 또 강대 제조 공정에 있어서도, 강 중의 고용 산소(O)와 반응할 가능성이 있다. 또 Si는 강 중에서 N과 반응해서 Si₃N₄, SiN 등을 생성하여 고용 질소를 감소시킨다. 또한 Si량이 증가하면, 용융 도금 공정중의 가열 시에 표면에 산화물로서 농화되므로 비도금을 야기한다. 어쨌든 낮은 쪽이 바람직한 원소이며, 0.05％ 이하, 바람직하게는 0.041％ 이하, 보다 바람직하게는 0.021％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.01％ 이하, 더 더욱 바람직하게는 0.004％ 이하로 한정한다. 하한은 0.001％ 정도가 바람직하다.

N: Al 도금 후의 흑변화를 방지하여 광택을 유지하기 위해서는, 고용 질소로서 강판에 잔존시킬 필요가 있다. 이 목적을 위해서는 0.0015％ 이상의 N이 필요하고, 바람직하게는 0.0019％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0024％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0031％ 이상이다. 한편 고용 질소의 증가에 의해 강판은 경화되고, 내력, 인장 강도가 대폭 향상되어 신장이 저하된다. 또 프레스 성형성도 열화된다. 이 때문에, N량의 상한을 0.0040％로 한다. 본 발명에서는 하기에 서술하는 바와 같이 강재 중의 Al 농도가 낮으므로 Al 도금층에 접촉하는 표면 이외에는 AlN은 생성하지 않는다. 따라서, N량은 거의 고용 질소와 같다.

Al: Al은 보통 제강 공정에서 용강의 탈산제로서 사용된다. 그러나 여기에서 잔존한 Al은 강대 제조 공정에 있어서 고용 질소와 반응해서 AlN으로 된다. 이 AlN은 강판 중에 분산되어 존재하여 강판과 도금 계면에 존재하는 AlN과는 상이하다. 이 때문에 고용 질소가 적어지고, 계면에 생성되는 AlN의 농도가 작아져, Al 도금 후의 흑변화 방지 특성이 악화되므로, Al량은 낮은 쪽이 바람직하다. 이 때문에 상한을 0.01％로 한정한다. 바람직하게는 0.005％ 이하, 보다 바람직하게는 0.003％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.002％ 이하이다. 하한은 0.001％로 한다.

O: 강 중에 산소가 있으면 개재물의 토대가 되므로, 통상은 제강 단계에서 Al, Si 등으로 탈산하고 있다. 본 발명에 있어서는 강 중에 산소를 0.03％ 이상, 보다 바람직하게는 0.042％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.050％ 이상을 함유하는 것으로 한다. 이 이유는 상술한 바와 같이, 강 중 O가 충분히 있으면 내가열 흑변성의 안정 효과가 있기 때문이다. 이것은 산소가 0.03％에서 효과를 발휘한다. 그러나 역시 산소 함유량이 증대하면 개재물에 기인한 가공성 열화를 초래하므로 O의 상한을 0.08％, 보다 바람직하게는 0.065％로 한다.

Ti, B: 이들의 원소는 N과의 화합물을 형성한다. 따라서 고용 질소를 확보하기 위해서는 적은 쪽이 바람직하다.

P, S: 이들은 표면 편석되기 쉬운 불순물로서 알려져 있다. 경제적인 제련을 위해서 P, S의 하한을 0.002％로 한다.

한편 P은 강판의 연성, 취성을 야기시키는 원소로, S도 강판의 연성을 저해한다. 이 때문에 상한을 각각 0.1％로 한다. 또한 P의 보다 바람직한 상한은 0.066％이며, S의 보다 바람직한 상한은 0.081％이다.

Ni, Cu: 이들의 원소는 표면에 농화되기 쉬운 오스테나이트 형성 원소이며, 상술한 바와 같이 내가열 흑변성의 향상 효과를 초래하는 중요한 원소이다.

즉, 강판과 Al 도금의 계면에는 오스테나이트 형성 원소인 C이 계면에 농화되고, N의 농화를 조장하고 있을 가능성이 있는 것을 알 수 있었다.

따라서, 본 발명자들은 오스테나이트 형성 원소인 Cu 또는 Ni를 더욱 첨가하여 그 효과를 조사했다. 그 결과, Cu 또는 Ni를 첨가하면 AlN층이 형성되기 쉬워지는 것을 확인했다. 한편, 페라이트 형성 원소의 하나인 Cr가 존재하지 않을 경우에는 매우 적더라도 효과가 있지만, Cr가 존재하면 그 효과가 없어지므로, Cr를 병용해서 첨가하는 것은 바람직하지 않다. 따라서, Cr는 0.02％ 이하, 즉 불가피적 불순물 레벨로 한다.

