KR20110123768A - 내용융금속취화균열성이 우수한 아연계 합금 도금 강재 - Google Patents

내용융금속취화균열성이 우수한 아연계 합금 도금 강재 Download PDF

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노부카즈 후지모토
신이치 고다마
스스무 후지와라
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닛신 세이코 가부시키가이샤
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Abstract

질량%로, C: 0.010 내지 0.100%, Si: 1.50% 이하, Mn: 2.00% 이하, P: 0.100% 이하, S: 0.030% 이하, N: 0.0050% 이하, Ti: 0.050% 이하, B: 0.0003 내지 0.0100%, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, L 값={(Ti/48)+(B/11)}/(N/14)가 5.50 이상인 화학 조성을 가지며, 페라이트: 10 내지 99체적%, 잔부가 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 또는 마르텐사이트인 금속 조직을 갖는 강철 기재의 표면에, 아연계 합금 도금층을 형성하여 이루어지는, 내용융금속취화균열성이 우수하고, 또한 양호한 가공성을 갖는 아연계 합금 도금 강재.

Description

내용융금속취화균열성이 우수한 아연계 합금 도금 강재{Zinc based alloy coated steel having superior resistance to liquid metal embrittlement and cracking}
본 발명은, 용접 가공에 제공했을 때, 용접열 영향부에 있어서의 용융 금속 취화 균열의 발생이 억제되는 아연계 합금 도금 강재에 관한 것이다.
Zn 도금이나 Zn-Al-Mg 합금 도금 등의 아연계 도금이나, Cu 도금을 가한 강재에서는, 드물게 용접열 영향부에 있어서 균열이 발생하는 경우가 있다. 이 현상은 일반적으로, 용융 금속 취화 균열이라고 불린다. 이것은 도금 강재를 용접했을 때나, 용접 구조체에 용융 도금을 시행했을 때에, 용융한 도금 성분이 모재의 입계에 작용하여 발생하는 것으로 생각되며, 재료의 취성적인 파괴(입계 파괴(粒界 破壞))를 일으키는 요인이 된다.
특허문헌 1에는, Zn-Al-Mg 합금 도금 강판의 경우, 용접 직후에 발생하는 용융 금속 취화 균열을 억제하는 수법으로서, Ti, B를 첨가한 기재(도금 원판)의 적용이 유효한 것이 개시되어 있다. 이것은 주로 프리(free) B가 결정 입계로 편석하여 입계를 강화하는 효과에 의한 것으로 여겨진다. 특허문헌 2, 3에는, Nb, V, Mo, Zr 첨가 강철이나 Cr 첨가 강철 등을 기재(도금 원판)에 사용함으로써 내용융금속취화균열성을 개선한 Zn-Al-Mg 합금 도금 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 1: 일본 공개특허공보 2003-3238호 특허문헌 2: 일본 공개특허공보 2006-97129호 특허문헌 3: 일본 공개특허공보 2008-184685호
가공 용도로 널리 사용되고 있는 인장 강도가 200 내지 500MPa인 도금 강판은, 일반적으로 강재의 C 양이 0.1질량% 정도 이하인 것이 많다. 본 명세서에서는 C 함유량이 0.1질량% 이하인 강철을 저탄소강이라고 부른다. 또한, 강철 조성에 있어서의 「%」는 특별히 언급하지 않는 한 질량%를 의미한다. 발명자들은 아연계 합금 도금 강재의 용융 금속 취화 균열에 관해서 상세하게 검토한 결과, 저탄소강을 기재에 사용한 아연계 합금 도금 강재에서는, 0.1%를 초과하는 C 함유량의 강재를 기재에 사용한 것과 비교하여, 용융 금속 취화 균열이 발생하기 쉬운 것을 알았다. 즉 기재가 저탄소강인 경우, 단지 Ti, B를 첨가한다고 하는 수법을 채용하는 것만으로는 용접 조건이 매우 엄격할 때에는 용융 금속 취화 균열의 개선 효과가 불충분해지는 경우가 있다. 이러한 점에 있어서, 특허문헌 2, 3에 개시되는 Nb, V, Mo, Zr이나 Cr의 첨가는 지극히 유효하다고 생각되지만, 반면, 저탄소강의 가공성을 저하시키는 요인이 될 수 있다.
본 발명은, 저탄소강을 기재로 사용한 아연계 합금 도금 강재에 있어서, 용융 금속 취화 균열이 일어나기 어려우며, 또한 양호한 가공성을 갖는 것을 제공하는 것을 목적으로 한다.
