KR101630960B1

KR101630960B1 - 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101630960B1
Application number: KR1020140158698A
Authority: KR
Inventors: 전선호; 김종상
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2014-11-14
Filing date: 2014-11-14
Publication date: 2016-06-16
Also published as: KR20160058289A

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.3~1%, Mn: 8~25%, Si: 0.1~3%, Al: 0.1~8%, Cr: 0.1~2%, Ti: 0.01~0.2%, B: 0.0005~0.01%, P: 0.01~0.3%, S: 0.0005%~0.01%, Ni: 0.06~2.0%, Sn: 0.02~0.2%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 소지강판; 및 상기 소지강판 상에 형성된 Zn-Fe-Mn계 합금화층을 포함하고, 상기 Zn-Fe-Mn계 합금화층은 중량%로, Mn: 2% 이상, Mn과 Fe의 함량의 합: 16~20%, 및 잔부 Zn을 포함하는 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법{GALVANIZED STEEL HAVING GOOD SPOT WELDABITY AND WORKABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차 차체 및 구조재로 사용되는 아연도금강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

아연도금강판은 내식성, 용접성 및 도장성이 우수하여 자동차용 강판으로 많이 사용되고 있다. 또한, 자동차 경량화에 의한 연비 향상 및 승객 안전성의 관점에서 자동차 차체 및 구조재의 고강도화가 요구됨에 따라 다양한 종류의 자동차용 고강도강이 개발되어 왔다.

그러나, 대부분의 강판 또는 강재는 고강도화에 따라 연성이 감소하게 되어, 결과적으로 부품으로의 가공에 있어서 많은 제한이 요구된다. 이러한 강판의 고강도화에 따른 연성 저하를 해결하기 위하여 많은 연구가 진행되어 왔으며, 그 결과 강재에 망간을 5 내지 35 중량% 포함시켜 강재의 소성변형 시 쌍정(TWIN)이 유발되도록 함으로써 고강도와 함께 연성을 획기적으로 향상시킨 오스테나이트계 고망간강이 제안되고 있다. (특허문헌 1 내지 4)

이와 함께, 고강도 및 고연성을 가진 고망간강을 자동차용 강판으로 사용하기 위해 내식성에 대한 요구도 증가하고 있다. 예를 들어, 고망간강 용융아연도금강판을 자동차용 강판으로 사용하는 경우, 프레스 가공에 의해 부품을 가공한 후 점용접 또는 아크용접 등으로 용접하여 조립하게 되는데, 이때 고망간강 용융아연도금강판을 점용접하게 되면 용접 열영향부(Heat Affected Zone; HAZ)는 용접(입)열에 의해 용해되어 액상의 용융 아연으로 잔류하게 되고, 소지 조직은 고망간강의 높은 저항 값에 의해 타 강종 대비 고온이 되며, 높은 열팽창 계수에 의한 입계 확장이 일어나게 된다. 이러한 상태로 열영향부에 인장력이 작용하게 되면, 용접 열영향부 조직에서는 액상의 용융 아연이 소지 표면의 결정입계에 침투하여 균열을 발생시켜 취성파괴인 용접 액상금속취화(Liquid Metal Embrittlement, 이하, 'LME'이라 함)를 일으키게 된다.

이러한 용접 LME 현상은 고강도강의 용융아연도금강판에서 일반적으로 일어나는 것이나, 특히 고망간강 용융아연도금강판의 경우에는 소지가 높은 저항 강도를 가지며, 소지 표면까지 오스테나이트 조직을 가지고 있기 때문에, 용접 열영향부의 온도가 높고 열팽창 계수가 높아 소지 입계의 균열을 조장하며, 따라서 용융아연의 입계 침투가 용이하게 되어 용접 LME 발생에 민감하게 된다.

