KR20200003175A - 용융도금 고망간강 및 그의 제조방법 - Google Patents

용융도금 고망간강 및 그의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20200003175A
KR20200003175A KR1020197035800A KR20197035800A KR20200003175A KR 20200003175 A KR20200003175 A KR 20200003175A KR 1020197035800 A KR1020197035800 A KR 1020197035800A KR 20197035800 A KR20197035800 A KR 20197035800A KR 20200003175 A KR20200003175 A KR 20200003175A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
hot
steel
crystal grain
annealing
layer
Prior art date
Application number
KR1020197035800A
Other languages
English (en)
Inventor
신옌 진
용 종
구앙퀴 후
Original Assignee
바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사 filed Critical 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사
Publication of KR20200003175A publication Critical patent/KR20200003175A/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/561—Continuous furnaces for strip or wire with a controlled atmosphere or vacuum
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

용융도금 고망간강 및 그의 제조방법으로서, 고망간강은 강 기판 및 강 기판 표면에 위치하는 도금층을 포함하며; 강 기판의 코어부 조직은 오스테나이트이고, 강 기판의 표층은 페라이트 미세 결정입자층이며, 페라이트 미세 결정입자층에 Al의 산화물이 함유되고, 또한 용융도금 고망간강의 강 기판에 질량백분율 함량이 10~30%인 Mn 원소, 1-2%인 Al 원소 및 0.4-0.8%인 C 원소가 함유된다. 그 생산 방법은 1) 스트립강 제조 단계, 2) 1차 어닐링 및 산세 단계 및 3) 2차 어닐링 및 용융도금 단계이다.

Description

용융도금 고망간강 및 그의 제조방법
본 발명은 고강도강 분야에 관한 것으로서, 특히 용융도금 고망간강 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
첨단 고강도강(Advanced high-strength steel)은 자동차의 경량화를 만족시키고, 충돌 안전성을 향상시키는 최적의 재료이다. 세계 각 철강기업의 첨단 고강도강의 개발이 부단히 심화됨에 따라, 보다 높은 강도를 지님과 동시에 보다 높은 연신율을 갖는 강종이 이미 잇달아 개발되고 있다.
첨단 고강도강 계열 중, 고망간강(high manganese steel)은 쌍정유기소성(twinning induced plasticity，TWIP)의 특성을 지니므로, 설사 인장강도가 1000MPa 이상에 이르더라도, 파단신율이 여전히 50% 이상에 달할 수 있으며, 따라서 고강도가 요구되면서 고성형성이 요구되는 자동차 부품의 제조에 특히 적합하다. 상기 강의 특징은 강에 비교적 높은 Mn 함량이 투입되고, 실온에서 풀 오스테나이트 조직이 획득된다는 점이다. 현재 Fe-Mn-Si-Al계, Fe-Mn-C계, Fe-Mn-Al-C계 등이 있으며, 이들의 공통된 특징은 Mn의 함량이 높다는데 있으며, 통상적으로 Mn 원소의 질량백분 함량 범위는 6-30%이다.
그러나 냉간압연된 고망간강 표면은 녹이 발생하기 쉽기 때문에, 강재가 부식되는 것을 방지하기 위해 고망간강 표면에 금속 도금층을 도금하는 것이 요망되며, 그 중 가장 전형적인 도금층은 용융 아연 도금이다. 그러나, 고망간강의 고망간 성분 설계로 인해, 용융 아연 도금은 일종의 도전이다. 그 이유는 스트립강을 환원 가스분위기에서 어닐링 시, 비록 가스분위기가 Fe에 대해서는 환원성이나, Mn, Si, Al 등 원소에 대해서는 산화성이기 때문이며, 따라서 스트립강을 어닐링하는 과정에서, 이러한 합금 원소가 스트립강 표면에 농화되어 아연액의 습윤성(wettability)에 영향을 미치는 산화막을 형성하게 되어, 도금 누락(skip plating)을 초래하거나 또는 도금층의 결합력이 떨어질 수 있다.
합금 원소의 표면 농화가 첨단 고강도강 도금 아연액의 습윤성에 미치는 불리한 영향을 해소하기 위하여, 현재 공개된 해결방법은 주로 성분 설계의 개선, 어닐링 가스분위기 제어, 어닐링 전 금속층 사전 도금, 도금액 침지 전 산세 등이 있다.
성분 설계의 개선은 유해 원소의 함량을 최대한 낮추는 이외에, 기타 원소의 첨가를 통해 Mn 원소의 표면 농화 상태를 변경시킬 수도 있으며, 종래 기술 중의 첨가 원소에는 Sb, Sn 등이 있다.
예를 들어, 중국 특허 공개번호가 CN101346489B이고, 공개명칭이 "내식성이 높은 고Mn 강판 및 상기 강판에 대한 아연도금 제조방법"인 중국 특허 문헌은 높은 내식성을 지닌 고망간 용융도금 강판 및 제조방법을 공개하였다. 상기 특허는 베이스 강판에 중량%로 계산하여 5-35%의 Mn을 함유하고, 0.005-0.05%의 Sb, Sn, As 또는 Te 원소 중의 일종 또는 다종을 선택적으로 첨가함으로써, Al, Si, Mn 등 원소가 강 기판 표면으로 확산되는 것을 억제하여 효과적으로 미도금을 방지하고 도금층의 균일성을 향상시킬 수 있다고 한정하였다.
또한 예를 들어, 중국 특허 공개번호가 CN103890215A이고, 공개명칭이 "우수한 용접성을 지닌 고망간강 및 이로부터 용융 아연도금 강판을 제조하는 방법"인 중국 특허 문헌은 우수한 도금층 접착성을 지닌 고망간강을 공개하였다. 상기 특허는 Sn이 고온 어닐링 하에 산화되지 않고 강판 표면에 증착되는 특성을 이용하여, 철 매트릭스 중 산화되기 쉬운 원소, 예를 들어 Al, Mn, Si 등이 표면에 확산되는 것을 억제함으로써 표면 산화물의 두께를 감소시키고 표면 산화물의 조성을 변화시켜 아연 도금성을 개선하는 효과를 달성하였으며, Sn의 첨가량은 0.06-0.2%로 한정된다.
어닐링 가스분위기의 제어는 첨단 고강도강의 도금성(platability)을 개선하는 또 다른 방법으로서, 주로 어닐링 가스분위기의 노점(dew point) 제어, 어닐링 가스분위기 중 H2, H2O의 함량 조절 등을 포함하며, Mn, Si 원소 함량이 비교적 낮을 경우, 상기 파라미터를 조절하면 도금성을 어느 정도 개선하는 작용이 있으나, 단 Mn 함량이 매우 높은 고망간강에 대해서는 효과가 뚜렷하지 않다.