발명자들은 상세한 검토의 결과, 도금에 제공하는 강철 기재가 저탄소강인 경우에 있어서도, 기재의 Ti, B 첨가량을 N 함유량과의 관계에 있어서 엄밀하게 규제하는 것, 및 기재의 금속 조직을 페라이트가 소정량 이상 포함되는 복합 조직으로 함으로써, 내용융금속취화균열성을 안정적으로 개선할 수 있고, 또한 가공성도 양호하게 유지할 수 있는 것을 밝혀냈다. 본 발명은 이러한 지견에 기초하여 완성된 것이다.
본 발명에서는, 질량%로, C: 0.010 내지 0.100%, Si: 1.50% 이하, Mn: 2.00% 이하, P: 0.100% 이하, S: 0.030% 이하, N: 0.0050% 이하, Ti: 0.050% 이하, B: 0.0003 내지 0.0100%를 함유하고, 필요에 따라 또한 Cr: 2.00% 이하, Nb: 0.10% 이하, V: 0.50% 이하, Mo: 0.50% 이하, Zr: 0.50% 이하의 1종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기 수학식 1에 의한 L 값이 5.50 이상인 화학 조성을 가지며, 페라이트: 10 내지 99체적%, 잔부가 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 또는 마르텐사이트인 금속 조직을 갖는 강철 기재의 표면에, 아연계 합금 도금층을 갖는 내용융금속취화균열성이 우수한 아연계 합금 도금 강재가 제공된다.
Figure pct00001
여기서, 수학식 1의 원소 기호의 개소에는 질량%로 나타내는 당해 원소의 함유량의 값이 대입된다. 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트의 각 조직 중에는, 상기 성분 조성을 만족시키는 한 미세한 석출물이나 개재물이 포함되어 있어도 상관없다. 본 명세서에 있어서 단순히 「페라이트」라고 할 때는, 펄라이트를 구성하는 페라이트상을 제외한 페라이트상을 의미한다. 또한, 단순히 「시멘타이트」라고 할 때는, 펄라이트를 구성하는 시멘타이트상을 제외한 시멘타이트상을 의미한다.
아연계 합금 도금이란, Al: 60.0질량% 이하, Mg: 10.0질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, B: 0.05질량% 이하, Si : 2.0질량% 이하, Fe: 2.0질량% 이하의 1종 이상을 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물인 화학 조성의 도금층을 형성시키는 것을 말한다. 그러한 도금층을 용융 도금법에 의해 형성시키는 경우, 도금층의 단면 조직은 통상적으로 몇개의 금속상으로 구성되는 응고 조직을 나타내지만, 도금층 전체에 있어서의 화학 조성은 도금욕 조성을 거의 반영한 것이 된다. 본 발명을 적용하는 데 있어서 특히 효과적인 아연계 합금 도금으로서 Zn-Al-Mg계 합금 도금을 들 수 있다. 구체적으로는, 질량%로, Al: 3.0 내지 22.0%, Mg: 1.0 내지 10.0%를 함유하고, 또한 Ti: 0.1% 이하, B: 0.05% 이하, Si: 2.0% 이하, Fe: 2.0% 이하의 1종 이상을 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 아연계 합금 도금층을 형성한 것이 적합한 대상이 된다.
본 발명에 의하면, C 함유량이 0.10질량% 이하인 저탄소강을 기재에 사용한 아연계 합금 도금 강재에 있어서, 내용융금속취화균열성이 현저하게 개선되고, 또한 양호한 가공성이 유지된 것이 제공 가능하게 되었다. 이것에 의해, 저탄소 강재를 사용한 여러 가지 형상의 용접 구조물에 있어서, 아연계 합금 도금에 의한 내식성 향상과, 용접부의 신뢰성 향상이 동시에 실현된다.
도 1은 보스(boss) 용접 부재의 형상을 모식적으로 도시한 도.
도 2는 구속 보스 용접을 실시할 때의 시험편의 구속 방법을 모식적으로 도시하는 단면도.
도 3은 강철 기재의 화학 조성에 있어서의 L 값과 최대 균열 깊이의 관계를 예시한 그래프.
이하, 본 발명을 특정하기 위한 사항에 관해서 설명한다.
〔강철 기재의 화학 조성〕
C는 재료 강도를 확보하기 위해서 유효한 원소이며, 본 발명에서는 C 함유량0.010% 이상의 강철을 대상으로 한다. 0.010%를 초과하는 C 함유량으로 관리해도 좋다. 단, C 함유량의 증대에 따라 연성(延性)이 저하되어, 양호한 가공성을 갖는 강재를 안정적으로 수득하는 것이 어려워진다. 여러 가지 검토의 결과, 저탄소강으로서의 용도를 고려하여 C 함유량의 상한은 0.100%로 한다.