이러한 고강도강 용융아연도금강판의 LME를 방지하기 위한 방법으로는 1) 예비전류펄스(Pre-pulse)로 가접하고, 예비전류펄스 보다 높은 용접전류펄스로 본 용접하여 용접을 완료하는 프리펄스 용접법(특허문헌 5), 2) 490MPa급 이상의 고강도 용융아연도금강판에서 LME 감도 지수인 E값 (E=［%C］＋［%Si］/17＋［%Mn］/7.5＋［%Ni］/17＋［%Nb］/2＋［%V］/1.5＋［%Zr］/2)을 만족하게 하는 성분조정법(특허문헌 6), 3) 580MPa 이상의 고강도강 용융아연도금강판에서 소지 조직의 40% 내지 95% 면적 분율이 페라이트 상, 베이나이트 상, 퍼얼라이트 상, 마르텐사이트 상 중 1종 또는 2종이며, 1% 내지 10% 면적 분율이 잔류오스테나이트로 구성되고, 평균 입도 3nm 내지 200㎚인 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo), 및 지르코늄(Zr)계 석출물 또는 복합 석출물이 분산되도록 미세조직을 조정하는 방법(특허문헌 7), 4) 고망간강에 저융점의 순수 아연도금계 도금층 대신 고융점의 아연 합금도금계 도금층으로 하는 방법(특허문헌 8) 등이 제안되었다.

그러나, 종래의 방법 1)은 고망간강 대비 점용접 시 입열량이 작은 DP(Dual Phase)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity)강 등에서는 효과를 나타내지만, 상온에서도 오스테나이트 조직을 가지고 있어 높은 저항값과 높은 입열량을 나타내는 고망간강에서는 효과적이지 않으며, 종래의 방법 2)는 490MPa 이상의 DP강 또는 TRIP강에서의 보론(B) 함유량을 조정하여 용접 열영향부의 오스테나이트 입계를 강화하여 용접LME성을 개선하고자 한 것이나, 고망간강은 상온에서도 오스테나이트 조직을 가지고 있고 다량의 망간(Mn)을 함유하고 있기 때문에, 보론(B)에 의한 오스테나이트 입계 강화를 위해서는 많은 양의 보론(B)을 첨가하여야 하는 문제가 있다. 그 결과 보론(B) 첨가량이 LME 감도 지수인 0.24를 넘게 되고, 과잉의 보론(B) 첨가는 반대로 LME을 조장하고 소둔 시 계면에 보론 산화물(B2O5)을 형성하여 도금성을 저해하게 되므로 바람직하지 않다. 한편, 종래의 방법 3)은 용접 시 형성되는 오스테나이트 상을 제2상의 퍼얼라이트 상 및 마르텐사이트 상이 미세하게 분할하므로 오스테나이트 상이 미세하게 되고, 이로 인하여 액상 용융아연의 침투 경로를 복잡하게 하여 점용접 시의 용접LME 발생을 방지할 수는 있으나, 모든 온도에서 오스테나이트 단상인 고망간강에서는 상기 제2상을 형성시킬 수 없으므로 용접LME를 개선하기 어려운 문제가 있다.

한편, 종래방법 4)는 저융점인 아연도금계 대비 융점이 높은 합금아연도금계인 Zn-Ni도금계, Zn-Fe도금계 등이 개시되어 있고, 이들은 각각 Ni 및 Fe 등의 합금원소 함유량이 증가함에 따라 융점이 증가하게 된다. 그러나 이들 합금아연도금계에서 합금원소을 함유할 수 있는 합금량은 공정 및 도금성에 따라 제한되며, 이를 감안할 때 Zn-Ni계에서는 Ni함량은 통상 10중량% 전후이고, 이때의 융점은 490℃로 점용접시 LME균열이 발생하는 용접 어깨부의 최대온도가 800℃이상인 것에 비해 매우 낮아 LME 균열을 방지하기 어렵다. 또한, Zn-Fe도금계에서의 가공시에 도금층이 분말 형태로 박리되는 파우더링이 일어나지 않는 적정 Fe함량은 8~12%이고, 이때의 융점은 600~650℃로 LME 균열을 완전히 방지하는 것이 불가능하며, LME 균열을 방지하기 위해서는 융점 665℃이상을 가지도록 도금층의 Fe함량을 12%이상으로 유지되도록 하여야 한다. 따라서, 파우더링이 일어나지 않게 하는 동시에 LME 균열도 방지하는 것은 어려운 문제가 있다.

