KR101758534B1 - 도금성 및 용접성이 우수한 아연계 도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

중량%로, Mn: 5~35%, Al: 0.01~6%, Si: 0.001~0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판과 상기 소지강판의 표면에 형성된 용융 아연계 도금층을 포함하고, 상기 소지강판과 상기 용융 아연계 도금층의 계면에 형성된 Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층을 포함하며, 상기 Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층에 함유된 Si의 함량은 0.5중량% 이하인 아연계 도금강판이 개시된다.

Description

도금성 및 용접성이 우수한 아연계 도금강판 및 그 제조방법{HOT DIP ZINC ALLOY COATED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT COATABILITY AND WELDABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 도금성 및 용접성이 우수한 아연계 도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

용융아연도금강판은 내식성, 용접성 및 도장성이 우수하여 자동차용 강판으로 많이 사용되고 있다. 또한 자동차 경량화에 의한 연비 향상 및 안정성 관점에서 자동차 차체 및 구조재의 고강도화가 요구됨에 따라 많은 종류의 자동차용 고강도강이 개발되어 왔다. 그러나 대부분의 강판은 고강도화에 따라 연성이 감소하게 되어, 결과적으로 부품으로의 가공에서 많은 제한을 따르게 된다. 이러한 강판의 고강도에 따른 연성 감소를 해결하기 위하여 많은 연구가 진행되어 왔으며, 그 결과 강재에 망간을 5~35% 포함시켜 강재가 소성변형시 쌍정(TWIN)이 유기되도록 함으로써 연성을 획기적으로 향상시킨 오스테나이트계 TWIP(Twinning Induced Plasticity, 쌍정유기소성) 강이 개발 중에 있다.

이러한 TWIP 강은 900MPa의 고강도에서 40% 이상의 연성을 가지므로 고강도-고연성의 차세대 자동차용 강판으로 주목되고 있다. 그러나 TWIP강은 시간이 경과함에 따라 수소취성에 의해서 파괴가 일어나는 지연파괴가 야기되는 문제가 있어, 최근 Al을 최대 6%까지 첨가한 고알루미늄형 TWIP강이 제안되고 있다.

한편, 이러한 고알루미늄형 TWIP강을 소지로 한 용융아연도금강판의 제조시 재질 확보 및 표면 활성화(환원)를 위해서 수소를 포함하는 질소 분위기에서 소둔처리하게 된다. 그런데, 이러한 분위기는 도금소재인 소지철(Fe)에 대해서는 환원성 분위기이나, 고알루미늄형 TWIP강의 Mn, Si, Al 등과 같은 산화가 쉬운 원소에 대해서는 산화성 분위기로 작용하게 된다. 따라서, 이러한 분위기에서 Mn과 Al이 다량 첨가된 고알루미늄형 TWIP강을 재결정 소둔하게 되면, 분위기 중에 미량 함유되어 있는 수분이나 산소에 의해서 합금원소가 선택적으로 산화(선택산화)되어 소지(도금소재) 표면에 주로 Mn, Al 및 Si의 표면산화물이 생성되게 된다. 따라서 Mn 및 Al이 다량 함유되어 있는 고알루미늄형 TWIP강을 도금소재로 사용하는 경우, 도금 전 공정인 소둔과정에서 형성되는 이러한 표면산화물에 의해서 미도금이 발생하거나, 도금이 되더라도 가공시 도금층이 박리되게 된다.

TWIP강을 소지로 하는 용융도금강판의 미도금을 방지하기 위한 공지 기술로는 대표적으로 특허문헌 1 및 2를 들 수 있다.

특허문헌 1에서는 Sb, Sn, As, Te 등의 원소를 미량 첨가하여 Mn, Si등의 합금원소가 표면으로 확산하여 산화물을 형성하는 것을 방지하는 기술을 제안하고 있다.

그러나, 특허문헌 1과 같이 Sb, Sn, As, Te 등의 원소를 미량 첨가한다고 하더라도, 산화력이 매우 큰 망간 및 알루미늄의 표면 산화를 완전히 방지하는 것은 불가능하고, 이를 위해서 상기와 같은 고가의 합금원소를 다량 첨가하여야 하며 이에 따른 비용 증가를 초래하기 때문에 바람직하지 못하다. 더욱이, Sn과 같은 저융점 원소의 경우 용융 아연의 모재 침투를 보다 가속화시켜 점용접시 LME(Liquid Metal Embrittlement) 균열 가속화의 원인이 된다.