예를 들어, 중국 특허 공개번호가 CN101506403B이고, 공개명칭이 "6 중량% 내지 30 중량%의 Mn을 함유한 열간압연 또는 냉간압연 강 스트립에 금속 보호층을 도금하는 방법"인 중국 특허 문헌은 일종의 열간압연 또는 냉간압연 강 스트립에 금속 보호층을 도금하는 방법을 공개하였다. 상기 방법의 특징은 상기 강 스트립에 기본적으로 산화 서브층이 존재하지 않는 금속 보호층을 생성하기 위해, 각 어닐링 온도(TG)에 따라, 이하 관계식으로 상기 어닐링 가스분위기 중의 수분 함량(%H2O)과 수소가스 함량(%H2)의 비율 (%H2O/%H2)을 조절한다는데 있으며, 상기 관계식은 %H2O/%H2≤8·10-15·TG 3.529이다. 사실상, 상기 관계식을 만족시키기 위해서는, H2의 함량이 반드시 매우 높아야 하는데(예를 들어 50%, 심지어 100%), 종래의 용융 아연 도금 생산라인의 가열로 내의 H2 함량은 통상적으로 1-10%에 불과하다.
또한 예를 들어, 중국 특허 공개번호가 CN102421928B이고, 공개명칭이 "2-35 중량%의 Mn을 함유한 평강(flat steel) 제품에 대해 용융 도금을 실시하는 방법 및 평강 제품"인 중국 특허 문헌은 아연 또는 아연 합금을 이용하여 2-35 중량%의 Mn을 함유한 평강 제품에 대해 용융 도금을 실시하는 방법을 공개하였다. 상기 방법의 어닐링 가스분위기는 0.01-85 부피%의 H2, H2O와 나머지인 N2, 및 기술 조건에 의해 결정되는 불가피한 불순물을 함유하고, 상기 어닐링 가스분위기의 노점은 -70℃와 +60℃ 사이이며, 그 중, H2O/H2의 비율은 8·10-15·TG 3.529≤H2O/H2≤0.957에 부합됨으로써, 평강 제품에 두께가 20-400nm이고, 적어도 구간 분할식으로 상기 평강 제품에 피복되는 Mn 혼합 산화물층이 생성된다. 비록 통상적인 용융 아연 도금 생산라인의 가열로 내부 가스분위기가 이상의 관계식을 쉽게 만족시키나, 단 스트립강 표면에 20-400nm의 Mn 혼합 산화물이 존재할 경우, 아연 도금의 개선효과가 매우 제한적이다.
또한 예를 들어, 중국 특허 공개 번호가 CN101760712B이고, 공개 명칭이 "도금 표면 품질이 우수한 고망간강의 용융 아연도금 강판의 제조방법"인 중국 특허 문헌은 고망간강을 매트릭스로 하여 도금 표면 품질이 우수한 고망간강의 용융 아연도금 강판을 제조하는 방법을 공개하였다. 상기 방법의 핵심은, 5~35wt%의 Mn을 함유한 고망간강을 노점이 -20~-40℃인 환원 분위기에서 400~800℃의 가열 온도로 10~40초 동안 가열하여 선택적인 산화를 실시함으로써 망간의 내부 산화물을 형성하고, 표면에 다공성 망간의 표면 산화물을 형성한 다음, 노점이 -40~-60℃인 환원 분위기에서 800~850℃의 온도로 가열하여, 표면 산화물을 환원시킨 후, Al 농도가 0.21~0.25wt%인 아연도금욕에 침지시켜 도금한다는데 있다. 비록 노점이 -20~-40℃일 때, 소량의 Mn 원소가 내부 산화를 형성하나, 후속되는 -40~-60℃의 환원 가스분위기에서 800~850℃까지 가열 시, Mn의 외부 산화가 여전히 매우 심각하여 도금성이 개선될 수 없다.
사전 도금은 고강도강의 도금성을 개선하는 또 다른 방법으로서, 어닐링 전의 강판 표면에 Fe, Cu, Ni, Al 등 금속을 미리 도금하여, 어닐링 과정 중에서 강 기판과 사전 도금층의 경계면에 형성되는 Si, Mn 등 산화물을 제어함으로써 표면 농화를 방지한다.
예를 들어, 한국 공개번호가 KR2011066689A이고, 공개 명칭이 "도금 성이 우수한 용융 아연 도금 고망간강의 제조방법"인 한국 특허 문헌은 고망간강을 도금하는 방법을 공개하였으며, 그 주요 특징은 어닐링 전 고망간강 표면에 Ni를 사전 도금하여 어닐링 후 스트립강 표면의 Mn 농화를 감소시킨다는데 있다.
또한 예를 들어, 중국 특허 공개번호가 CN100577843C이고, 공개 명칭이 "강 스트립의 도금 방법 및 상기 도금층이 설치된 강 스트립"인 중국 특허 문헌은 강 스트립의 도금 방법을 공개하였다. 상기 강 스트립은 중량%로 계산하여 6-30%의 Mn를 포함하며, 상기 방법의 특징은 최종 어닐링 전에 알루미늄층을 상기 강 스트립에 인가하고, 최종 어닐링 후, 상기 도금층을 상기 알루미늄층에 인가한다는데 있다. 상기 방법의 핵심은 어닐링 전의 고망간강 표면에 먼저 한 층의 알루미늄(PVD 방법을 선택할 수 있으며, 알루미늄층의 두께는 50-1000nm이다)을 도금하여, Mn 원소의 외부 산화를 억제하는 역할을 한다는데 있다. 상기 사전 도금 방법의 단점은 효율이 매우 낮아, 공업화 연속 생산의 요구를 충족시키기 어렵고, 이뿐만 아니라, 사전 도금 장치의 하드웨어 투자 역시 매우 높을 수 있다는데 있다.
산세(pickling) 방법은 주로 산세를 통해 스트립강을 어닐링하는 과정에서 형성되는 표면 원소의 농화를 씻어냄으로써, 표면 산화물이 아연 도금에 미치는 불리한 영향을 제거한다.
예를 들어, 중국 특허 공개번호가 CN101730752B이고, 공개 명칭이 "AHSS 또는 UHSS 스트립재에 대해 용융 아연도금을 실시하는 방법 및 획득되는 스트립재"인 중국 특허 문헌은 이상강, 변태유기소성강(TRIP강), 변태유기소성 보조 이상강 또는 쌍정유기소성강(TWIP강) 스트립재에 대해 용융 아연 도금을 실시하는 방법을 공개하였으며, 상기 방법은 상기 스트립재에 대해 용융 아연 도금을 실시하기 전, 상기 스트립재에 대해 산세를 실시하고 이어서 연속 어닐링 온도보다 낮은 온도인 400℃~600℃ 사이로 가열하며, 그 중 연속 어닐링 온도보다 낮은 온도까지 가열하는 동안 또는 이후, 그리고 용융 아연 도금 전 스트립재 중의 Fe를 환원시키고, 스트립재를 가열하는 동안 또는 이후, 그리고 스트립재가 환원되기 전, 가스분위기에 과량의 O2를 제공하는 것을 특징으로 한다.