따라서, 고망간강 아연도금강판에 있어서 점용접 시 용접 열 영향부에서의 액상금속취화 균열 및 가공시에 도금층이 분말 형태로 박리되는 파우더링의 발생을 방지할 수 있는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법의 개발이 요구되고 있는 실정이다.

일본공개특허 특개평 4-259325 국제공개공보 WO93/013233호 국제공개공보 WO99/001585호 국제공개공보 WO02/101109호 한국공개특허 제2012-0017955호 일본공개특허 특개 2006-249521 일본공개특허 특개 2006-265671 한국출원번호 제2013-0151804호

본 발명은 상기와 같은 요구에 의한 것으로, 고망간강 아연도금강판을 저온에서 장시간 가열하여 융점이 높고 가공성이 우수한 Mn함유 합금화층을 형성시킴으로써, 점용접 시 용접 열영향부에서의 액상금속취화 균열의 발생을 방지하면서도 파우더링이 일어나지 않는 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명의 일 측면에 따른 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판은 중량%로, C: 0.3~1%, Mn: 8~25%, Si: 0.1~3%, Al: 0.1~8%, Cr: 0.1~2%, Ti: 0.01~0.2%, B: 0.0005~0.01%, P: 0.01~0.3%, S: 0.0005%~0.01%, Ni: 0.06~2.0%, Sn: 0.02~0.2%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 소지강판; 및 상기 소지강판 상에 형성된 Zn-Fe-Mn계 합금화층을 포함하고, 상기 Zn-Fe-Mn계 합금화층은 중량%로, Mn: 2% 이상, Mn과 Fe의 함량의 합: 16~20%, 및 잔부 Zn을 포함한다.

또한, 본 발명의 다른 일 측면인 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.3~1%, Mn: 8~25%, Si: 0.1~3%, Al: 0.1~8%, Cr: 0.1~2%, Ti: 0.01~0.2%, B: 0.0005~0.01%, P: 0.01~0.3%, S: 0.0005%~0.01%, Ni: 0.06~2.0%, Sn: 0.02~0.2%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 소지강판을 준비하는 단계; 상기 소지강판 상에 아연도금층을 형성하여 용융아연도금강판을 제조하는 단계; 및 상기 용융아연도금강판을 400~450℃에서 6~24시간 가열하여 Zn-Fe-Mn계 합금화층을 형성하는 단계를 포함한다.

본 발명에 따르면, 고망간강에 추가적인 합금원소 첨가나 도금전처리 등의 추가적인 공정없이 고망간강을 소지강판으로 하는 용융아연도금강판을 저온에서 장시간 가열하여 아연도금층을 Zn-Fe-Mn계로 합금화함으로써, 점용접 시 용접 열 영향부에서의 액상금속취화 균열 및 가공시에 도금층이 분말 형태로 박리되는 파우더링의 발생이 억제된 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

도 1은 점용접 시 용융아연도금강판의 위치별 온도 분포를 측정하여 나타낸 것이다.
도 2는 점용접 시 어깨부의 온도 영역을 나타낸 Zn-Mn 2원 상태도이다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.

고강도강 아연도금강판의 용접 LME 발생을 방지하기 위한 방안으로는 소지 강판의 입계를 강화하거나 입내와 입계의 경도 차를 없애는 방안 등이 알려져 있으나, 고망간강은 상온에서도 오스테나이트 조직을 가지고 있어 높은 용접 입열량과 열팽창 계수를 나타내므로, 고망간강을 도금 소재로 하는 아연도금강판에서는 이와 같은 방안이 효과적이지 않다.