특허문헌 2에서는 Si를 첨가하여 표면에 얇은 Si 산화물층을 형성시켜 망간 산화물의 형성을 억제하는 기술을 제안하고 있다.

그러나, Si는 Mn보다 산화력이 커 안정한 피막 형태의 산화물을 형성하기 때문에 용융아연과의 젖음성을 향상시키는 것이 불가능할 뿐만 아니라, Si를 다량 함유함에 따라 Si가 산화물의 형태로 입계 편석되어 점용접시 LME(Liquid Metal Embrittlement) 균열의 원인이 된다.

한국 공개특허공보 제10-2007-0067593호 한국 공개특허공보 제10-2007-0067950호

본 발명의 목적 중 하나는, 도금성 및 용접성이 우수한 아연계 도금강판과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, Mn: 5~35%, Al: 0.01~6%, Si: 0.001~0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판과 용융 아연계 도금층을 포함하고, 상기 소지강판과 상기 용융 아연계 도금층의 계면에 형성된 Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층을 포함하며, 상기 Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층에 함유된 Si의 함량은 0.5중량% 이하인 아연계 도금강판을 제공한다.

또한, 본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, Mn: 5~35%, Al: 0.01~6%, Si: 0.001~0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판의 표면에 Ni 도금층을 형성하는 단계, 상기 Ni 도금층이 형성된 소지강판을 -30℃ 이하의 이슬점(dew point)로 제어된 환원 분위기 하, 700~850℃까지 가열하는 단계, 및 상기 가열된 소지강판을 용융아연계 도금욕에 침지하여 도금하는 단계를 포함하는 아연계 도금강판의 제조방법을 제공한다

본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명에 따른 아연계 도금강판은 도금성 및 용접성이 매우 우수한 장점이 있다.

도 1a 내지 도 1f는 발명예 1에 따른 아연계 도금강판의 도금층과 소지강판의 계면을 TEM(Transmission Electron Microscopy)으로 원소별 라인 스캔한 사진이다.
도 2a 내지 도 2f는 비교예 2에 따른 아연계 도금강판의 도금층과 소지강판의 계면을 TEM(Transmission Electron Microscopy)으로 원소별 라인 스캔한 사진이다.

본 발명자들은 고알루미늄형 TWIP강을 소지로 한 용융아연도금강판의 도금성 및 용접성을 개선하는 방안에 대해 깊이 연구하였으며, 그 결과, 소지와 도금층의 계면에 Si 함량이 적절히 제어된 계면층을 형성시킬 경우, 우수한 도금성 및 용접성을 확보할 수 있음을 인지하고, 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명의 일 측면인 도금성 및 용접성이 우수한 아연계 도금강판에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면인 아연계 도금강판은, 소지강판, 아연계 도금층 및 상기 소지강판과 아연계 도금층의 계면에 형성된 Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층을 포함한다.

먼저, 소지강판의 합금 성분 및 바람직한 함량 범위에 대해 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.

Mn: 5~35%

망간은 오스테나이트 조직을 안정화시키는 원소이다. 만약, 그 함량이 5% 미만인 경우 변형 중 α'(알파다시)-마르텐사이트 조직이 형성되어 안정한 오스테나이트 조직을 확보하기 어려우며, 반면, 그 함량이 35%를 초과할 경우 강도 향상의 효과는 포화되고, 제조 원가가 상승하는 단점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 망간 함량을 5~35%로 한정함이 바람직하다.

Al: 0.01~6%

알루미늄은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하는 원소이나, 본 발명에서는 적층결함에너지를 높여 ε(입실런)-마르텐사이트 생성을 억제함으로써 강의 연성 및 내지연파괴 특성을 향상시키는 역할을 한다. 만약, 알루미늄 함량이 0.01% 미만인 경우 급격한 가공 경화 현상에 의해 강의 연성이 저하되어 내지연파괴 특성이 열화되는 문제가 있으며, 반면, 6%를 초과할 경우 강의 인장강도가 저하되고, 주조성이 열위해지며, 열간압연시 강 표면 산화가 심화되어 표면품질이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 알루미늄 함량을 0.01~6%로 한정함이 바람직하다.