또한 예를 들어, 중국 특허 공개번호가 CN101952474B이고, 공개 명칭이 "6-30 중량%의 망간을 함유한 열간압연 또는 냉간압연 평강 제품에 대해 금속 보호층을 도금하는 방법"인 중국 특허 문헌은 6-30 중량%의 망간을 함유한 열간압연 또는 냉간압연 평강 제품에 대해 금속 보호층을 도금하는 방법을 공개하였다. 상기 방법의 주요 특징은, 평강 제품이 아연 도금 용융조(molten bath)에 진입하기 전 먼저 산세 처리를 실시하며, 산세 처리 과정에서, 평강 제품이 적어도 2개의 산세조를 거치도록 함으로써, 평강 제품에 점착되어 있는 산화 망간을 제거한다는데 있다. 산세를 거친 후의 평강 제품을 용융조에 침지시키기 전, 먼저 건조 처리를 하여 산 용액이 용융 도금층 처리 장치로 유입되는 것을 방지하여야 함과 동시에, 평강 제품을 용융조 온도까지 재가열해야 하고, 또한 평강 제품을 용융조에 침지시키기 전 도금 결과에 손상을 주는 산화물의 형성이 다시 발생하는 것을 방지하기 위하여, 가열 과정에서 표면 온도가 700℃를 초과하지 않도록 제어해야 한다.
그러나, 일반 용융 아연 도금 장치 유닛의 배치는 통상적으로 가열, 숙성, 냉각, 용융 도금, 재냉각이며, 이상의 두 특허의 방법은 모두 숙성 후의 스트립강을 먼저 산세 온도(통상적으로 적어도 100℃ 이하이어야 한다)까지 냉각시킨 다음 산세를 실시하고, 이어서 용융조에 침지하는 온도까지 재가열하여 용융 도금을 실시하며, 게다가 산세 구간, 재가열 구간 및 필요 온도 균형화 구간이 더해져, 공업 생산라인이 매우 길어질 수 있으며, 장치의 비용이 매우 높아지게 된다.
고망간강은 고강도임과 동시에 높은 연신율을 구비한 우수한 성능으로 인해 이미 강철 업계 및 자동차 업계의 높은 관심을 받고 있으며, 향후 용융도금 고망간강의 응용 전망이 매우 넓다. 따라서 경제적인 용융도금 고망간강 및 그의 제조방법을 제공하여 고망간강의 도금성 문제를 해결하고, 도금층 표면 품질이 우수하고, 도금부착성이 양호한 용융도금 고망간강을 획득할 수 있다면, 고망간강의 산업화 응용 및 자동차의 경량화를 촉진시키는 데에 중요한 의미가 있을 것이다.
본 발명의 목적은 도금층 표면의 품질이 우수하고, 도금부착성이 양호하며, 내식성이 탁월한 장점을 지니는 용융도금 고망간강 및 그의 제조방법을 제공하고자 하는데 있다.
상기 목적을 구현하기 위한 본 발명의 기술방안은 다음과 같다.
용융도금 고망간강은 강 기판 및 강 기판 표면에 위치하는 도금층을 포함하며; 그 중, 상기 강 기판의 코어부 조직은 오스테나이트이고, 강 기판의 표층은 페라이트 미세 결정입자층으로, 상기 페라이트의 미세 결정입자층에 Al의 산화물이 함유되며; 상기 용융도금 고망간강의 강 기판에 질량백분 함량이 10~30%인 Mn, 1-2%인 Al 및 0.4-0.8%인 C가 함유된다.
본 발명의 상기 페라이트 미세 결정입자층을 통해 상기 용융도금 고망간강은 우수한 도금성 및 도금부착성을 지닐 수 있다.
고망간강 중의 Mn 원소가 용융도금 전의 어닐링 과정에서 심각한 표면 MnO 농화층을 형성할 수 있기 때문에, 상기 MnO 농화층이 강판의 도금성(즉 도금층 표면의 품질 열화)과 도금부착성에 영향을 줄 수 있다 (즉 도금층과 강 기판의 결합력이 비교적 나빠 탈락되기 쉽다).
상기 용융도금 고망간강의 두 가지 문제점을 해결하기 위하여, 본 발명은 Mn 함량이 높은 강 기판의 표층을 페라이트 미세 결정입자층으로 설계하였으며, 페라이트 미세 결정입자층 중의 Mn이 강 기판의 Mn 함량보다 훨씬 낮으므로, 용융도금 전의 어닐링 과정에서 페라이트 미세 결정입자층 표면에 MnO 농화층이 형성되는 것을 방지할 수 있어, 보통의 페라이트 강 표면에 용융도금을 실시하는 것과 같으며, 따라서, 강판의 도금성(표면 품질)과 도금부착성(결합력)이 모두 크게 개선될 수 있다.
또한, 상기 페라이트 미세 결정입자층의 두께는 0.2-5㎛이다.
페라이트 미세 결정입자층의 두께가 <0.2㎛일 경우, Mn과 Al 원소의 외부 산화를 효과적으로 억제할 수 없고, 두께가 >5㎛이면, 더욱 긴 어닐링 보온 시간이 필요하며, 따라서, 본 발명은 페라이트 미세 결정입자층의 두께를 0.2-5㎛로 제어한다.
또한, 페라이트 미세 결정입자층의 결정 입도가 >5㎛일 경우, 페라이트 미세 결정입자층이 지나치게 두꺼워질 수 있으며, 따라서 본 발명은 페라이트 미세 결정입자층의 결정 입도를 ≤5㎛로 제어한다.
또한, 상기 페라이트 미세 결정입자층의 결정입자 크기는 강 기판의 오스테나이트의 결정입자 크기보다 작으며, 그 이유는 페라이트 미세 결정입자층에 Mn, Al 산화물 입자가 존재하여, 페라이트 결정입자가 커지는 것을 억제하기 때문이다.
또한, 상기 페라이트 미세 결정입자층의 Mn 함량은 강 기판의 Mn 함량보다 낮다. 그 이유는 1차 어닐링 공정 조건하에, 강 기판 표층의 Mn이 강 기판 표면으로 확산됨으로써, 강 기판 표층에 저망간층을 형성하기 때문이다. 통상적인 페라이트 미세 결정입자층의 Mn 함량은 ≤5%이며, 바람직하게는, 페라이트 미세 결정입자층의 Mn 함량은 ≤2%로 제어될 수 있다.
또한, 상기 페라이트 미세 결정입자층의 Al의 함량은 강 기판의 Al 함량보다 높으며, 그 이유는 1차 어닐링 공정 조건하에, 강 기판 중 일부 Al이 강 기판 표층으로 확산되어, 강 기판 표층의 Al 함량의 상승을 초래하기 때문이다. 강 기판의 Al 함량이 1-2%일 때, 페라이트 미세 결정입자층의 Al 함량은 >1%이고, 또한 Al 함량은 <5%인 것이 바람직하다.
또한, 상기 페라이트 미세 결정입자층의 C 함량은 강 기판의 C 함량보다 낮다. 그 이유는 1차 어닐링 공정 조건하에, 강 기판 표층에 탈탄(decarbonizing) 반응이 발생하여 표층의 탈탄층을 형성할 수 있기 때문이다. 페라이트 미세 결정입자층의 C 함량은 ≤0.2%인 것이 바람직하다.
또한, 상기 강 기판의 미세 조직은 오스테나이트이다.
또한, 상기 강 기판의 화학원소 질량백분 함량은 Mn: 10-30%, Al: 1-2%, C: 0.4-0.8%이고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물이다.