Si는 페라이트상에 고용되어 강도 향상에 유효한 원소이다. 0.01% 이상의 Si 함유량을 확보하는 것이 보다 효과적이다. 그러나, 과잉 Si 첨가는, 연성의 저하를 초래하는 요인이 되고, 또한 강재 표면에 Si 농화층을 형성하여 도금성을 저하시키는 요인이 되기 때문에, Si 함유량은 1.50% 이하로 제한된다. 1.00% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.70% 이하, 또는 0.10% 이하로 관리해도 상관없다.
Mn은 S에 기인하는 취화 방지 및 강도 향상에 유효한 원소이다. 0.01% 이상의 Mn 함유량을 확보하는 것이 보다 효과적이다. 그러나, 과잉 Mn 첨가는 가공성이나 용접성의 열화를 초래하는 요인이 되고, 또한 강재 표면에 Mn이 농화되어 도금성에 악영향을 미치는 요인이 되기 때문에, Mn 함유량은 2.00% 이하의 범위로 제한된다. 1.00% 이하, 또는 0.50% 이하의 범위로 관리해도 좋다.
P는 연성에 악영향을 미치기 때문에, 고가공성이 요구되는 용도에서는 P 함유량은 낮은 편이 좋다. 단, P는 강도를 상승시키는 작용을 갖기 때문에, 강도를 중시하는 경우에는 가공성이나 도금성에 악영향을 미치지 않는 범위에서 적극적으로 함유시켜도 좋다. 그 경우, 예를 들면 0.010% 이상의 P 함유량을 확보하는 것이 보다 효과적이다. P 함유량은 0.100%까지 허용할 수 있지만, 0.050% 이하의 범위로 하는 것이 보다 바람직하다.
S는, 열간 가공성을 저해하기 때문에 S 함유량은 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 여러가지 검토의 결과 S 함유량은 0.030질량%까지 허용된다.
N은 B와 반응하여 붕화물을 형성하고, 내용융금속취화균열성의 개선에 유효한 프리 B의 양을 저감시키는 요인이 된다. 따라서 본 발명에서는 강철 기재의 N 함유량은 가능한 한 낮은 것이 바람직하다. 검토의 결과, N 함유량은 0.005% 이하로 제한된다.
Ti는 강력한 질화물 형성 원소이며, 강철 기재 중의 N을 TiN으로서 고정시키는 데 있어서 중요한 원소이다. N을 고정시킴으로써 프리 B의 양이 확보되어 프리 B에 의한 내용융금속취화균열성의 향상 작용이 발휘된다. Ti의 필요량은 후술하는 수학식 1의 L 값에 의해 규정되지만, 0.015% 이상의 Ti 함유량을 확보한 후 L 값의 규정을 충족시키도록 하는 것이 보다 바람직하고, 0.020% 이상의 Ti 함유량을 확보하는 것이 한층 바람직하다. 단, 과잉으로 Ti를 첨가해도 상기 효과는 포화되며, 또한 Ti의 다량 첨가는 강재의 가공성을 열화시키는 요인이 되기 때문에, Ti 함유량은 0.050% 이하의 범위로 제한된다.
B는 용융 금속 취화의 억제에 유효한 원소이다. 그 작용은 B가 프리 B로서 결정 입계로 편석하여 원자간 결합력이 증대됨으로써 초래되는 것으로 생각된다. 여러 가지 검토의 결과, N 함유량 및 Ti 함유량에 따라서 후술 수학식 1에 의해 정해지는 L 값이 일정 이상의 값이 되도록 B를 함유시키는 것이 중요하지만, 상기 프리 B의 작용을 충분히 발휘시키기 위해서는 적어도 0.0003% 이상의 B 함유량을 확보할 필요가 있다. 0.0010% 이상의 B 함유량으로 하는 것이 보다 바람직하다. 단, 과잉의 B 첨가는 붕화물의 생성, 가공성 열화의 요인이 되기 때문에, B 함유량의 상한은 0.0100%로 제한된다.
Cr, Nb, V, Mo, Zr은, 입계로 편석함으로써 용융 금속 취화 균열을 억제하는 작용을 나타낸다. 그 작용은 B와의 복합 첨가에 의해 한층 현저해진다. 따라서 필요에 따라 이들 원소의 1종 이상을 강철 기재에 함유시킬 수 있다. 상기 작용을 충분히 발휘시키기 위해서는, Cr은 0.50% 이상, Nb는 0.01% 이상, V는 0.05% 이상, Mo는 0.05% 이상, Zr은 0.05% 이상의 함유량으로 하는 것이 보다 효과적이다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 이들 원소의 첨가 효과는 포화되어 강철의 인성이나 가공성의 저하를 초래하게 되기 때문에, 이들 원소의 1종 이상을 첨가하는 경우는, Cr: 2.00% 이하, Nb: 0.10%이하, V: 0.50% 이하, Mo: 0.50% 이하, Zr: 0.50% 이하의 함유량 범위로 한다.