이에 본 발명의 발명자들은 용접 시 용접 LME 발생을 방지하기 위한 기술을 개발하기 위하여, 용접 시 도금층의 변화를 면밀히 검토하였다. 그 결과, 용접 시에 용접 어깨부의 도금층이 용해되어 형성된 액상이 소지 강판의 입계로 침투하여 용접 LME 균열이 발생되는 것을 알아내었다. 어깨부란 도 2에서 볼 수 있는 것처럼 돔 형태의 용접전극의 탭(TAP)부를 지칭하는 것으로서, 어깨부에서는 내부로 냉각수가 흐르지 않기 때문에 중심부에 비해서 타 부분보다 온도가 높아 LME가 주로 발생한다.

보다 구체적으로는, 용접, 특히 점용접 시 용접 어깨부의 온도는 도 1에서 알 수 있는 것처럼 641~846℃까지 급속히 상승하는데 반해, 아연 도금층은 420℃ 정도에서 용해가 시작되어 액상이 되고, 용접 어깨부의 온도가 더욱 올라갈수록 아연 도금층이 용융되어 형성된 액상의 유동성이 급격히 증가하여 소지 강판의 입계에 침투함에 따라 용접 LME 균열이 발생하게 되는 것이다.

고망간강 용융아연도금강판의 용접 LME 발생을 방지하기 위해서는 도금층의 융점이 도 1의 용접 어깨부의 최저온도인 641℃이상이어야 한다.

또한, Zn-Fe합금층의 Zn-Fe 상태도인 도 2에서 확인할 수 있는 것처럼, 도금층의 융점은 어깨부의 최저온도 보다 높은 665℃이상일 것이 요구되며, 이때 도금층은 Γ(캐피탈 감마)의 Zn-Fe합금화층과 액상아연(L)으로 구성되고, 도금층의 Fe함유량은 12%이상일 것이 요구된다.

즉, Zn-Fe합금층의 경우에는 도금층의 Fe함량이 12%이상이 되면, 도금층의 융점이 665℃로 증가하게 되므로 점용접 LME가 일어나는 용접 어깨부의 온도가 665℃까지 용해가 되지 않고, 고상으로 유지하는 사이 소지강판으로부터 Fe의 확산이 일어나서 도금층은 한층 더 합금화가 진행되고, 그에 따라 도금층의 융점이 크게 증가하기 때문에 도금층의 용융 및 액상에 의한 점용접 LME를 방지할 수 있는 것이다.

다만, 고망간 용융아연도금강판의 용접 LME 균열은 Zn-Fe합금층의 Fe함유량이 12%이상 함유하게 함으로써 고망간 용융아연도금강판의 용접 LME 균열은 방지할 수 있었으나, Zn-Fe합금층의 Fe함량이 12%이상에서는 취성의 Γ상이 형성되게 되어 부품 가공시 도금층이 분말 형태로 박리되는 파우더링이 발생하고 내식성 저하를 초래하게 되는 문제점이 있다.

이에 본 발명의 발명자들은 용접 시 용접 LME 및 가공시 파우더링 발생을 모두 억제하기 위한 방안에 대하여 연구를 거듭한 결과, 고망간강을 용융아연도금후 연속적으로 가열하여 도금층이 응고되는 과정에서 높은 온도로 짧은 시간내에 합금화 처리하는 연속적인 합금화 용융아연도금강판 제조방법 대신 고망간강을 용융아연도금 후 강판 또는 부품으로 가공한 후 저온에서 장시간 동안 가열하여 합금화하는 불연속적인 합금화 용융아연도금강판 제조 방법으로 Zn-Fe-Mn계 합금화층을 형성함으로써 용접 LME 및 가공시 파우더링 발생을 모두 억제할 수 있음을 알아내고 본 발명을 완성하였다.

본 발명의 일 측면에 따른 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판은 중량%로, C: 0.3~1%, Mn: 8~25%, Si: 0.1~3%, Al: 0.1~8%, Cr: 0.1~2%, Ti: 0.01~0.2%, B: 0.0005~0.01%, P: 0.01~0.3%, S: 0.0005%~0.01%, Ni: 0.06~2.0%, Sn: 0.02~0.2%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 소지강판; 및 상기 소지강판 상에 형성된 Zn-Fe-Mn계 합금화층을 포함하고, 상기 Zn-Fe-Mn계 합금화층은 중량%로, Mn: 2% 이상, Mn과 Fe의 함량의 합: 16~20%, 및 잔부 Zn을 포함한다.