본 발명의 용융도금 고망간강 강 기판의 성분 설계 중:
Mn: 효과적인 오스테나이트 안정화 원소이다. 고망간강에서, Mn의 작용은 C와 유사하여, 재료의 적층 결함 에너지(stacking fault energy)를 효과적으로 향상시킬 수 있으며, 오스테나이트의 변태 온도(Ms)를 낮추어 오스테나이트의 안정성을 향상시킬 수 있다. 또한, 보통의 탄소강 중의 Mn의 작용과 달리, 고 망간 오스테나이트강에서, Mn 함량의 증가는 재료 강도의 저하를 초래할 수 있으며, 따라서, 재료의 오스테나이트의 안정성을 보장한다는 전제하에, Mn의 함량을 가능한 한 낮출 필요가 있다. 따라서, 본 발명은 Mn 원소의 질량백분율 함량을 10-30%로 한정한다.
Al: 재료의 지연균열(delayed cracking) 방지 성능을 효과적으로 개선할 수 있으나, Al의 투입은 강재의 제련(smelting) 및 연주(continuous casting) 성능을 현저하게 악화시킬 수 있어, 연주 시 노즐이 막히기가 대단히 쉽다. 또한 제련과 연주 과정에서, 다량의 Al2O3의 형성은 용강(molten steel)의 유동성을 저하시켜, 슬래그 포집(slag entrapment), 슬라브(slab) 균열 등 문제를 초래할 수 있으며, 재료의 지연균열 성능의 합격을 보장한다는 전제하에, Al 원소의 함량을 최대한 낮출 필요가 있다.
C: 강 중 가장 효과적인 오스테나이트 안정화 원소로서, 재료의 적층 결함 에너지를 효과적으로 향상시켜, 오스테나이트의 변태를 억제할 수 있으며, 이에 따라 오스테나이트의 안정성이 향상된다. 고망간강에 적량의 C를 투입하면, 동일한 수준의 오스테나이트 안정 상태에서, Mn의 함량을 현저하게 낮출 수 있어, 재료비가 절감된다.
또한, 본 발명의 상기 용융도금 고망간강의 항복강도는 450-650MPa이고, 인장강도는 950-1100MPa이며, 파단신율은 >50%이다.
본 발명의 상기 용융도금 고망간강의 제조방법은 이하 단계를 포함한다:
(1) 스트립강 제조 단계
(2) 1차 어닐링 및 산세 단계
(3) 2차 어닐링 및 용융도금 단계.
그 중, 단계 (2)의 1차 어닐링 및 산세는 연속 어닐링 생산라인에서 실시된다. 스트립강을 연속 어닐링 생산라인에서 숙성 온도인 600~750℃까지 가열하며, 숙성 시간은 30~600s이고, 어닐링 가스 분위기는 N2, H2 혼합 가스이며, H2의 부피 함량은 0.5~10%이고, 노점은 -20~+20℃이며; 어닐링 후의 스트립강을 100℃ 이하로 냉각시키고, H 이온 농도가 0.1~5%인 산 용액을 통해 산세를 실시하며, 산용액의 온도는 50~70℃이고, 산세 시간은 1~10s이며; 다시 헹굼 건조 후 권취한다.
단계 (3)의 2차 어닐링 및 용융도금은 연속 용융 아연도금 생산라인에서 실시된다. 단계 (2)에서 획득된 스트립강을 용융도금 생산라인에서 2차 어닐링을 실시하여 용융도금을 완료하며, 2차 어닐링 숙성 온도는 600~850℃이고, 숙성 시간은 60~360s이며, 어닐링 가스 분위기는 N2, H2 혼합 가스로, H2의 부피 함량은 2~10%이고, 노점은 -60~+10℃이며; 스트립강을 380~500℃까지 냉각시킨 후 도금액에 침지하여 용융도금을 실시한다.
본 발명은 1차 어닐링의 숙성 온도, 시간, 어닐링 가스분위기 노점의 제어를 통해 Mn 원소가 표면에 산화 망간층을 형성하고, 강 기판의 표층에 저망간(lean manganese) 및 탈탄 페라이트 미세 결정입자층을 형성하도록 한 후, 산세 방법을 이용하여 1차 어닐링 후의 강판 표면의 산화 망간층을 씻어내고, 강 기판 표층의 페라이트 미세 결정입자층을 남겨두며, 2차 어닐링 시, 강 기판 표층의 페라이트 미세 결정입자층을 이용하여 양호한 도금성을 획득한다.
상기 단계 (2)에서 숙성 온도를 600~750℃로 한정하는 이유는, 숙성 온도가 600℃보다 낮을 경우, 강 기판 표면의 Mn 원소가 표면 농화를 형성하는 양이 제한적이므로, 강 기판 표층의 저망간층을 형성할 수 없어, 표층의 페라이트 미세 결정입자층을 획득할 수 없고; 숙성 온도가 750℃보다 높을 경우, Mn 원소가 강 기판 표층의 페라이트 미세 결정입자층에 다량의 산화물을 형성할 수 있어, 표층의 페라이트 미세 결정입자층의 성형성이 악화되기 때문이다. 단계 (2) 중의 숙성온도는 650~700℃인 것이 더욱 바람직하다.
또한, 상기 단계 (2)에서, 어닐링 가스분위기 노점을 -20~+20℃로 한정하는 이유는, 상기 어닐링 가스분위기 노점 범위 내에서, 어닐링 가스분위기가 Fe에 대해서는 환원성이나, 단 Mn에 대해서는 산화성이기 때문이다. 노점이 -20℃보다 낮을 경우, 강 기판 표층의 페라이트 미세 결정입자층 두께는 <0.2㎛이고, 노점이 +20℃보다 높을 경우, 강 기판 표층의 페라이트 미세 결정입자층에 다량의 Mn의 내부 산화 입자가 형성될 수 있어, 표층의 성능에 영향을 미칠 수 있다. 어닐링 가스분위기 노점은 -10~+10℃인 것이 바람직하다.
바람직하게는, 단계 (2) 중의 숙성 보온 시간을 30-600s로 한정하며, 30-180s인 것이 바람직하다.
바람직하게는, 단계 (2) 중의 어닐링 가스분위기는 N2, H2 혼합 가스이고, H2의 부피 함량은 0.5~10%이다.
단계 (2) 중의 산세 농도, 온도, 시간의 제어 원칙은 표면의 산화 망간층을 제거하고 표층의 페라이트 미세 결정입자층을 남기는 것이므로, 산 용액의 농도가 지나치게 높거나, 산 용액의 온도가 지나치게 높거나 산세에 머무는 시간이 지나치게 길 경우, 모두 표층의 페라이트 미세 결정입자층이 씻겨나갈 수 있다. 만약 어닐링 과정에서 형성된 산화 망간층이 너무 두껍고, 산세가 충분하지 못하다면, 잔류된 산화물층 역시 단계 (3)의 용융도금에 불리하다. 따라서 산 용액의 농도 범위는 0.1-5%이고, 산세 온도는 50-70℃이며, 산세 시간은 1-10s이다.