Ni의 하한은 0.01％, 바람직하게는 0.018％, 보다 바람직하게는 0.029％이다. 또한, Cu의 하한은 0.01％, 보다 바람직하게는 0.022％, 더욱 바람직하게는 0.041％이다. Ni, Cu의 과잉 첨가는 열연에서의 흠집 발생을 야기시키므로, 상한을 0.1％로 한다. 이들의 하한을 만족함으로써 AlN 생성이 도모되고, 흑변화를 억제하는 것이 가능해진다.

또한 10×C＋Ni＋Cu＞0.03으로 한다. 이것은 상술한 오스테나이트 안정화 원소이면서 표면 농화 원소인 이 3종의 원소를 규정한 것이다. Mn도 오스테나이트 안정화 원소이지만, 표면으로의 농화가 크지 않으므로 여기에서는 제외한다. 이들의 원소를 첨가함으로써 합금층-강판 계면에 AlN을 생성시키고, 도금후 추가 어닐링을 하지 않아도 최고 550℃까지의 흑변화를 억제하는 것이 가능해진다.

상술한 원소 이외의 원소에 대해서는 특별히 한정하는 것은 아니지만, Mn은 보통 0.2 내지 0.8％ 정도 함유하고 있어도 된다.

(Al 도금에 대해서)

다음에 Al 도금층 및 용융Al 도금욕 중의 Si 한정 이유를 설명한다. 또한, 단위는 질량％이다(이하의 설명에서는 단순히 ％로 표기하고 있다). Si를 함유하지 않는 Al 도금에 있어서는, Al-Fe 금속간 화합물층(통상 합금층이라고 칭한다: FeAl₃이나 Fe₂Al₅)이 두껍게 성장하기 쉽고, 성장한 합금층은 가공 시의 도금 박리를 야기시킨다. 통상 이 합금층 성장을 억제하기 위해서 Si를 첨가하고 있다. 합금층 저감이라는 목적을 위해서는 Si량은 4％ 이상 필요하다. 한편, 그 효과는 11％ 정도에서 포화하고, 그 이상의 첨가는 내식성, 가공성을 저하시킨다. 따라서 도금욕 중의 Si량의 상한을 11％, 하한을 4％로 한다. 또 도금욕 중의 Al, Si 이외의 불가피 원소로서는 통상 도금 강판이나 도금 기기로부터 용출되어오는 Fe를 약 2％ 함유하고 있지만, 이것에 대해서는 특별히 한정하지는 않는다.

본 발명에 있어서, Al 도금욕 중 Si량은 4 내지 11％, 도금욕 온도로서는 610 내지 650℃가 특히 바람직한 것도 알게 되었다. 이 조건으로 Al 도금함으로써, 도금후 추가 어닐링(Post Annealing)을 행하지 않고 550℃까지의 내가열 흑변성을 발휘할 수 있다. Al 도금 시에도 강 중 고용 질소와 도금 성분이 반응해서 강판과 도금욕 중의 Al 계면에 AlN을 형성하고, 이 조건일 때에 합금층은 육방정 Al-Fe-Si 합금층으로 되고, 보다 AlN이 생성되기 쉬워진다. 또한 도금욕 온도가 지나치게 낮으면 도금욕 점도가 높기 때문에 부착량의 제어가 곤란해지므로, 610℃보다도 낮은 온도에서의 조업은 어렵다.

이외의 Al 도금층 및 도금욕의 첨가 원소로서 Mn, Cr, Mg, Ti, Zn, Sb, Sn, Cu, Ni, Co, In, Bi, 미슈지금 등이 있을 수 있지만, 도금층이 Al을 주체로 하는 한, 적용 가능하다. Zn, Mg의 첨가는 적녹을 발생하기 어렵게 한다는 의미에서 유효하지만, 증기압이 높은 이들 원소의 과잉 첨가는 Zn, Mg의 흄 발생, 표면으로의 Zn, Mg 기인의 분체 형상 물질의 생성 등이 있어, Zn:30질량％ 이상, Mg:5질량％ 이상의 첨가는 바람직하지 않다.