Si: 0.001~0.1%

실리콘은 통상 강의 탈산제로서 첨가되는 원소로 알려져 있으며, 통상 강 중 0.001% 이상 포함된다. 다만, 0.1%를 초과할 경우 실리콘이 강판 표층부 입계에 산화물의 형태로 편석되어 점용접 LME 균열 저항성을 열위하게 한다. 따라서, 본 발명에서는 실리콘 함량을 0.001~0.1%로 한정함이 바람직하다.

상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.

한편, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니며, 예를 들어, 소지강판은 중량%로, C; 0.1~1.5%, Ti: 0.01~0.2%, B: 0.0005~0.006%를 더 포함할 수 있다.

C: 0.1~1.5%

탄소는 오스테나이트 조직의 안정화에 기여하는 원소로서, 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 조직을 확보하는데 유리한 측면이 있다. 또한, 탄소는 강의 적층결함에너지를 증가시켜 인장 강도 및 연신율을 동시에 증가시키는 역할을 한다. 만약, 탄소 함량이 0.1% 미만일 경우, 강판의 고온 가공시 탈탄에 의해 α'(알파다시)-마르텐사이트 조직이 형성되어 지연파괴에 취약하게 될 우려가 있으며, 또한 목표하는 인장강도 및 연신율 확보가 어려울 수 있다. 반면, 그 함량이 1.5%를 초과할 경우 전기 비저항이 증가하여 용접성이 열화될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 탄소 함량을 0.1~1.5%로 한정함이 바람직하다.

Ti: 0.01~0.2%

티타늄은 강 중 질소와 반응하여 질화물을 형성함으로써 강의 성형성을 향상시키며, 강 중 탄소와 반응하여 탄화물을 형성함으로써 강의 강도를 향상시킨다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 티타늄 함량이 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.2%를 초과할 경우 석출물이 과도하게 형성되어 강의 피로 특성이 열화될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 티타늄 함량을 0.01~0.2%로 한정함이 바람직하다.

B: 0.0005~0.006%

보론은 입계에 편석하는 입계 강화원소로 알려져 있으며 열간 성형시 강판 엣지크랙 형성을 억제하는 역할을 한다. 보론의 함량이 0.0005% 미만일 경우, 열연 엣지 크랙 형성 억제 효과를 기대하기 어려우며 반면 0.006%를 초과할 경우 입계에 질화물이 과도하게 형성되어 크랙 형성을 오히려 조장하는 문제를 야기할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 보론 함량을 0.0005~0.006%로 한정함이 바람직하다.

용융 아연계 도금층은 소지강판의 표면에 형성되어, 강판의 내식성 향상에 기여한다. 본 발명에서는 아연계 도금층의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금층이거나, Si 등을 포함하는 아연계 도금층일 수 있다.

Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층은 소지강판과 용융 아연계 도금층의 계면에 형성되어 도금 밀착성 개선에 기여한다.

Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층에 포함된 합금 원소의 종류 및 그 함량에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, Si 함량은 0.5중량% 이하인 것이 바람직하다. 만약, Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층에 포함된 Si의 함량이 0.5중량%를 초과할 경우, Si 산화물 형태로 도금층과 소지강판에 존재하여 점용접시 저항체 역할을 하여 입열량을 증가시켜 용접성이 열화될 수 있다.

한편, 본 발명에서는 Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층에 포함된 Si의 함량을 측정하는 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 다음과 같은 방법을 이용할 수 있다. 즉, 도금강판을 수직으로 절단한 후, 투과전자현미경(TEM, Transmission Electron Microscope)으로 100,000배로 그 단면 사진을 촬영하고, 도금층과 소지강판의 계면에서 등간격으로 30곳에 대하여 EDS(Energy Dispersive Spectroscopy)를 이용하여 Si 함량을 점 분석한 후, 이들의 평균값을 Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층에 포함된 Si의 함량으로 정의할 수 있다.

전술한 바와 같이, 이상에서 설명한 본 발명의 아연계 도금강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 그 일 구현예로써 다음과 같은 방법에 의하여 제조될 수 있다.