상기와 같이 Mn: 2% 이상, Mn과 Fe의 함량의 합: 16~20%, 및 잔부 Zn을 포함하는 Zn-Fe-Mn계 합금화층은 충분한 고융점을 갖으므로 용접 LME 균열을 방지할 수 있다.

또한, 상기 Zn-Fe-Mn계 합금화층은 Mn이 함유되지 않거나 극미량 함유되어 취성의 Γ상이 주가되는 Zn-Fe계 합금화층에 비하여 연성의 Zn-Fe-Mn 고용체가 분산하여 존재하기 때문에 도금층의 연성이 개선되어 가공시에 도금층이 분말 형태로 박리되는 파우더링 현상이 발생하지 않게 된다.

이때, 바람직하게는 상기 Zn-Fe-Mn계 합금화층의 Mn의 함량은 2~6중량%이고, Fe의 함량은 10~18중량%일 수 있으나, 이에 한정되는 것은 아니다.

이하에서는, 본 발명의 다른 일 측면인 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

이때, 본 발명의 일 측면에 따르면, 합금화층을 형성하는 단계 전에 용융아연도금강판을 성형하는 단계를 포함할 수 있다.

소지강판을 준비하는 단계

본 발명에 사용되는 소지 강판은 고강도강 중 Mn: 8~25중량%를 포함하는 고망간강인 것이 바람직하나, 이에 한정되는 것은 아니다.

보다 구체적으로 예를 들면, 상기 소지강판은 중량%로, C: 0.3~1%, Mn: 8~25%, Si: 0.1~3%, Al: 0.1~8%, Cr: 0.1~2%, Ti: 0.01~0.2%, B: 0.0005~0.01%, P: 0.01~0.3%, S: 0.0005%~0.01%, Ni: 0.06~2.0%, Sn: 0.02~0.2%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.

용융아연도금강판을 제조하는 단계

상기 소지강판을 통상적인 용융아연도금강판 제조방법에 의해 아연도금욕에 침지하여 용융아연도금강판으로 제조한다.

보다 구체적으로 예를 들면, 도금욕 온도가 460~500℃인 아연도금욕에 3~5초간 침적하여 한 면의 도금부착량이 45~90g/㎡이 되도록 에어나이프로 조정하여 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.

용융아연도금강판을 성형하는 단계

일반적인 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에서는 용융아연도금 후 연속적으로 합금화층을 형성하는 단계를 수행하게 되지만, 본 발명에서는 불연속적으로 합금화층을 형성하는 단계를 수행하여도 무방하므로 합금화층을 형성하는 단계 전에 용융아연도금강판을 성형하는 단계를 선택적으로 추가할 수 있다.

Zn - Fe - Mn 계 합금화층을 형성하는 단계

고망간강을 용융아연도금한 후 또는 고망간강을 용융아연도금한 후 성형하여 부품으로 가공한 후 400~450℃에서 6~24시간 가열하여 Zn-Fe-Mn계 합금화층을 형성한다.

일반적인 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 의하면 용융아연도금 후 연속적으로 도금층이 응고되는 과정에서 500℃이상의 높은 온도에서 20초 이내의 짧은 시간 가열하게 되어 양적으로 많은 Fe의 확산량이 주가 되며, 상대적으로 Mn의 확산량은 미량에 불과하므로 도금층은 Zn-Fe계 합금화층을 형성하게 된다. 이러한 Zn-Fe계 합금화층이 점용접 LME 균열이 발생하지 않게 위해서는 12%이상의 Fe를 함유하는 합금화층 형성이 요구되나 이럴 경우 도금층은 가공성이 매우 취약한 취성의 Γ상이 주로 하는 Zn-Fe계 합금상이 형성되게 되므로 가공시 도금층이 분말 형태로 박리되는 파우더링이 발생하는 문제가 발생한다.