또한, 도금후 처리로서는 1차 방청, 윤활성을 목적으로 화성 처리, 수지 피복 처리 등을 실시해도 된다. 크로메이트 처리에 대해서는, 최근 6가 크롬 규제를 고려하면, 3가의 처리 피막이 바람직하다. 그 외에 무기계의 크로메이트 이외의 후처리도 적용 가능하다. 윤활성을 부여하기 위해서 왁스, 알루미나, 실리카, MoS₂ 등을 사용해서 미리 표면 처리하는 것도 가능하다.

Al 도금층의 부착량에 대해서는 특별히 한정하지 않지만, 통상 양면 80 내지 120g/m²인 경우가 많고, 이 부착량에 특히 문제는 없다.

종래의 내가열 흑변성이 우수한 Al 도금 강판은 도금후 추가 어닐링 처리를 실시하고 있었다. 추가 어닐링에 의해 Al 도금층의 경도는 저하된다. 이것은 Al 중에 고용한 Fe의 미세 석출에 대응하는 것으로, 추가 어닐링 전의 Al 도금층 경도가 Knoop 경도로 90 내지 110인 것에 비해, 추가 어닐링 후는 50 내지 80으로 저하된다. 여기서 Knoop 경도란 Vickers 경도의 압자 형상이 상이한 것이며, JIS(일본공업규격) Z2251(2009)에 그 시험 방법이 규정되어 있다. 10 내지 30㎛의 도금층 단면의 경도를 측정할 때에 Vickers 압자로는 측정하기 어려우므로, Knoop 경도로 정의하는 것으로 한다. 일반적으로 Al 도금 강판은 프레스 성형 시에 스커핑이 발생하기 쉽다고 되어 있지만, 어닐링 처리를 하면 이 스커핑이 보다 일어나기 쉬워지므로 문제가 되어 왔다. 본 발명은 어닐링 처리를 행하지 않고 내가열 흑변성을 향상시키는 것으로, 프레스 성형성의 향상도 기대할 수 있다.

(내가열 흑변성의 평가)

흑변화의 평가는, 520 내지 580℃까지 10℃ 걸러 각 온도에서 200시간의 어닐링을 행하고, 표면의 흑변화를 육안 관찰해서 평가했다. 또한, 이들 평가 시의 가열 온도에서는 AlN은 추가로 생성되지 않고 흑변화만이 진행되는 것이 알려져 있다. 표 2에 본 발명의 실시예에 있어서의 내가열 흑변성 평가 및 가공성 평가 결과를 나타낸다. 표 2의 결과로부터도 알 수 있는 바와 같이, 본 발명품은 어닐링을 하지 않아도 550℃까지 흑변화하지 않는 것이 확인되었다. 이것은 종래품(특허문헌을 참조)에서 도금후 어닐링 처리하지 않는 것의 흑변화 온도가 520℃, 530℃인 것에 비해, 흑변화의 관점에서의 내열성, 즉 내가열 흑변성이 개선된 것이 나타나 있다. 또한, 종래품(특허문헌을 참조)의 어닐링 후의 흑변화 온도와도 거의 동등해서, 본 발명의 효과가 검증되었다.

본원의 강판을 도금 후에 박스 어닐링 등으로 어닐링 처리(Post Annealing, 추가 어닐링이라고도 한다)하는 것은 바람직하지 않다. 상술한 바와 같이, 어닐링 처리에 의해 Al 도금의 경도가 저하되어 프레스 성형할 때에 스커핑이 발생하기 쉬워지기 때문이다. 또 박스 어닐링 처리를 적용한 경우, 휨 등으로 인해 강판 형상이 망가지므로 그 후 스킨 패스, 정밀 교정 라인의 통판이 필요하고, 결국 3공정이 여분으로 필요해진다. 이것은 생산성, 제조 비용의 관점에서도 바람직하지 않다.

이하, 실시예를 이용해서 본 발명을 더욱 구체적으로 설명한다.

[실시예 1]

통상의 열연 공정 및 냉연 공정을 거친 표 2에 나타내는 바와 같은 강 성분의 냉연 강판(판 두께 0.8㎜)을 재료로 하여 용융Al 도금을 행했다. 용융Al 도금은 무산화로-환원로 타입의 라인을 사용하고, 도금후 가스 와이핑법으로 도금 부착량을 양면 약 80g/m²로 조절하고, 그 후 냉각했다. 이 때의 어닐링 온도는 약 800℃, 도금욕 조성으로서는 Al-9％ Si-2％ Fe이었다. 도금욕 중의 Fe는 도금욕 중의 도금 기기나 스트립으로부터 공급되어 불가피한 것이다. 또 도금욕 온도는 645℃로 했다. 도금 외관은 비도금 등이 없고 양호했다. 작성한 시료의 일부는 또한 박스 어닐링로를 사용하여 대기 분위기, 380℃에서 10시간의 도금후 어닐링 처리를 행하고, 그 후 또한 1％의 조질 압연을 실시했다. 조질 압연 시의 롤은 덜 롤을 사용했다.