단계 (3) 중의 어닐링 공정 파라미터는 매우 넓은 범위 내에서 선택할 수 있으며, 어닐링 가스분위기를 특별히 제어할 필요 없이, 일반적인 어닐링 가스분위기를 사용하여도 모두 보통 페라이트 재료와 동일한 도금성을 획득할 수 있다. 그 이유는 단계 (2)에서 획득된 강판 표층에 이미 0.2-5㎛의 페라이트 미세 결정입자층이 존재하고, 2차 어닐링 과정에서 상용되는 어닐링 온도, 보온 시간 및 어닐링 가스분위기 노점을 사용하므로, 강판 표층의 페라이트 미세 결정입자층에는 이미 외부 산화가 용이한 Mn 원소가 없으며, 또한 강 기판 중의 Mn 원소는 페라이트 미세 결정입자층을 넘어 표면에 산화 망간층을 형성할 수 없고, 강 기판 중의 망간 원소는 페라이트 미세 결정입자층에서만 소량의 내부 산화를 형성할 수 있기 때문이다. 다시 말해, 단계 (2)를 거쳐 처리된 강판의 경우, 표면 상태가 보통의 연질강의 표면상태와 같으므로, 비교적 넓은 공정 파라미터 범위 내에서 모두 도금성이 나쁜 상황이 발생하지 않는다.
바람직하게는, 단계 (3) 중의 어닐링 온도는 600~850℃로, 보온 시간은 60~360s로, 어닐링 가스분위기의 H2 함량은 2~10%로, 어닐링 가스분위기 노점은 -60~+10℃로 선택할 수 있다.
또한, 상기 단계 (3)에서, 도금액 성분의 질량백분 함량은 0.1≤Al≤6%，0＜Mg≤5%이고, 나머지는 Zn 및 기타 불가피한 불순물이다.
본 발명의 상기 용융도금 고망간강의 제조방법에서, 도금액에 0.1-6%의 Al을 첨가하는 목적은 스트립강을 아연욕조(zinc pot)에 침지 시, 도금액 중의 Al이 먼저 스트립강과 반응하여 차단층을 형성하도록 함으로써, Zn과 Fe 사이에서의 확산을 억제하고, 도금층의 성형성능에 대해 불리한 영향을 줄 수 있는 아연철 합금상의 형성을 방지하고자 하는데 있다. 도금액에 Mg를 첨가하면 도금층의 내식성을 더욱 향상시키기에 유리하나, Mg 함량이 5%를 초과하면, 표면 산화가 증가하여 생산에 불리하다. 따라서, 본 발명은 Mg를 0-5%로 한정하며, 또한 Al, Mg 함량이 지나치게 높을 경우 도금층의 경도가 증가하게 되어 도금층의 성형 성능이 악화될 수 있다.
바람직하게는, 스트립강의 아연욕조 투입 온도는 도금액의 온도보다 0-10℃ 높다.
바람직하게는, 도금액의 온도는 420-480℃이다.
(1) 강 기판 표층에 페라이트 미세 결정입자층을 형성함으로써, 고망간강의 도금성이 나쁜 문제를 해결하고, 고망간강의 양호한 도금성 및 도금부착성을 구현하였으며, 이에 따라 고망간강의 내식성이 향상된다.
(2) 본 발명의 상기 용융도금 고망간강의 제조방법은 종래의 연속 어닐링 및 연속 용융도금 생산라인에서 구현 가능하므로, 비교적 큰 조정이 필요 없어, 양호한 보급 응용 전망을 지닌다.
도 1은 본 발명의 상기 용융도금 고망간강의 구조도이다.
도 2는 본 발명의 상기 용융도금 고망간강의 용융도금 전의 조직이다.
도 3은 본 발명의 실시예 2의 단면 금속 미세조직 사진이다.
도 4는 비교예 2의 단면 금속 미세조직 사진이다.
도 5는 비교예 6의 단면 금속 미세조직 사진이다.
도 6은 실시예 2의 1차 어닐링 후, 표층 단면의 금속 미세조직 상의 O, Al, Mn, 원소의 면 분포도이다.
도 7은 비교예 6의 1차 어닐링 후, 표층 단면의 금속 미세조직 상의 O, Al, Mn, 원소의 면 분포도이다.
도 8은 실시예 2의 1차 어닐링 후, 1차 어닐링 및 산세 후, 2차 어닐링 후 및 비교예 2의 1차 어닐링 후의 표면 Mn 원소의 심도 분포 곡선이다.
이하 첨부도면과 실시예를 결합하여 본 발명의 상기 용융도금 고망간강 및 그의 제조방법에 대해 좀 더 상세한 해석과 설명을 할 것이나, 단 상기 해석과 설명은 본 발명의 기술방안을 부당하게 한정하지 않는다.
도 1은 본 발명의 상기 용융도금 고망간강의 구조를 나타낸 것이다. 도 1에 도시된 바와 같이, 본 발명의 상기 용융도금 고망간강은 강 기판(1) 및 강 기판(1) 표면에 위치하는 도금층(2)을 포함하며, 그 중, 상기 강 기판(1)의 코어부 조직(11)은 오스테나이트이고, 강 기판(1)의 표층(12)은 페라이트 미세 결정입자층이다.
도 2는 본 발명의 상기 용융도금 고망간강의 용융도금 전의 조직을 나타낸 것이다. 도 2에 도시된 바와 같이, 강 기판의 코어부 조직(11)은 오스테나이트이고, 강 기판의 표층(12)은 페라이트 미세 결정입자층이며, 또한 페라이트의 결정 입도는 강 기판의 오스테나이트의 결정 입도보다 작다.
표 1은 실시예 1-20의 용융도금 고망간강 및 비교예 1-12의 일반 강판의 화학성분의 질량백분율을 열거한 것이고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물이다.
표 1을 통해 알 수 있듯이, 성분 Ⅰ, Ⅱ, Ⅲ 중, 화학 성분의 질량백분 함량 범위는 C：0.4~0.8%， Mn：10~30%，Al：1.0~2.0%， Si≤0.5%，P ≤0.02%，S≤0.01%，N ≤0.01%로 제어되며, 성분 Ⅳ의 C, Mn 함량은 상기 성분 범위 밖이다.
단위 wt%
C Mn Al Si N P S
I 0.6 16 1.5 0.09 0.02 0.007 0.006
II 0.4 28 1.6 0.5 0.021 0.017 0.005
III 0.8 12 1.2 0.13 0.018 0.005 0.005
IV 0.3 7 1 0.2 0.011 0.008 0.01
실시예 1-20 중의 용융도금 고망간강은 이하 단계로 제조된다: (1) 스트립강 제조 단계;
(2) 1차 어닐링 및 산세 단계; 스트립강을 연속 어닐링 생산라인에서 숙성 온도인 600~750℃까지 가열하며, 숙성 시간은 30~600s이고, 어닐링 가스 분위기는 N2, H2 혼합 가스이며, H2의 부피 함량은 0.5~10%이고, 노점은 -20~+20℃이며; 어닐링 후의 스트립강을 100℃ 이하로 냉각시키고, H 이온 농도가 0.1~5%인 산 용액을 통해 산세를 실시하며, 산 용액의 온도는 50~70℃이고, 산세 시간은 1~10s이며; 다시 헹굼 건조 후 권취한다.