이와 달리, 본 발명에서는 아연의 융점 전후의 낮은 온도인 400~450℃에서 6~24시간 동안 장시간 가열함으로써 500℃이상의 높은 온도에서 가열한 경우와 달리 Fe의 확산량이 줄어들게 되어 Mn의 확산량이 상대적으로 많아지게 된다. 따라서, 도금층의 Mn함량이 증가하게 되어 도금층은 Zn-Fe-Mn계 합금화층이 형성된다. 이 Zn-Fe-Mn계 합금화층은 Mn이 함유되지 않거나 극미량 함유되어 취성의 Γ상이 주가되는 Zn-Fe계 합금화층 대비 도금층의 연성이 개선되어 가공시에 도금층이 분말 형태로 박리되는 파우더링 현상이 발생하지 않게 된다.

가열온도가 400℃미만인 경우에는 도금층이 합금화되기 어렵고, 450℃를 초과하는 경우에는 아연의 융점 이상의 가열로 도금층이 재용해되어 합금화 후 표면외관을 저해하고, 높은 온도에서의 합금화 처리로 도금층의 Fe함량이 과다하게 되어 가공시 파우더링이 발생하므로 바람직하지 않다. 따라서 가열온도는 400~450℃로 하는 것이 바람직하다

가열시간이 6시간 미만인 경우에는 도금층이 충분히 합금화되기 어렵고, 24시간 이상 가열하는 경우에는 합금화가 과도하게 진행되므로 가열시간은 6~24시간으로 함이 바람직하다.

이와 같이 본 발명의 합금화 용융아연도금강판은 저온에서 장시간 가열처리함으로써 합금화층에 Mn량을 다량 함유하고 있기 때문에 합금화층의 Fe함량이 12%이상인 경우에도 가공시 파우더링이 발생하지 않았다. 즉, 본 발명에서는 도금층의 Fe의 함량 뿐만 아니라 Mn의 함량까지 포함하는 합금원소의 총합금화도(Fe+Mn, %)를 16%이상 유지하는 것으로 점용접시 용접 LME 균열 및 가공시 파우더링 발생을 모두 방지하는 것이 가능하였다.

따라서 본 발명에서는 고망간강을 도금소재로 하는 고망간강 용융아연도금강판을 400~450℃의 저온에서 6~24시간 가열하여 아연도금층을 Mn함량이 2%이상 함유하고, Fe와 Mn의 총합금화도 (Fe+Mn, %)가 16~20%되도록 하여 도금층 전체가 Zn-Fe-Mn계 합금화층이 되도록 합금화 처리한다.

또한, 본 발명에 있어서 용접성이 향상될 수 있는 용접 방법은 점용접일 수 있으나, 이에 제한되는 것은 아니며, 당해 기술 분야에 널리 알려진 아크 용접, 레이저 용접 등과 같은 용접에 있어서도 열영향부에 응력이 작용하게 되면 열영향부에서 용접 LME 균열이 발생하므로, 본 발명을 적용하는 경우 역시 용접 LME 균열을 방지하는 효과를 획득할 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 )

중량%로, C: 0.55%, Mn: 15%, Si: 0.6%, Al: 2%, Cr: 0.1%, Ti: 0.1%, B: 0.001%, P: 0.017%, S: 0.0005%, Ni: 0.3%, Sn: 0.03%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 고망간강의 슬라브를 제조하였다. 상기 슬라브를 1150℃의 슬라브 재가열 온도에서 균질화 처리하고, 마무리 조압연온도 1080℃가 되도록 고압수 탈스케일하였으며, 마무리 열간 온도 900℃에서 열간압연하여 두께 2.4㎜의 열연강판을 제조하였다.

상기 열연강판은 권취 온도 450℃에서 권취하였다. 나아가, 열간압연이 끝난 열연강판의 스케일을 제거하기 위하여 열연강판을 염산 수용액에 침적하여 산세하였으며, 이때 염산 수용액의 농도는 13%였고, 산세 온도는 80℃였으며, 산세는 50초 동안 수행하였다. 산세 공정 후 압하율 50%로 냉간압연하여 두께 1.2㎜의 냉연강판으로 제조하였다.