이렇게 해서 작성한 시료의 특성을 평가했다.

(1) 내가열 흑변성

시료(50㎜×100㎜)를 박스 어닐링노 내에서 520 내지 580℃의 각 일정 온도에서 각 200hr 어닐링을 행했다. 어닐링 후 육안 판정, 단면 조직 관찰로 흑변화의 유무를 판정했다.

내가열 흑변성의 평점으로는 O:흑변화 없음, △:부분적으로 흑변화, ×:전체면 흑변화로 했다. △의 평점이어도 부분적으로 흑변화되어 있으므로 실용에는 사용할 수 없다.

내가열 흑변성으로서 요구되는 온도 조건은 사용 부재가 노출되는 환경에 따라 상이하다. 토스터, 핫플레이트의 가전 제품에서는 요구되는 온도는 500℃ 이하로 낮은 경우가 많지만, 팬 히터, 석유 스토브에서는 550℃ 정도가, 자동차나 오토바이의 머플러에 사용하는 경우에는 550℃를 초과하는 흑변화 온도가 요구된다. 이러한 용도에 있어서는, 본래적으로는 600℃ 초과의 온도가 요구되지만, 설계상의 고안 등으로 재료에의 요구 온도를 낮추는 것도 가능하고, 예를 들어 단열재를 넣어서 재료 온도는 550℃로 하는 것도 가능하다. 반대로 재료의 흑변화 온도를 상승시킴으로써, 설계상의 여유를 늘리고, 단열재를 줄임으로써 비용도 낮출 수 있다.

(2) 원판 가공성

프레스 오일을 도포한 후, 블랭크 직경:100㎜, 펀치 직경:50㎜(교축 비율 2.0)로 교축 가공을 행하고, 교축 가능한지 아닌지를 판정했다.

원판 가공성 평점에 대해서는 ○:이상 없슴, ×:균열 발생으로 했다.

(3) AlN, 육방정 Al-Fe-Si의 동정 방법　

AlN의 유무는 GDS에서 합금층-강판 계면의 N 피크의 검출에 의한 것으로 한다. 또 GDS는 Al 도금을 전해 박리로 제거한 후에 측정하는 것으로 한다. 한편, 육방정 Al-Fe-Si 합금층은 (Al-Fe-Si)H라고 기재한 것과 동일한 것을 가리키고, 이것도 Al 도금층을 전해 박리로 제거한 후에 표면으로부터 X선 회절로 동정하는 것이 가능하다.

(4) 도금 가공성

판 두께 0.8㎜, 30×200㎜ 치수의 시험편에 대하여 드로우 비드 시험을 행했다. 이 때의 금형 형상을 도 6에 도시한다. 금형의 표면 조도를 Ra로 약 1.2㎛로 했다. 프레스 오일을 도포한 후에 드로우 비드 성형을 10개 연속으로 행하고, 10개째의 시료에서의 스커핑 발생 상황을 육안 판정했다. 이 때의 압박 하중은 500kfg이고, 판 두께 감소율은 약 12％이었다. 또한, 원판 가공성이 × 판정이었던 수준은 이 시험은 실시하지 않았다.

판정 기준 ○:스커핑 없음 △:시료 일부에 스커핑 발생 ×:시료 전체면에 스커핑 발생

(5) 합금층 종류, 도금층 경도

합금층의 종류를 식별하기 위해서 단면으로부터 합금층의 조성을 측정했다. 단면 연마한 시료의 합금층에 상당하는 부위를 7점 임의로 EPMA 분석으로 측정하고, Si/(Al＋Fe＋Si)의 값을 산출했다. 이 때 질량％로 계산했다. 이 값이 8 내지 11％일 때에 단사정 Al-Fe-Si 합금층, 12 내지 16％일 때에 육방정 Al-Fe-Si 합금층으로 하고, 그 어느 쪽에도 해당하지 않을 때는 재측정하고, 7점 측정 중 5점 이상이 육방정 Al-Fe-Si 합금층일 때에 이 합금층은 육방정 Al-Fe-Si 합금층이라고 판정했다. 반대로 7점 중 5점이 단사정 Al-Fe-Si 합금층일 때에는 이 합금층은 단사정 Al-Fe-Si 합금층이라고 판정했다. 육방정 Al-Fe-Si 합금층, 단사정 Al-Fe-Si 합금층의 어느 쪽도 4점 이하일 때에는 양쪽이 생성되어 있는 것으로 했다. 표 3, 4의 표시에 있어서, H, M만으로 표시하고, 육방정 Al-Fe-Si 합금층과 단사정 Al-Fe-Si 합금층의 양쪽이 생성되어 있을 때는 H＋M으로 표시했다.