(3) 2차 어닐링 및 용융도금 단계; 단계 (2)에서 획득된 스트립강을 용융도금 생산라인에서 2차 어닐링을 실시하여 용융도금을 완료하며, 2차 어닐링 숙성 온도는 600~850℃이고, 숙성 시간은 60~360s이며, 어닐링 가스 분위기는 N2, H2 혼합 가스로, H2의 부피 함량은 2~10%이고, 노점은 -60~+10℃이며; 스트립강을 380~500℃까지 냉각시킨 후 도금액에 침지하여 용융도금을 실시한다.
표 2는 실시예 1-20 중의 용융도금 고망간강 및 비교예 1-12의 일반 강판의 구체적인 공정 파라미터를 열거한 것이다.
도 3은 본 발명의 상기 용융도금 고망간강의 실시예 2의 단면 금속 미세조직을 나타낸 것이다. 도 3에 도시된 바와 같이, 강 기판(1), 강 기판 표층의 페라이트 미세 결정입자층(2) 및 2에 피복되는 도금층(1)을 포함한다.
도 4는 본 발명의 상기 용융도금 고망간강의 제조방법을 채택하지 않은 비교예 2의 단면 금속 미세조직을 나타낸 것이다. 도 4에 도시된 바와 같이, 어닐링 가스분위기 노점이 -40℃일 때, 강 기판의 표층에 페라이트 미세 결정입자층이 형성되지 않았으며, 비록 강 기판 표면에 도금층이 도금되었으나, 단 도금부착성이 나쁜 편이다.
도 5는 본 발명의 상기 용융도금 고망간강의 제조방법을 채택하지 않은 비교예 6의 단면 금속 미세조직을 나타낸 것이다. 도 5에 도시된 바와 같이, 1차 어닐링 온도가 800℃이고, 어닐링 가스분위기 노점이 +10℃일 때, 비록 강 기판 표층에 페라이트 미세 결정입자층이 형성되었으나, 단 상기 층에 굵은 산화물 입자가 나타나 표층의 성형성에 영향을 미친다.
도 6은 본 발명의 상기 용융도금 고망간강의 실시예 2에서 1차 어닐링 후 표층 단면의 금속 미세조직에서의 O, Al, Mn 원소의 면 분포도를 나타낸 것이다. 도 6에 도시된 바와 같이, 어닐링 온도가 680℃이고, 어닐링 가스분위기 노점이 0℃이며, 보온 시간이 170s일 때, 1차 어닐링을 거친 후, 강판 표면에 산화 망간층이 형성되고; 산화 망간층 하방에 저망간의 페라이트 미세 결정입자층이 형성되며; Al은 페라이트 미세 결정입자층에서 산화 알루미늄을 형성하여, 페라이트 결정계에 주로 편상으로 분포되고, 또한 편상의 길이방향이 강판 표면과 수직에 가까우며; 이와 동시에 페라이트 미세 결정입자층 중 Mn의 산화물은 뚜렷하지 않다.
도 7은 본 발명의 상기 용융도금 고망간강의 제조방법을 채택하지 않은 비교예 6에서 1차 어닐링 후 표층 단면의 금속 미세조직에서의 O, Al, Mn 원소의 면 분포도를 나타낸 것이다. 도 7에 도시된 바와 같이, 어닐링 온도가 800℃이고, 어닐링 가스분위기 노점이 +10℃이며, 보온 시간이 180s일 때, 비록 강 기판 표층에도 미세 결정입자의 페라이트층이 형성되었으나, 단 페라이트층 중의 알루미늄의 산화가 무질서한 분포를 띠고, 형태는 입자상 및 막대상 위주이며, 이와 동시에 페라이트층에 크기가 비교적 큰 Mn의 산화물이 나타났다. 상기 특징은 강판 표층의 성형성능에 불리한 영향을 미칠 수 있다.
도 8은 실시예 2의 1차 어닐링 후, 1차 어닐링 및 산세 후, 2차 어닐링 후 및 비교예 2의 2차 어닐링 후의 표면 Mn 원소의 심도 분포 곡선을 나타낸 것이다. 그 중 A는 비교예 2의 1차 어닐링 가스분위기 노점이 -40℃일 때의 어닐링 강판으로서, 강 기판 표면의 산화 망간이 비교적 얇으며, 강 기판 표층의 저망간층은 뚜렷하지 않다.
B는 실시예 2의 노점이 0℃인 1차 어닐링을 거친 후의 강판으로서, 강 기판 표면에 약 0.5㎛ 두께의 산화 망간이 존재하고, 강 기판 표층에 약 1㎛ 두께의 저망간층이 존재하며; B1은 1차 어닐링한 스트립강 B가 산세를 거친 후의 표면 Mn 원소의 심도 분포로서, 강 기판 표면의 산화 망간이 산에 의해 씻겨나가고, 강 기판 표층의 저망간층은 남아있다.
B2는 산세를 거친 후의 B1 스트립강이 다시 단계 (3)의 2차 어닐링을 거친 후, 스트립강의 표면 Mn 원소의 심도 분포로서, B2 스트립강 표면에 소량의 Mn 농화가 있으나, 스트립강 A보다는 훨씬 낮다. 도 8에 도시된 표면의 각기 다른 단계의 스트립강 표면 상태의 변화에 따르면, B2 스트립강 표면의 Mn 원소 농화가 비교예 2보다 훨씬 낮기 때문에, 도금성이 대폭 향상된다.
표 3은 실시예 1-20 중의 용융도금 고망간강 강판 및 비교예 1-12의 일반 강판의 각 성능 파라미터 및 조직 특징을 열거한 것이다.
그 중, 도금성의 판단 방법: 도금 후 스트립강 외관을 육안으로 직접 관찰한다. 표면에 뚜렷한 철 노출이 보이지 않으면 즉 도금성이 양호한 것이고(○으로 표시), 표면에 뚜렷한 철 노출이 있으면 도금성이 비교적 나쁜 것이다(×로 표시).
도금부착성 검출 방법: 스트립강에서 길이 200mm, 폭 100mm의 시료를 채취하여, 180도로 접은 후 평평하게 누르고, 접힌 위치에 테이프를 부착한다. 아연층이 테이프에 의해 접착되지 않았거나 또는 테이프로 접착된 접힌 면의 도금층 표면에 보풀이 일어나지 않았다면, 즉 도금부착성이 양호한 것을 나타내고(○으로 표시); 도금층이 테이프에 의해 접착되었거나 또는 테이프로 접착된 후의 접힌 면에 보풀이 일어난 경우, 즉 도금부착성이 비교적 나쁜 것을 나타낸다(×로 표시).
표 3을 통해 알 수 있듯이, 실시예 1-20의 항복강도는 450-650MPa이고, 인장강도는 950-1100MPa이며, 파단신율은 >50%이고; 실시예 1-20의 페라이트 미세 결정입자층의 두께는 0.2-5㎛이고, 페라이트 미세 결정입자층의 결정 입도는 ≤5㎛이며; 또한 도금성 및 도금부착성이 모두 비교예 1-10보다 우수하다.
이는 실시예가 단계 (2)에서 강 기판 표층에 페라이트 미세 결정입자층을 형성하여, 이에 따라 단계 (3)에서 강 기판 중의 Mn이 강판 표면으로 확산되는 것을 억제하고, 도금액 중 Al과 페라이트 미세 결정입자층에 효과적인 Fe-Al 차단층을 형성하였기 때문이며, 이에 따라 양호한 도금성과 도금부착성을 획득할 수 있다.