강철 기재에 있어서의 각 원소의 함유량은 상기의 범위로 제한되지만, 또한 하기 수학식 1에 의해 정해지는 L 값이 5.50 이상이 되도록 Ti, B 및 N 함유량이 조정되어 있는 것이 중요하다.
수학식 1
Figure pct00002
이 L 값은 강철 중에 있어서의 Ti, N 함유량과, 프리 B 함유량의 관계를 규정하는 지표이다.
내용융금속취화균열성에 유효한 프리 B량을 확보하기 위해서는, 프리 N을 저감시키는 것이 매우 유효하다. 프리 N을 저감시키기 위해서는, 프리 N을 고정시키기에 충분한 양의 Ti를 첨가할 필요가 있다. 강철 중의 N 전부를 Ti로 고정시키는 경우, 이론적으로는 N량과 등량의 Ti를 첨가하면 좋다. 그러나, Ti는 N 이외에도 S나 C 등과 화합물을 형성한다. 이들 Ti 화합물량은 열간 압연이나 소둔(annealing) 등의 제조 조건이나 용접후의 냉각 조건 등에 의해 증감될 가능성이 있다. 이로 인해, 프리 N을 완전히 Ti로 고정시키고, 확실하게 프리 B를 결정 입계로 편석시키기 위해서는, N 함유량에 대해 충분히 여유가 있는 양의 Ti, B를 첨가하는 것이 중요해진다. 여러 가지 검토의 결과, 본 발명에서 대상으로 하는 저탄소강의 경우, L 값이 5.50 이상이 되는 경우에, 내용융금속취화균열성의 현저한 개선 효과가 안정적으로 수득되는 것을 알 수 있다(후술 도 3 참조).
종래, B는 내용융금속취화특성의 개선에 효과적인 것, 및 그 효과를 끌어 내기 위해서는 Ti 첨가, N 저감이 유효한 것은 알려져 있었다. 그러나, 저탄소강을 기재로 하는 용융 아연계 합금 도금 강재에서는 단순히 「B와 Ti의 복합 첨가 + N 저감」의 수법을 채용하는 것만으로는 안정적으로 내용융금속취화균열성을 현저하게 개선하는 것이 어려우며, Nb, V, Mo, Zr이나, Cr을 첨가한다고 하는 수법을 채용하지 않을 수 없었다. 그러나, 상기 L 값의 규정을 충족시키도록 Ti, B, N의 함유량을 조정하면, 종래와 같이 Nb, V, Mo, Zr이나, Cr의 첨가에 의한 내용융금속취화균열성 향상 작용에 의지하지 않아도, 기본적으로 프리 B의 입계 편석에 의해 내용융금속취화균열성을 충분히 개선할 수 있는 것이다.
〔강철 기재의 금속 조직〕
본 발명의 아연계 합금 도금 강재는, 양호한 가공성을 발휘시키고 또한 양호한 내용융금속취화균열성을 발휘시키기 위해서, 강철 기재가 페라이트를 10체적% 이상 함유하고, 잔부에 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 또는 마르텐사이트를 갖는 조직 상태로 조정되어 있다. 페라이트는 그 연질(軟質) 특성에 의해, 강재에 양호한 연성(가공성)을 부여하는 역할을 담당한다. 또한, 용접시에는 주로 연질 페라이트가 변형됨으로써 열 변형에 의한 응력이 완화되어 용융 금속 취화에 의한 균열의 발생이 억지된다. 한편, 페라이트에 비해 경질한 잔부의 상은, 재료의 강도를 높이는 역할을 담당한다.
여러가지 검토의 결과, 본 발명에서 대상으로 하는 상기 조성의 저탄소강에 있어서 페라이트에 의한 상기 역할을 충분히 발휘시키기 위해서는, 10체적% 이상의 페라이트가 존재하고 있을 필요가 있다. 45체적% 이상의 페라이트량을 확보하는 것이 보다 바람직하다. 금속 조직에 있어서의 페라이트의 잔부는 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 또는 마르텐사이트이다. 이러한 고강도화에 기여하는 조직 부분이 지나치게 적으면, 용도에 따라서는 강도 부족이 되는 경우가 있다. 이로 인해, 본 발명에서는 페라이트량은 99체적% 이하의 범위로 제한된다.