　Al 도금층의 경도는 동일하게 단면 시료를 사용하고, Al 도금층의 Al 부위를 겨냥해서 knoop 경도를 측정했다. 5점 측정하여 평균값을 산출했다. 이 때의 하중은 3gf로 했다. Knoop 경도는 아카시제작소(주)제 미소 경도계 MVK-G3을 사용해서 측정했다.

표 2에 시료의 명세와 평가 결과를 정리했다.

표 2에서 성분값을 □로 둘러싸여 있는 부분은 본원의 성분을 벗어나 있는 것을 나타낸다.

표 2에 나타낸 바와 같이, C, Si, P, S, O, N량이 지나치게 많으면, 원판의 가공성을 저해한다(번호 1 내지 4, 8, 9). 내가열 흑변성에 대해서는, 본 발명예의 강 성분(표 3의 번호 11 내지 17)으로 함으로써, 어닐링 없이도 540℃까지 합금화에 의한 흑변화를 방지하는 것이 가능하고, Ni, Cu를 소정량 이상 첨가함으로써 550℃까지 흑변화를 방지할 수 있었다. 번호 11 내지 13을 비교함으로써 명백한 바와 같이, 강 중 Ni, Cu를 보다 많이 첨가함으로써 내가열 흑변성이 향상되는 것이 확인되었다.

Ni, Cu의 작용은 C과 서로 어울려 AlN을 형성시키기 쉽게 하는 데에 있는 것이라고 추정하고 있다. 번호 10에 있어서, 530℃에서는 흑변 방지 가능하고, Ni, Cu를 첨가함으로써 20℃의 흑변화 온도의 상승 효과가 인정되었다. 550℃는 종래 어닐링 공정을 부여하지 않으면 달성할 수 없는 흑변화 온도이었다. 또한, 번호 18 내지 24에 도금후 추가 어닐링을 부여했을 때의 특성을 평가한 결과를 나타낸다. 흑변화 온도는 어닐링을 부여함으로써 20℃ 상승했다.

그러나 이 때에는 Al 도금의 경도가 저하되어 스커핑이 발생했다. Al 도금층의 경도가 저하되고 있고, 이 때문이라고 생각된다. 또한, 어닐링을 부여함으로써 합금층은 모두 단사정 Al-Fe-Si 합금층이 검출되었다. 상세한 설명에서 기재한 바와 같이 단사정 Al-Fe-Si 합금층은 육방정 Al-Fe-Si 합금층보다도 저온에서 안정된 상이며, 어닐링 공정에서 변태해서 생성된 것으로 판단된다.

[실시예 2]

표 1의 강 L(본 발명예에 상당하는 성분)을 사용하여 Al 도금욕 중의 Si량, 도금욕 온도를 변화시켜서 도금을 실시했다. 부착량은 실시예 1과 동일하게 양면 80g/m²로 했다. 이렇게 해서 제조한 시료를 평가했다. 평가 조건, 평가 기준은 실시예 1과 동일하게 하였다. 또한, 여기에서는 Al 가공을 행하기 전에 도금 처리후 어닐링 처리는 실시하지 않고, 도금 상태의 평가이다. 표 4에 도금 조건(도금욕 중 Si량, 도금욕 온도)과 내가열 흑변성, 가공성의 관계를 정리했다. 또한, 이 때에는 단면 검경으로부터 합금층 두께를 측정하여 표 4에 나타냈다.

표 4에 있어서, 시료1과 같이 도금욕 중 Si량이 2％로 적은 경우에는, 도금욕의 융점이 높아지므로, 고도금욕 온도로 할 필요가 있다. 또한, Si량이 2％에서는 Al과 Fe의 합금화가 일어나기 쉬워 도금욕 중에서 합금층이 성장한다. 합금층은 경질이므로 강판 자체의 연성을 저해한다. 이 때문에 시료1에서는 원판의 가공성이 저하되었다. 이 때에는 내가열 흑변성도 열위이었다.