먼저, 전술한 조성을 만족하는 소지강판의 표면에 Ni 도금층을 형성한다. 이는 Mn 및 Al과 같은 난도금성 원소의 표면 농화로 인한 미도금 문제를 해결하기 위함이다.

일 예에 따르면, Ni 도금층의 부착량은 50~500mg/m²일 수 있다. 만약, 부착량이 5mg/m² 미만인 경우 Mn 및 Al의 표면 농화 억제 효과가 미미하여 미도금이 야기될 수 있으며, 반면, 500mg/m²을 초과할 경우 그 효과가 포화되고, 단지 제조 원가의 상승을 초래할 뿐이므로 효율적이지 못하다.

본 발명에서는 Ni 도금층을 형성하는 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 일 예에 따르면, Ni 도금층은 무전해도금, 스퍼터링 또는 전자빔 증착에 의해 형성할 수 있다. 이 중 무전해도금이 공정의 유지 및 관리 측면에서 유리한 장점이 있다.

다음으로, Ni 도금층이 형성된 소지강판을 환원 분위기 하, 가열 및 균열한다.

이때, 이슬점 온도를 -30℃ 이하로 제어함이 바람직하다. 만약, 이슬점 온도가 -30℃를 초과할 경우 강 중 Mn이 산소와 반응하여 강판의 표층에 Mn 산화물을 띠 형태로 두껍게 형성함에 따라 용융 아연의 젖음성이 열위해질 수 있다.

이때, 가열온도는 700~850℃인 것이 바람직하고, 726~820℃인 것이 보다 바람직하다. 만약, 가열온도가 700℃ 미만일 경우 A₁ 변태점(약 726℃) 보다 낮아져 오스테나이트계 단상 조직을 얻을 수 없게 되며, 반면, 가열온도가 850℃를 초과할 경우 소둔로 내 온도를 높이는데 과도한 연료 및 에너지가 소비될 뿐 아니라, 2차 재결정에 의해 강의 물성이 저하될 수 있으며, 강판 표면에 Si, Mn 및 Al 산화물이 두껍게 형성되어 미도금 혹은 도금 박리 현상이 유발될 수 있다.

일 예에 따르면, 여기서 환원 분위기는 3부피% 이상(100부피% 제외)의 수소 가스 및 잔부 질소 가스 분위기일 수 있다. 만약 수소 가스의 함량이 3부피% 미만일 경우 강판의 표면에 불가피하게 형성된 철 산화피막의 환원이 충분히 일어나지 않아 잔류 산화피막에 의한 도금층의 박리를 초래할 수 있다. 한편, 수소 가스의 함량이 높을수록 도금성 측면에서 유리하므로 그 상한은 특별히 한정하지 않으나, 수소 가스의 함량이 지나치게 높을 경우 비용이 상승할 뿐 아니라, 폭발의 위험이 있는 바, 이를 고려할 때 그 상한을 20부피%로 한정할 수는 있다.

일 예에 따르면, 가열온도까지의 가열 속도는 1.6~4.1℃/sec일 수 있다. 가열속도는 조업 라인에서 라인 스피드(line speed) 즉, 생산성과 직결되므로 강판의 품질에 안 좋은 영향을 미치지 않는 범위 내에서는 빠를수록 좋다. 하지만 가열속도가 증가시키기 위해 라인 스피드를 증가시킬 경우, 선행코일과의 용접부 파단의 발생 및 강판이 한쪽으로 쏠리는 사행 발생 우려가 가중되어 가열속도를 무한정 높일 수는 없다. 또한, 가열구간의 가열속도가 감소하면 강판 표면에 Si, Mn 및 Al의 농화가 심해 두꺼운 산화물층을 형성함으로써 아연도금 이후 미도금이 발생할 뿐만 아니라 도금층이 탈락하는 도금박리를 유발할 수 있다. 따라서, 가열구간에서의 가열속도는 이후 아연도금하는 과정에서 도금성 및 도금박리 여부를 결정짓는 중요한 변수가 될 수 있다. 만약, 가열속도가 1.6℃/s 미만인 경우 강판의 생산성이 떨어지는 단점과 더불어 가열하는 과정에서 강판 표면에 Si, Mn 및 Al 농화가 증가하여 띠 형태의 Si, Mn 및 Al 복합 산화물이 두껍게 형성되어 아연도금 이후 미도금 발생 및 도금층이 박리되는 현상을 초래할 수 있다. 반면, 가열속도가 4.1℃/s를 초과할 경우, 선행코일과의 용접부 파단의 발생 및 강판이 한쪽으로 쏠리는 사행 발생의 우려가 있다.