상기 냉연강판을 수소가 5부피%이고 나머지가 질소로 이루어지며, 이슬점 온도가 -40℃인 환원 분위기 하에서, 40초간 소둔 온도 750℃에서 가열처리하고, 도금 소재를 480℃로 냉각하였다.

후속적으로, 도금욕 Al농도가 0.13%이고, 도금욕 온도가 460℃인 아연도금욕에 3~5초간 침적하여 한 면의 도금부착량이 45g/㎡ 되도록 에어나이프로 조정하여 용융아연도금강판을 제조하였다.

상기 용융아연도금강판을 하기 [표 1]에 나타낸 가열온도 300~520℃에서 가열시간 20초~48시간 동안 비활성분위기에서 가열함으로써 합금화 처리를 하여 합금화 용융아연도금강판을 제조하였다.

상기와 같이 제조된 강판에 대하여 합금화도 및 내파우더링성을 측정하고, 그 결과를 하기 [표 1]에 나타내었다.

이 때, 합금화도는 도금층을 묽은 산용액으로 용해한 후 ICP로 Fe 및 Mn의 함량을 정량적으로 분석한 것이고, 파우더링성은 60°굽힘시험후 굽힘내권부에 부착된 테이프에 묻어나는 합금화층 피막의 폭(넓이)를 다음과 같은 기준으로 평가한 것이다.

-1등급 : 박리없음

-2등급 : 박리폭이 2mm이하인 경우

-3등급 : 박리폭이 2~5mm인 경우

-4등급 : 박리폭이 5~10mm인 경우

-5등급 : 박리폭이 10mm이상인 경우

또한, 하기 [표 1]의 실시예 1 내지 6 및 비교예 1 내지 5와 같이 제조된 합금화 용융아연도금강판을 이용하여 동일한 소재 2매를 겹쳐서 용접하는 2겹 용접을 실시하였다. 용접방법으로는 프리펄스용접을 실시하였으며, 전류는 직류 전류를 사용하였다. 전극 성분은 Cu-Cr합금을 사용하였고, 돔 직경은 6㎜이었다. 프리펄스는 용접전류 5.5kA에서 11 싸이클 실시하고, 1 싸이클 냉각한 후, 2펄스에서는 약 12싸이클 실시하였다. 이때 가압력은 3.6KN이였다.

상기 점 용접후의 합금화도 및 점용접 균열길이를 측정하고, 그 결과를 하기 [표 1]에 나타내었다.

이 때, 점 용접부의 용접LME 균열 깊이는 너겟부의 단면을 광학현미경으로 관찰하여 점용접 열영향부인 어깨부의 표면으로부터 소지 내부로 진전된 균열의 길이로 측정한 것이다.

상기 점용접 후의 합금화도는 너겟부의 단면의 중심부를 EDS(Energy Dispersive Spectrometer) 점분석으로 Fe 및 Mn의 함량을 정량적으로 분석하였다.

본 발명의 합금화 용융아연도금강판의 점용접 LME 평가 기준은 용접 LME 균열 발생 여부로 평가하였다.

구분	합금화 조건		합금화도			내powdering성	점용접후 합금화도 (Fe+Mn)(%)	점용접 균열깊이 (㎛)
구분	합금화 온도 (℃)	합금화 시간 (시)	Fe(%)	Mn(%)	Fe+Mn (%)	좋음1<-->5나쁨	점용접후 합금화도 (Fe+Mn)(%)	점용접 균열깊이 (㎛)
실시예1	400	6	10.57	5.52	16.09	2	20.41	0
실시예2	400	12	12.46	4.71	17.17	2	21.2	0
실시예3	400	24	12.67	3.53	16.20	2	20.53	0
실시예4	450	6	12.55	2.91	15.46	3	22.47	0
실시예5	450	12	14.92	2.41	17.33	3	21.61	0
실시예6	450	24	17.5	2.16	19.66	3	27.52	0
비교예1	520	20초	12	0.05	12.05	5	19	0
비교예2	300	48	2.27	0	2.27	1	4.4	150
비교예3	350	24	2.36	0	2.36	1	7.3	120
비교예4	500	6	22.27	2.34	24.61	5	32.68	0
비교예5	500	3	20.41	2.67	23.08	5	31.2	0