Al 도금 조건은 내가열 흑변성에 영향을 미친다. 번호 2 내지 11에 있어서, 도금욕 중 Si량, 도금욕 온도를 변동시켰을 때의 내가열 흑변성을 평가하고 있고, Si량이 15％에서는 내가열 흑변성이 열위로 되었다. 이 때에는 합금층은 단사정 Al-Fe-Si 합금층으로 되어 있었다. 도금욕 온도 610℃ 미만에서는 도금욕의 점도가 지나치게 높아져서 Al 도금이 곤란했다. 또한, 번호 1의 합금층은 육방정 Al-Fe-Si 합금층, 단사정 Al-Fe-Si 합금층의 어느 쪽에도 해당하지 않았다. 분석 결과로부터 Fe₂Al₅로 판정되었기에 이와 같이 기재하고 있다. 번호 9에서 도금욕 온도를 상승시켜 합금층 두께를 두껍게 했다. 이러한 조건에서는 합금층이 지나치게 두꺼워져서 강판의 성형성을 저해하고 있었다.

이상, 본 발명의 적합한 실시 형태에 대해서 설명했지만, 본 발명은 이러한 예에 한정되지 않는 것은 말할 필요도 없다. 당업자라면 특허청구의 범위에 기재된 범주 내에서 각종 변경예 또는 수정예에 상도할 수 있는 것은 명백하며, 그것들에 대해서도 당연히 본 발명의 기술적 범위에 속하는 것이라고 양해된다.

본 발명은, 550℃ 정도의 고온에서 사용하는 강재에 대해서, 특히 그 외관의 미감성을 중시하는 용도로 사용하는 것으로 이용 가능하다. 본 발명에 의해, 이들 550℃ 정도의 고온에서 사용하는 미감성을 중시하는 강재에 대해서 생산성 좋게 저비용으로 제조할 수 있다.

10 : 캡드강
10': 킬드강
11 : AlN 배리어층
12 : 육방정 Al-Fe-Si 합금층
12': 단사정 Al-Fe-Si 합금층
13 : Al 도금층
14 : θ상이나 η상
15 : AlN층

Claims

조성이 질량％로
C:0.0005 내지 0.01％,
Si:0.001 내지 0.05％,
P:0.002 내지 0.1％,
S:0.002 내지 0.1％,
Al:0.001 내지 0.01％,
N:0.0015 내지 0.0040％
O:0.03 내지 0.08％,
Mn:0.2 내지 0.8％,
또한
Ni:0.01 내지 0.1％ 또는
Cu:0.01 내지 0.1％의 1종 또는 2종 이상을 함유하고,
10×C＋Ni＋Cu＞0.03(여기에서, C, Ni, Cu는 각각 C, Ni, Cu의 질량%임)인 관계를 만족하고,
잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판의 표면에, 조성이 질량％로 Si:4 내지 11％, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지고, Knoop 경도로 90 내지 110인 Al 도금층을 갖고, 당해 Al 도금층과 강판의 계면에 두께 5㎛ 이하의 Al-Fe-Si 합금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 내가열 흑변성이 우수한 용융Al 도금 강판.
제1항에 있어서,
상기 강판과 상기 Al-Fe-Si 합금층의 계면에 AlN이 존재하고, 상기 Al-Fe-Si 합금층은 육방정형 Al-Fe-Si 합금층이며, 당해 육방정형 Al-Fe-Si 합금층의 두께가 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 내가열 흑변성이 우수한 용융Al 도금 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 내가열 흑변성이 우수한 용융Al 도금 강판이 도금후 어닐링 처리를 하지 않는 것을 특징으로 하는, 내가열 흑변성이 우수한 용융Al 도금 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 강 성분을 갖는 강판을 도금 원판으로 하여 Al 도금할 때에, Al 도금욕 중의 Si량을 4 내지 11％, 도금욕 온도를 610 내지 650℃로 한 후에 가공을 행하기 전에, 도금 처리후 어닐링 처리를 실시하지 않는 것을 특징으로 하는, 내가열 흑변성이 우수한 용융Al 도금 강판의 제조 방법.
제3항에 기재된 강 성분을 갖는 강판을 도금 원판으로 하여 Al 도금할 때에, Al 도금욕 중의 Si량을 4 내지 11％, 도금욕 온도를 610 내지 650℃로 한 후에 가공을 행하기 전에, 도금 처리후 어닐링 처리를 실시하지 않는 것을 특징으로 하는, 내가열 흑변성이 우수한 용융Al 도금 강판의 제조 방법.