일 예에 따르면, 균열온도에서의 유지시간은 35~70초일 수 있다. 이는 소둔 후 최적의 재질 및 도금성을 확보하기 위함이다.

다음으로, 가열 및 균열된 소지강판을 용융아연계 도금욕에 침지하여 도금한다.

일 예에 따르면, 용융아연계 도금욕은 0.1~0.25중량%의 Al을 포함할 수 있다. 만약, Al의 함량이 0.1중량% 미만이거나 0.25중량%를 초과할 경우 도금욕 내 드로스 발생이 심화되어 도금욕 관리의 어려움이 있다.

일 예에 따르면, 용융아연계 도금욕의 온도는 440~460℃일 수 있다. 만약, 도금욕의 온도가 440℃ 미만일 경우 도금욕의 점도가 증가하여 강판을 감는 롤(roll)의 이동도가 감소하여 강판과 롤 간의 미끄럼(slip)을 유발시켜 강판에 결함이 야기될 수 있드며, 반면, 도금욕의 온도가 460℃를 초과할 경우 강판의 용해를 촉진시켜 Fe-Al 화합물 형태의 드로스 발생을 가속화시켜 미도금이 야기될 수 있다.

일 예에 따르면, 도금 후 합금화 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다. 이때, 합금화 열처리 온도는 480~600℃일 수 있다. 만약, 합금화 열처리 온도가 480℃ 미만일 경우 도금층 내 충분한 Fe 함량을 확보하기 어려울 수 있으며, 반면, 600℃를 초과할 경우 도금층 내 Fe 함량이 과도하여 가공 충 도금층이 탈락하는 파우더링 현상이 야기될 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1의 조성을 갖는 열연강판을 냉간압연하고, 탈지 및 산세하여 강판 표면을 청정화한 후, Ni 선도금(부착량: 300mg/m²)하였다. 이후, 5%의 수소와 잔부 질소를 포함하는 환원 분위기 하 하기 표 2의 조건으로 가열하였다. 이때, 균열온도에서의 유지시간은 60초로 일정하게 하였다. 이후, 강판을 아연계 도금욕(Al: 0.2중량%) 중 5초 간 침지하여 도금강판을 제조한 후, 에어 와이핑을 통해 도금 부착량을 60g/m²으로 조절하였다.

이후, 도금성 평가를 위해, 시편을 15×15mm²의 크기로 절단하고, 단면을 연마한 다음 주사전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscope)을 이용하여 도금층의 피복 면적율을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 함께 나타내었다.

이후, 도금 밀착성 평가를 위해, 시편을 30×80mm²의 크기로 절단하고, 이를 180° 각도로 굽힘 가공 후 벤딩 테스트(bending test)를 실시하였다. 강판의 재질 특성에 따라 소재가 파단되지 않는 범위에서 0T 또는 1T 벤딩을 실시하였다. 벤딩부에 투명 비닐테이프를 붙였다가 떼어냈을 때 도금층이 묻어나오면 '박리', 도금층이 묻어 나오지 않으면 '비박리'로 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 함께 나타내었다.

이후, 스폿 용접성을 평가하기 위해, 선단경 6mm인 Cu-Cr 전극을 사용하여 용접전류를 흘려주며 가압력 2.6kN으로 16Cycle의 통전시간과 15Cycle의 Holding 시간 조건에서 용접을 실시하였다. 통상의 경험을 바탕으로 5.0kA을 하한으로 정하고 날림현상이 발생하는 시점의 용접전류를 상한(Expulsioin current)으로 정하였고 하한으로부터 LME 균열이 발생하지 않는 전류까지의 차이값을 LME 균열 미발생 전류범위로 명명하여, 그 결과를 하기 표 2에 함께 나타내었다.