또한, 비교예 11-12는 본 발명에서 한정한 강 기판 성분과 제조방법을 채택하지 않았기 때문에, 비록 도금성과 도금부착성이 양호하더라도, 강 기판은 오스테나이트이고, 강 기판 표층은 페라이트 미세 결정입자층인 조직 특징을 구비하지 않는다.
이상에 열거한 것은 단지 본 발명의 구체적인 실시예일뿐이며, 본 발명은 이상의 실시예로 한정되지 않고 많은 유사한 변화가 있을 수 있다는 점에 유의해야 한다. 본 분야의 기술자가 본 발명에 공개된 내용으로부터 모든 변형을 직접 도출하거나 연상하는 경우, 모두 본 발명의 보호 범위에 속한다.
번호 성분 단계 (2) 단계（3）
숙성온도
（℃）		 숙성시간
（s）		 H2함량
（%）		 노점
（℃）		 산용액 농도
（%）		 산용액 온도
(℃)		 산세 시간
（s）		 숙성 온도
（℃）		 숙성시간
（s）		 H2함량
（%）		 노점
（℃）
실시예1 I 700 290 7 -15 4 64 9 750 160 8 -42
실시예2 I 680 170 9 0 5 69 10 750 120 8 -56
실시예3 I 640 500 6 20 4 55 9 800 120 4 4
실시예4 I 640 590 10 -4 2 51 2 670 90 4 -3
실시예5 I 720 40 4 -19 3 58 4 650 140 7 2
실시예6 I 680 370 4 5 4 66 9 740 90 6 10
실시예7 I 710 370 1 10 1 63 5 680 110 4 -35
실시예8 I 670 140 9 12 3 61 9 840 290 7 -39
실시예9 I 630 350 7 20 3 50 3 850 100 4 -13
실시예10 I 620 180 7 8 5 59 2 620 70 2 10
실시예11 I 680 490 3 15 1 53 9 800 330 6 -53
실시예12 I 640 400 8 -13 3 58 5 700 200 7 -58
실시예13 II 690 180 10 11 5 61 2 620 170 6 -49
실시예14 II 740 110 6 -8 1 68 2 810 150 10 -55
실시예15 II 720 260 7 19 5 55 5 790 320 8 0
실시예16 II 710 420 7 -20 2 58 5 660 90 9 5
실시예17 III 640 530 9 -16 4 66 4 810 220 4 -52
실시예18 III 660 140 2 -4 1 64 7 780 360 6 -46
실시예19 III 610 370 5 17 4 53 5 720 120 6 -39
실시예20 III 660 210 5 -20 4 66 8 740 260 10 -17
비교예1 I / / / / / / / 800 140 6 -10
비교예2 I / / / / / / / 710 60 6 -51
비교예3 I / / / / / / / 690 230 5 -18
비교예4 I / / / / / / / 780 90 6 -19
비교예5 I 690 490 4 -30 3 59 10 770 260 2 -46
비교예6 I 800 130 7 10 4 60 1 640 200 2 -27
비교예7 II / / / / / / / 600 300 8 -43
비교예8 II 750 550 7 -40 5 65 8 640 80 8 -20
비교예9 III / / / / / / / 850 260 10 -40
비교예10 III 820 30 8 10 5 63 8 600 340 9 -44
비교예11 IV / / / / / / / 690 190 10 -20
비교예12 IV 600 580 2 -17 5 66 4 820 160 9 -8
번호 성분 항복강도
MPa		 인장강도
MPa		 파단신율
%		 페라이트 미세 결정입자층
두께
μm		 페라이트 미세 결정입자층
입도
μm		 도금성
(외관)		 도금부착성
실시예1 I 582 1056 56 0.4 0.3 ○ ○
실시예2 I 506 974 57 1.7 1.0 ○ ○
실시예3 I 645 1062 57 3.8 1.1 ○ ○
실시예4 I 473 972 58 2.3 2.2 ○ ○
실시예5 I 489 1087 61 3.4 2.2 ○ ○
실시예6 I 630 980 65 4.0 1.4 ○ ○
실시예7 I 634 1068 52 2.1 1.2 ○ ○
실시예8 I 600 957 58 4.3 3.2 ○ ○
실시예9 I 469 957 58 3.6 3.0 ○ ○
실시예10 I 532 1093 56 3.0 2.7 ○ ○
실시예11 I 578 971 53 2.5 2.2 ○ ○
실시예12 I 615 984 50 4.5 2.4 ○ ○
실시예13 II 575 960 63 1.2 1.0 ○ ○
실시예14 II 596 986 58 4.2 3.8 ○ ○
실시예15 II 529 952 62 2.9 2.5 ○ ○
실시예16 II 622 990 54 1.8 1.8 ○ ○
실시예17 III 492 975 52 0.8 1.2 ○ ○
실시예18 III 549 959 62 4.5 2.7 ○ ○
실시예19 III 458 1056 51 3.7 1.3 ○ ○
실시예20 III 537 1027 57 1.2 1.0 ○ ○
비교예1 I 642 1100 54 0.0 / Х Х
비교예2 I 624 1070 56 0.0 / Х Х
비교예3 I 590 994 52 0.0 / Х Х
비교예4 I 464 950 60 0.0 / Х Х
비교예5 I 576 1028 50 0.0 / Х Х
비교예6 I 634 983 64 1.3 1.0 Х
비교예7 II 453 1049 62 0.0 / Х Х
비교예8 II 641 1045 63 0.0 / Х Х
비교예9 III 622 1002 51 0.0 / Х Х
비교예10 III 501 1090 52 4.0 3.0 ○ Х
비교예11 IV 450 778 25 0.0 / ○ ○
비교예12 IV 440 720 20 0.0 / ○ ○

Claims (21)

  1. 강 기판 및 강 기판 표면에 위치하는 도금층을 포함하는 용융도금 고망간강(hot dipped high manganese steel)에 있어서,
    상기 강 기판의 코어부 조직은 오스테나이트이고, 강 기판의 표층은 페라이트 미세 결정입자층으로, 상기 페라이트의 미세 결정입자층에 Al의 산화물이 함유되며; 상기 강 기판에 질량백분율 함량이 10~30%인 Mn, 1-2%인 Al 및 0.4-0.8%인 C가 함유되는 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 페라이트 미세 결정입자층의 두께는 0.2-5㎛인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 페라이트 미세 결정입자층의 결정 입도는 ≤5㎛인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강.
  4. 제1항 또는 제2항 또는 제3항에 있어서,
    상기 페라이트 미세 결정입자층의 결정 입도는 강 기판의 오스테나이트의 결정 입도보다 작은 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강.
  5. 제1항 또는 제2항 또는 제3항 또는 제4항에 있어서,
    상기 페라이트 미세 결정입자층의 Mn 함량은 강 기판의 Mn 함량보다 낮은 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강.
  6. 제1항 내지 제5항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 페라이트 미세 결정입자층의 Mn 함량은 ≤5%인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강.