또한, 상기와 같이 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 마르텐사이트의 내부에는, 석출물이나 제강 단계에서 생성된 개재물(介在物)이 존재하고, 이들은 광학 현미경 관찰에 의해서도 관측할 수 있는 경우가 있다. 본 명세서에서 말하는 페라이트, 베이나이트, 펄라이트 및 마르텐사이트는, 석출물(시멘타이트를 제외)이나 개재물을 포함한 상태의 것을 의미한다. 예를 들면, 「페라이트량이 60체적%」라고 할 때는, 그 페라이트 중에 존재하는 석출물(시멘타이트를 제외)이나 개재물의 양과, 금속상인 페라이트상 자체의 양의 합계가 60체적%인 것을 의미한다.
본 발명 대상이 되는 강철 기재의 금속 조직은, 강철의 화학 조성과, 열간 가공이나 소둔의 열 이력에 의존한다. 본 발명에서 규정하는 바의 페라이트: 10 내지 99체적%, 잔부가 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 또는 마르텐사이트인 금속 조직을 갖는 강재는, 예를 들면 강판의 경우, 상기의 화학 조성으로 조정한 후, 열간 압연에서의 추출 온도, 마무리 압연 온도, 권취 온도, 권취까지의 냉각 속도 등을 조정함으로써 수득할 수 있다. 냉간 압연하는 경우는, 냉간 압연 후의 열처리에 의한 조직 변화도 고려하면 좋다. 또한, 용융 도금시의 가열 이력도 고려하면 좋다. 그러한 강판 제조 조건은, 일반적인 대량 생산 현장에 있어서의 강판 제조 설비에서 설정 가능한 조건 범위내에 있어서 찾을 수 있다. 구체적으로는, 화학 조성에 따라서 예비 실험에 의해 제조 조건과 금속 조직의 관계를 파악해 두고, 그 데이터에 기초하여 적정한 제조 조건을 설정할 수 있다.
〔아연계 합금 도금〕
상기의 강철 기재의 표면에 아연계 합금 도금을 가함으로써, 내용융금속취화균열성이 우수한 본 발명의 도금 강재를 수득할 수 있다. 그 아연계 합금 도금은, 용융 도금법에 의해 행하는 것이 대량 생산에 있어서 효율적이다. 강판의 경우, 일반적인 연속 용융 아연계 도금 라인을 사용하여 제조할 수 있다.
아연계 합금 도금 중에서도, Zn-Al-Mg계 합금 도금을 채용하면, 본 발명에 의한 메리트가 특히 크다. Zn-Al-Mg계 합금 도금 강재는 고내식성을 갖는 점에서 최근 널리 보급되기에 이르고 있지만, 이 종류의 도금 강재는 용접시에 용융 금속 취화 균열을 일으키기 쉽다고 하는 문제를 가지고 있다. 본 발명은 Zn-Al-Mg계 합금 도금 강재의 내용융금속취화균열성을 현저하게 개선하는 효과를 나타낸다. 이하, 용융 Zn-Al-Mg계 합금 도금을 가하는 경우를 예로 설명한다.
도금층 중의 Al은, 도금 강재의 내식성을 향상시키는 작용을 가진다. 또한, 도금욕 중에 Al을 함유시킴으로써 Mg 산화물계 드로스(dross) 발생을 억제하는 작용도 있다. 이러한 작용을 충분히 수득하기 위해서는 용융 도금의 Al 함유량을 3.0질량% 이상으로 할 필요가 있고, 4.0질량% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Al 함유량이 22.0질량%를 초과하면, 도금층과 강철 기재의 계면에서 Fe-Al 합금층의 성장이 현저해져 도금 밀착성이 나빠진다. 우수한 도금 밀착성을 확보하기 위해서는 15.0질량% 이하의 Al 함유량으로 하는 것이 바람직하고, 10.0질량% 이하로 관리해도 상관없다.
도금층 중의 Mg는, 도금층 표면에 균일한 부식 생성물을 생성시켜 당해 도금 강재의 내식성을 현저하게 향상시키는 작용을 나타낸다. 그 작용을 충분히 발휘시키기 위해서는 용융 도금의 Mg 함유량을 1.0질량% 이상으로 할 필요가 있고, 2.0질량% 이상을 확보하는 것이 바람직하다. 한편, Mg 함유량이 10.0질량%를 초과하면, Mg 산화물계 드로스가 발생하기 쉬워지는 폐해가 커진다. 보다 고품질의 도금층을 수득하기 위해서는 5.0질량% 이하의 Mg 함유량으로 하는 것이 바람직하고, 4.0질량% 이하로 관리해도 상관없다.