강종	성분(중량%)
	Mn	Al	Si	C	Ti	B
발명강1	17.1	1.76	0.01	0.36	0.05	0.0014
발명강2	18.7	1.39	0.034	0.48	0.04	0.0023
비교강1	19.2	1.35	0.36	0.35	0.06	0.0031
비교강2	17.6	2.12	0.13	0.49	0.08	0.0022
비교강3	15.7	1.46	0.24	0.33	0.06	0.0012

No.	강종	가열 조건			계면층 중 Si 함량 (중량%)	피복 면적율 (면적%)	도금 밀착성	전류범위 (kA)	비고
		이슬점 (℃)	속도 (℃/s)	온도 (℃)
1	발명강1	-37	2.8	810	0.16	97.5	비박리	1.2	발명예1
2	발명강2	-50	3.1	802	0.08	98	비박리	1.2	발명예2
3	발명강1	-48	3.0	780	0.11	97	비박리	1.0	발명예3
4	발명강2	-38	4.0	795	0.15	99	비박리	1.4	발명예4
5	발명강2	-53	3.4	816	0.23	96.5	비박리	1.0	발명예5
6	발명강2	-23	2.1	800	0.14	76	박리	0.4	비교예1
7	비교강1	-45	1.2	690	2.13	68	박리	0.4	비교예2
8	비교강2	-42	2.8	870	0.84	82	박리	0	비교예3
9	비교강3	-35	1.3	850	0.65	72	박리	0.2	비교예4

표 2를 참조할 때, 본 발명에서 제안하는 조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우, 계면층 중 Si 함량이 적절히 제어되었으며, 이에 따라, 도금층의 피복면적율이 95% 이상으로 도금성이 매우 우수할 뿐만 아니라, 도금 밀착성도 매우 우수함을 확인할 수 있다. 또한, 강판 표층부 산화물이 입계에 편석되는 것이 억제되어 LME 균열이 발생하지 않는 전류 범위가 1.0kA 이상으로 확보됨을 확인할 수 있다.

그러나, 비교예 1은 균열구간에서의 이슬점이 본 발명에서 제안하는 조건을 초과하여 강판 표면에 띠 형태의 두꺼운 Mn 산화물이 불가피하게 형성되어 아연도금하는 과정에서 아연의 젖음성이 불량한 결과를 가져왔다. Mn 산화물에 의해 아연도금층의 피복면적율이 76%에 그쳐 도금성이 열위하였고 Mn 산화물로 인해 도금층이 탈락되는 도금박리현상이 발생하였다. 또한, 강판 표층에 두껍게 형성된 Mn산화물이 저항체로 작용하여 점용접시 어깨부 온도를 상향시켜 용융아연이 모재로의 침투를 가속화시켜 LME 균열 저항성이 낮아짐에 따라 LME 균열 미발생 전류범위가 0.4kA에 그쳤다.

또한, 비교예 2는 가열구간에서의 가열속도가 본 발명의 조건에 미치지 못하여 실제 조업라인에서 강판의 생산성의 저하를 가져오는 동시에 가열속도가 낮아 목표한 소둔온도에 이르기까지 걸리는 시간이 길어진다. 이로 인해 강판 표면에 형성되는 Si, Mn 및 Al 산화물층의 두께가 두꺼워져 환원분위기에서 열처리하더라도 아연도금 이후 Si, Mn 및 Al 산화물이 도금층과 강판 계면에 띠 형태로 잔류하게 되어 아연도금의 탈락현상을 초래하였다. 이와 더불어 아연의 젖음성이 열위하여 아연도금층의 피복면적분율이 68%에 그쳤다. 또한, 강판 표층에 Si, Mn 및 Al 복합 산화물이 농화됨에 따라 저항체로 작용하여 점용접시 어깨부 온도를 상향시켜 용융아연이 모재로의 침투를 가속화시켜 LME 균열 저항성이 열위해져 LME 균열 미발생 전류범위가 0.4kA로 열위하게 나타났다.