상기 [표 1]에서도 알 수 있듯이, 실시예 1 내지 6은 고망간강 용융아연도금강판을 합금화 온도 400~450℃에서 6~24시간 가열처리함으로써 도금층 전체가 Fe-Zn-Mn계의 합금화층이 되었고, 그 합금화도(Fe+Mn, %)가 16~20%이었다. 또한 Mn의 함량이 2%이상이어서 내 파우더링성이 우수하였으며, 점용접시 어깨부의 합금화가 더욱 진전되어 용접 LME 균열이 발생하지 않았다.

비교예 2 및 3과 같이, 합금화 온도가 400℃미만인 경우에는 아무리 장시간 유지하여도 도금층이 거의 합금화 되지 않아 합금화도가 3%이하인 경우에는 도금층이 용해 및 액상으로 되어 점용접시 용접 LME 균열이 발생하였다.

비교예 4 및 5와 같이, 합금화 온도 500℃이상에서 가열하여 합금화 처리하는 경우에는 아연의 융점 이상의 가열로 도금층이 재용해되어 합금화 후 표면외관을 저해하고, 높은 온도에서의 합금화 처리로 도금층의 Fe함량이 20%이상이 되어 가공시 파우더링이 발생함을 알 수 있다.

또한 비교예 1과 같이, 고망간강을 용융아연도금한 후 도금층이 응고되는 과정에서 520℃에서 20초 동안 합금화 처리하는 통상적인 합금화 용융아연도금강판 제조방법으로 제조된 경우에는 도금층의 Fe함량이 12.05%으로 점용접시 용접 LME 균열이 발생하지 않았으나, 취성의 도금층 조직 형성으로 가공시 파우더링이 발생하였다.

이상에서 본 명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.3~1%, Mn: 8~25%, Si: 0.1~3%, Al: 0.1~8%, Cr: 0.1~2%, Ti: 0.01~0.2%, B: 0.0005~0.01%, P: 0.01~0.3%, S: 0.0005%~0.01%, Ni: 0.06~2.0%, Sn: 0.02~0.2%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 소지강판; 및
상기 소지강판 상에 용융아연도금층이 합금화 처리되어 형성된 Zn-Fe-Mn계 합금화층을 포함하고,
상기 Zn-Fe-Mn계 합금화층은 중량%로, Mn: 2% 이상, Mn과 Fe의 함량의 합: 16~20%, 및 잔부 Zn을 포함하는 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판.
제 1항에 있어서, 상기 Zn-Fe-Mn계 합금화층의 Mn의 함량은 2~6중량%이고, Fe의 함량은 10~18중량%인 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판.
중량%로, C: 0.3~1%, Mn: 8~25%, Si: 0.1~3%, Al: 0.1~8%, Cr: 0.1~2%, Ti: 0.01~0.2%, B: 0.0005~0.01%, P: 0.01~0.3%, S: 0.0005%~0.01%, Ni: 0.06~2.0%, Sn: 0.02~0.2%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 소지강판을 준비하는 단계;
상기 소지강판 상에 아연도금층을 형성하여 용융아연도금강판을 제조하는 단계; 및
상기 용융아연도금강판을 400~450℃에서 6~24시간 가열하여 Zn-Fe-Mn계 합금화층을 형성하는 단계를 포함하는 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
제 3항에 있어서, 합금화층을 형성하는 단계 전에 용융아연도금강판을 성형하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
제 3항에 있어서, 상기 Zn-Fe-Mn계 합금화층은 중량%로, Mn: 2% 이상, Mn과 Fe의 함량의 합: 16~20%, 및 잔부 Zn을 포함하는 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
제 5항에 있어서, 상기 Zn-Fe-Mn계 합금화층의 Mn의 함량은 2~6중량%이고, Fe의 함량은 10~18중량%인 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.