용융 도금욕 중에 Ti, B를 함유시키면, 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강재에 있어서 반점상의 외관 불량을 부여하는 Zn11Mg2상의 생성·성장이 억제된다. Ti, B는 각각 단독으로 함유시켜도 Zn11Mg2상의 억제 효과는 생기지만, 제조 조건의 자유도를 대폭 완화시키는 데 있어서, Ti 및 B를 복합으로 함유시키는 것이 바람직하다. 이러한 효과를 충분히 수득하기 위해서는, 용융 도금의 Ti 함유량은 0.0005질량% 이상, B 함유량은 0.0001질량% 이상으로 하는 것이 보다 효과적이다. 단, Ti 함유량이 지나치게 많아지면, 도금층 중에 Ti-Al계의 석출물이 생성되고, 도금층에 「버트(fish eyes)」라고 불리는 요철이 생겨서 외관을 손상시키게 된다. 이로 인해, 도금욕에 Ti를 첨가하는 경우는 0.1질량% 이하의 함유량 범위로 할 필요가 있고, 0.01질량% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, B 함유량이 지나치게 많아지면, 도금층 중에 Al-B계 또는 Ti-B계의 석출물이 생성·조대화되고, 역시 「버트」라고 불리는 요철이 발생하여 외관을 손상시키게 된다. 이로 인해, 도금욕에 B를 첨가하는 경우는 0.05질량% 이하의 함유량 범위로 할 필요가 있고, 0.005질량% 이하로 하는 것이 바람직하다.
용융 도금욕 중에 Si를 함유시키면, 강철 기재와 도금층 계면에 생성되는 Fe-Al 합금층의 성장이 억제되어, 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강재의 가공성을 향상시키는 데 있어서 유리해진다. 또한, 도금층 중의 Si는, 도금층의 흑화를 방지하고, 표면의 광택성을 유지하는 데 있어서도 유효하다. 이러한 Si의 작용을 충분히 끌어 내기 위해서는 용융 도금의 Si 함유량을 0.005질량% 이상으로 하는 것이 효과적이다. 단, 과잉으로 Si를 첨가하면 용융 도금욕 중의 드로스량이 많아지기 때문에, 도금욕에 Si를 함유시키는 경우는 2.0질량% 이하의 함유량 범위로 한다.
용융 도금욕 중에는, 소지(素地) 강재를 침지·통과시키는 관계상, 일반적으로는 Fe의 혼입을 피할 수 없다. Zn-Al-Mg계 도금에 있어서, Fe는 대략 2.0질량%정도까지 함유가 허용된다. 도금욕 중에는, 그 밖의 원소로서 예를 들면, Ca, Sr, Na, 희토류 원소, Ni, Co, Sn, Cu, Cr, Mn의 1종 이상이 혼입되는 경우가 있지만, 이들의 합계 함유량은 1.0질량% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
도금 부착량은 20 내지 300g/㎡의 범위에서 조정하는 것이 바람직하다. 강판의 경우, 상기 수치 범위는 한 면당 부착량을 의미한다. 도금 부착량의 제어는, 일반적인 아연 도금 강판의 제조에 준하여 가스 와이핑 노즐을 사용하여 실시할 수 있다. 와이핑 가스나 도금층 응고시의 분위기 가스는 공기(대기)로 할 수 있다. 즉 공냉 방식을 채용할 수 있다. 또한, 도금욕 온도가 지나치게 높으면 욕으로부터의 아연의 증발이 현저해지기 때문에, 도금 결함이 발생하기 쉽고, 또한 욕 표면의 산화 드로스량이 증대하기 때문에, 도금욕 온도는 550℃ 이하의 범위에서 설정하는 것이 바람직하다.
실시예 1
표 1에 기재하는 화학 조성의 강철을 진공 용해로 용제(溶製)하여 잉곳(ingot)을 제작하고, 단조, 열간 압연을 거쳐 판 두께 4mm의 열연판(熱延板)을 수득하였다. 열연판을 H2-N2 혼합 가스 분위기중 700℃에서 소둔을 실시한 후, 욕 온도 400℃의 Zn-Al-Mg 합금 도금욕에 침지하고, 도금욕으로부터 끌어 올려 한 면당의 도금 부착량이 90g/㎡로 조정된 아연계 합금 도금 강판을 수득하였다. 도금욕의 조성은, Al: 6.0질량%, Mg: 3.0질량%, Ti: 0.002질량%, B: 0.0005질량%, Si: 0.01질량%, Fe: 0.1질량%, Zn: 잔부이다.