또한, 비교예 3은 강중 Si함량이 본 발명에서 제안하는 조건을 초과하여 소둔 열처리하는 과정에서 강판 표면에 Si, Mn 및 Al 복합산화물이 농화되어 아연의 젖음성이 열위하여 아연도금층의 피복면적분율이 72%에 불과하였다. 또한, 강판 표층 입계에 Si, Mn 및 Al 복합산화물이 편석됨에 따라 저항체로 작용하여 점용접시 어깨부 온도를 상향시켜 용융아연이 모재로의 침투를 가속화시켜 LME 균열 저항성이 낮아짐에 따라 LME 균열 미발생 전류범위를 확보하지 못하였다.

마지막으로, 비교예 4는 균열구간의 소둔온도가 본 발명에서 제안하는 조건을 초과하여 2차 재결정에 의해 강의 재질 즉, 인장강도 또는 연신율이 원하는 수준에 미달하였고 소둔온도에 이르는 데 걸리는 시간이 상대적으로 길뿐만 아니라 소둔온도가 높아짐에 따라 강판 표면으로 강중의 Si, Mn 또는 Al의 확산이 많아져 도금층과 소지 강판 계면에 띠 형태로 Si, Mn 또는 Al 산화물을 형성하게 된다. 이에 따라 환원 분위기에서 열처리하더라도 아연도금 이후에 도금층과 강판 계면에 잔류하는 Si, Mn 또는 Al 산화물에 의해 아연의 젖음성이 열위해지고 도금층이 탈락하는 현상을 초래하였다. 또한, 강판 표층에 Si, Mn 및 Al 복합 산화물이 농화됨에 따라 저항체로 작용하여 점용접시 어깨부 온도를 상향시켜 용융아연이 모재로의 침투를 가속화시켜 LME 균열 저항성이 낮아져 LME 균열 미발생 전류범위가 0.2kA로 열위하였다.

한편, 도 1a 내지 도 1f는 발명예 1에 따른 아연계 도금강판의 도금층과 소지강판의 계면을 TEM(Transmission Electron Microscopy)으로 원소별 라인 스캔한 사진이고, 도 2a 내지 도 2f는 비교예 2에 따른 아연계 도금강판의 도금층과 소지강판의 계면을 TEM(Transmission Electron Microscopy)으로 원소별 라인 스캔한 사진이다. 도 1 및 도 2를 참조하면, 용융아연도금후 도금층과 소지강판 계면에 원소별 농화 거동을 알 수 있다.

Claims (7)

1. 중량%로, Mn: 5~35%, Al: 0.01~6%, Si: 0.001~0.034%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판과 용융 아연계 도금층을 포함하고,
   상기 소지강판과 상기 용융 아연계 도금층의 계면에 형성된 Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층을 포함하며,
   상기 Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층에 함유된 Si의 함량은 0.5중량% 이하인 아연계 도금강판.
   
2. 제1항에 있어서,
   상기 소지강판은 중량%로, C; 0.1~1.5%, Ti: 0.01~0.2%, B: 0.0005~0.006%를 더 포함하는 아연계 도금강판.
   
3. 중량%로, Mn: 5~35%, Al: 0.01~6%, Si: 0.001~0.034%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판의 표면에 부착량 300~500mg/m²의 Ni 도금층을 형성하는 단계;
   상기 Ni 도금층이 형성된 소지강판을 -30℃ 이하의 이슬점(dew point)로 제어된 환원 분위기 하, 700~850℃까지 가열하는 단계; 및
   상기 가열된 소지강판을 용융아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금층이 형성된 아연계 도금강판을 얻는 단계;
   를 포함하고,
   상기 아연계 도금강판은 상기 소지강판과 상기 용융 아연계 도금층의 계면에 형성된 Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층을 포함하며, 상기 Mn-Ni-Fe-Al-Zn 계면층에 함유된 Si의 함량은 0.5중량% 이하인 아연계 도금강판의 제조방법.
   
4. 삭제
5. 제3항에 있어서,
   상기 환원 분위기는 3부피% 이상의 수소 가스 및 잔부 질소 가스 분위기인 아연계 도금강판의 제조방법.
   
6. 제3항에 있어서,
   상기 가열시, 가열 속도는 1.6~4.1℃/sec인 아연계 도금강판의 제조방법.
   
7. 제3항에 있어서,
   상기 용융아연계 도금욕은 0.1~0.25중량%의 Al을 포함하는 아연계 도금강판의 제조방법.

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