수득된 도금 강판으로부터 100mm×75mm의 샘플을 잘라 내고, 이것을 용융 금속 취화에 기인하는 용접 최대 균열 길이를 평가하기 위한 시험편으로 하였다. 또한, 도금 강판의 강철 기재(도금 원판)에 관해서, 압연 방향에 평행한 단면의 금속 조직 관찰을 실시하고, 페라이트 면적율(즉 페라이트의 체적%)을 구하였다. 금속 조직의 구성과, 페라이트 면적율을 표 1 내에 기재한다.
용접 시험은 도 1에 도시하는 바와 같은 외관의 용접 부재를 제작하는 「보스 용접」을 실시하고, 그 용접부 단면을 관찰하여 균열의 발생 상황을 조사하는 방법으로 실시하였다. 즉 시험편(3)의 판면 중앙부에 직경 20mm×길이 25mm의 막대 강철로 이루어지는 보스(돌기)(1)를 수직으로 세우고, 이 보스(1)를 시험편(3)에 아크 용접으로 접합하였다. 용접 와이어는, YGW12를 사용하고, 용접 개시점에서부터 보스의 주위를 1주(周)하여 용접 개시점을 지난 후에도 추가로 비드를 포개어 조금 용접을 진행한 시점에서 용접 종료로 하였다. 즉, 용접 개시점과 용접 종료점 사이에 용접 비드(6)가 중첩되도록 하였다. 용접 조건은 용접 전류: 217A, 용접 전압: 25V, 용접 속도: 0.2m/min, 실드 가스: CO2, 실드 가스 유량: 20L/min으로 하였다.
단, 용접시에는 실험적으로 용접 균열을 일어나기 쉽게 할 목적으로, 도 2에 도시하는 바와 같이 시험편(3)을 구속한 상태에서 실시하였다. 즉, 시험편(3)을, 120mm×95mm×판 두께 4mm의 구속판(4)(JIS에 규정되는 SS400 강재)의 판면 중앙부에 재치하고, 미리 시험편(3)의 전주(全周)를 구속판(4)에 용접하였다. 그리고 일체가 된 시험편(3)/구속판(4)의 접합체를 수평한 실험대(5) 위에 2개의 클램프(2)에 의해 고정시키고, 이 상태에서 상기의 보스 용접을 실시하였다. 이 방법에 의하면, 시험편(3)은 구속판(4)과 전주 용접에 의해 일체가 되고 있는 점에서, 보스 용접시의 입열(入熱)에 의해 일어나는 팽창·수축이 구속되기 때문에, 시험편(3)에 작용하는 열응력에 의해 보스 용접시에 용접 균열이 일어나기 쉬워져, 용접 균열의 명료한 평가가 가능하게 된다.
용접 후에, 보스(1)의 중심축을 지나가고, 또한 상기의 용접 비드의 중첩 부분(8)을 지나는 절단면(9)에서, 보스(1)/시험편(3)/구속판(4)의 접합체를 절단하고, 그 절단면(9)에 관해서 용접 비드 근방의 시험편(3)(즉 도금 원판인 강철 기재) 부분의 금속 조직을 현미경 관찰하였다. 현미경 관찰에 의해 당해 단면내의 시험편(3) 부분에 관측되는 가장 깊은 균열의 균열 깊이를 측정하고, 이것을 「최대 균열 깊이」로 하였다. 용접부의 강도나 피로 특성을 고려하여, 최대 균열 깊이가 0.5mm 이하인 것을 합격으로 하였다. 이러한 강철 기재의 균열은 「용융 금속 취화 균열」이라고 판단된다. 결과를 표 1에 기재한다.
Figure pct00003
표 1에서 볼 수 있는 바와 같이, 본 발명예의 것은, 비교예의 것과 비교하여 최대 균열 깊이는 작고, 용융 금속 취화 균열이 억제되어 있는 것을 알 수 있다. 비교 강철(B1 내지 B5)은 L 값이 규정 범위 외이기 때문에 최대 균열 깊이가 크다.
도 3에, L 값과 최대 균열 깊이의 관계를 도시한다. L 값을 5.50 이상으로 한 경우에 현저한 내용융금속취화균열성 개선 효과가 안정적으로 수득되는 것을 알 수 있다.
실시예 2
표 2에 기재하는 화학 조성의 강철을 진공 용해로 용제하여 잉곳을 제작하고, 단조, 열간 압연을 거쳐 열연판을 수득하였다. 열연판을 산세(酸洗)하여 스케일을 제거한 후, 냉간 압연에 의해 판 두께 4mm의 냉연판으로 하였다. 냉연판을 H2-N2 혼합 가스 분위기중 800℃에서 소둔을 실시한 후, 욕 온도 400℃의 Zn-Al-Mg 합금 도금욕에 침지하고, 도금욕으로부터 끌어 올려 한 면당의 도금 부착량이 20 내지 200g/㎡의 범위에서 조정된 아연계 합금 도금 강판을 수득하였다. 도금욕의 조성은, Al: 6.0질량%, Mg: 3.0질량%, Ti: 0.002질량%, B: 0.0005질량%, Si: 0.01질량%, Fe: 0.1질량%, Zn: 잔부이다.
수득된 도금 강판으로부터 시험편을 잘라 내고, 실시예 1과 같은 실험을 실시하였다. 그 결과를 표 2 내에 기재한다.
Figure pct00004
표 2로부터 알 수 있는 바와 같이, 냉간 압연 강판을 강철 기재로서 사용한 경우에 있어서도, 본 발명의 규정에 따르면 현저한 내용융금속취화균열성을 부여할 수 있는 것이 확인되었다.
실시예 3
표 3에 기재하는 화학 조성의 강철을 진공 용해로 용제하여 잉곳을 제작하고, 단조후, 마무리 온도 880℃, 권취 상당 처리 온도 550℃에서 열간 압연을 실시하여, 판 두께 4mm의 열연판을 수득하였다. 시료 E1에 관해서는, D1의 열연판을 다시 γ단상역(單相域)(900℃)까지 가열 후, 물 담금질하였다. 이들 재료(E1은 담금질재, 그 이외에는 열연판)를 H2-N2 혼합 가스 분위기 중 700℃에서 소둔을 실시한 후, 욕 온도 400℃의 Zn-Al-Mg 합금 도금욕에 침지하고, 도금욕으로부터 끌어 올려 편면당 도금 부착량이 90g/㎡로 조정된 도금 강판을 수득하였다. 도금욕의 조성은, Al: 6.0질량%, Mg: 3.0질량%, Si: 0.01질량%, Fe: 0.1질량%, Zn: 잔부이다.
수득된 도금 강판으로부터 시험편을 잘라 내어 실시예 1과 같은 실험을 행하였다. 또한, 도금 강판으로부터 길이 방향이 압연 방향과 일치하는 JIS 5호 인장 시험편을 채취하여 JIS Z2241에 따르는 인장 시험을 실시하여 전체 연신율을 측정하였다. 또한 전체 연신율이 20% 이상인 것을 합격(연성(延性): 양호)으로 평가하였다. 이러한 결과를 표 3 중에 기재한다.
Figure pct00005
본 발명예의 것은 내용융금속취화균열성이 우수한 동시에, 연성(가공성)도 우수한 것을 알 수 있다. 한편, 시료 E1 및 E2는, 페라이트 면적율이 10% 미만이기 때문에 전체 연신율이 낮고, 가공성이 떨어진다. 또한, E1 및 E2는 본 발명의 규정을 충족시키는 화학 조성을 갖는 강철 기재에 있어서, 적정 조건 범위로부터 벗어나는 제조 조건을 채용함으로써 페라이트량을 10체적% 미만으로 조정한 것이다.
1 보스
2 클램프
3 시험편
4 구속판
5 실험대
6 용접 비드
7 시험편 전주 용접부의 용접 비드
8 용접 비드의 중첩 부분
9 절단면

Claims (4)

  1. 질량%로, C: 0.010 내지 0.100%, Si: 1.50% 이하, Mn: 2.00% 이하, P: 0.100% 이하, S: 0.030% 이하, N: 0.0050% 이하, Ti: 0.050% 이하, B: 0.0003 내지 0.0100%, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기 수학식 1에 의한 L 값이 5.50 이상인 화학 조성을 가지며, 페라이트: 10 내지 99체적%, 잔부가 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 또는 마르텐사이트인 금속 조직을 갖는 강철 기재의 표면에, 아연계 합금 도금층을 갖는 내용융금속취화균열성이 우수한 아연계 합금 도금 강재.
    수학식 1
    Figure pct00006
  2. 제1항에 있어서, 강철 기재는 또한 Cr: 2.00% 이하, Nb: 0.10% 이하, V: 0.50% 이하, Mo: 0.50% 이하, Zr: 0.50% 이하의 1종 이상을 함유하는 화학 조성을 갖는, 아연계 합금 도금 강재.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 아연계 합금 도금이 Zn-Al-Mg계 합금 도금인, 아연계 합금 도금 강재.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 아연계 합금 도금층이, 질량%로, Al: 3.0 내지 22.0%, Mg: 1.0 내지 10.0%를 함유하고, 또한 Ti: 0.1% 이하, B: 0.05% 이하, Si: 2.0% 이하, Fe: 2.0% 이하의 1종 이상을 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것인, 아연계 합금 도금 강재.
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