  7. 제1항 내지 제6항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 페라이트 미세 결정입자층의 Mn 함량은 ≤2%인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강.
  8. 제1항 내지 제7항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 페라이트 미세 결정입자층의 Al 함량은 강 기판의 Al 함량보다 높은 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강.
  9. 제1항 내지 제8항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 페라이트 미세 결정입자층의 Al 함량은 >1%인 것을 특징으로 하는 용융도금 중 망간강.
  10. 제1항 내지 제9항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 페라이트 미세 결정입자층의 Al 함량은 <5%인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강.
  11. 제1항 내지 제10항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 페라이트 미세 결정입자층의 C 함량은 강 기판의 C 함량보다 낮은 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강.
  12. 제1항 내지 제11항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 페라이트 미세 결정입자층의 C 함량은 ≤0.2%인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강.
  13. 제1항에 있어서,
    상기 도금층의 두께는 5-200㎛인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강.
  14. 제1항 내지 제13항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 용융도금 고망간강의 항복강도는 450-650MPa이고, 인장강도는 950-1100MPa이며, 파단신율은 50% 이상인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강.
  15. 제1항 내지 제14항 중의 어느 한 항에 따른 용융도금 중 망간강의 제조방법에 있어서,
    1) 스트립강 제조 단계;
    2) 1차 어닐링 및 산세 단계;
    스트립강을 연속 어닐링 생산라인에서 숙성 온도인 600~750℃까지 가열하며, 숙성 시간은 30~600s이고, 어닐링 가스 분위기는 N2, H2 혼합 가스로, H2의 부피 함량은 0.5~10%이고, 노점은 -20~+20℃이며; 어닐링 후의 스트립강을 100℃ 이하로 냉각시키고, H 이온 농도가 0.1~5%인 산 용액을 통해 산세를 실시하며, 산용액의 온도는 50~70℃이고, 산세 시간은 1~10s이며; 다시 헹굼 건조 후 권취하는 단계;
    3) 2차 어닐링 및 용융도금 단계;
    단계 2)에서 획득된 스트립강을 용융도금 생산라인에서 2차 어닐링을 실시하여 용융도금을 완료하며, 2차 어닐링 숙성 온도는 600~850℃이고, 숙성 시간은 60~360s이며, 어닐링 가스 분위기는 N2, H2 혼합 가스로, H2의 부피 함량은 2~10%이며, 노점은 -60~+10℃이고; 스트립강을 380~500℃까지 냉각시킨 후 도금액에 침지하여 용융도금을 실시하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강의 제조방법.
  16. 제15항에 있어서,
    단계 (2) 중의 상기 숙성 온도는 600~700℃인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강의 제조방법.
  17. 제15항에 있어서,
    단계 (2) 중의 상기 숙성 보온 시간은 30~180s인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강의 제조방법.
  18. 제15항에 있어서,
    단계 (2) 중의 상기 어닐링 가스 분위기의 노점은 -10~+10℃인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강의 제조방법.
  19. 제15항에 있어서,
    단계 (3) 중의 상기 도금액 성분의 질량백분율 함량은 0.1≤Al≤6%，0＜Mg≤5%이고, 나머지는 Zn 및 기타 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강의 제조방법.
  20. 제15항에 있어서,
    단계 (3) 중의 상기 어닐링 가스 분위기의 노점은 -60~-20℃인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강의 제조방법.
  21. 제15항에 있어서,
    단계 (3) 중의 상기 도금액 온도는 420~480℃인 것을 특징으로 하는 용융도금 고망간강의 제조방법.
KR1020197035800A 2017-05-26 2018-04-20 용융도금 고망간강 및 그의 제조방법 KR20200003175A (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201710383388.1 2017-05-26
CN201710383388.1A CN108929991B (zh) 2017-05-26 2017-05-26 一种热浸镀高锰钢及其制造方法
PCT/CN2018/083849 WO2018214683A1 (zh) 2017-05-26 2018-04-20 一种热浸镀高锰钢及其制造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20200003175A true KR20200003175A (ko) 2020-01-08

Family

ID=64396214

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020197035800A KR20200003175A (ko) 2017-05-26 2018-04-20 용융도금 고망간강 및 그의 제조방법

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11377712B2 (ko)
EP (1) EP3636790B1 (ko)
JP (1) JP6882531B2 (ko)
KR (1) KR20200003175A (ko)
CN (1) CN108929991B (ko)
CA (1) CA3064637C (ko)
WO (1) WO2018214683A1 (ko)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108929991B (zh) * 2017-05-26 2020-08-25 宝山钢铁股份有限公司 一种热浸镀高锰钢及其制造方法
CN113278908B (zh) * 2021-04-23 2023-03-31 中国科学院合肥物质科学研究院 一种高强韧、耐蚀twip钢及其制备方法
CN114807755B (zh) * 2022-04-15 2024-03-26 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有良好涂层质量的高强韧性预涂覆钢板及其制备方法以及钢构件及其应用
CN115029632B (zh) * 2022-05-27 2023-04-11 河钢股份有限公司 高耐蚀镀锌热成形硬化钢及其零部件以及制备方法

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05263194A (ja) * 1992-03-19 1993-10-12 Sumitomo Metal Ind Ltd ボイラ用耐摩耗複層鋼管およびその製造方法
DE102005008410B3 (de) 2005-02-24 2006-02-16 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Beschichten von Stahlbändern und beschichtetes Stahlband
KR100742833B1 (ko) 2005-12-24 2007-07-25 주식회사 포스코 내식성이 우수한 고 망간 용융도금강판 및 그 제조방법
JP2007321198A (ja) * 2006-05-31 2007-12-13 Nano Gijutsu Kenkyusho:Kk 表面硬化遷移金属及びその製造方法
DE102006039307B3 (de) 2006-08-22 2008-02-21 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Beschichten eines 6-30 Gew.% Mn enthaltenden warm- oder kaltgewalzten Stahlbands mit einer metallischen Schutzschicht
EP2145027A1 (en) 2007-05-02 2010-01-20 Corus Staal BV Method for hot dip galvanising of ahss or uhss strip material, and such material
KR20090070509A (ko) 2007-12-27 2009-07-01 주식회사 포스코 고연성 및 고강도를 가지는 고망간 도금강판 및 그제조방법
DE102008005605A1 (de) 2008-01-22 2009-07-23 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Beschichten eines 6 - 30 Gew. % Mn enthaltenden warm- oder kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer metallischen Schutzschicht
CN101660086A (zh) * 2008-08-25 2010-03-03 鞍钢股份有限公司 一种轻质、高性能孪晶诱导塑性钢及其制备方法
KR101079472B1 (ko) 2008-12-23 2011-11-03 주식회사 포스코 도금표면품질이 우수한 고망간강의 용융아연도금강판의 제조방법
DE102009018577B3 (de) * 2009-04-23 2010-07-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Schmelztauchbeschichten eines 2-35 Gew.-% Mn enthaltenden Stahlflachprodukts und Stahlflachprodukt
KR101115741B1 (ko) 2009-12-11 2012-03-07 주식회사 포스코 도금성이 우수한 고망간강 용융아연도금강판의 제조방법
CN102939394A (zh) * 2010-06-10 2013-02-20 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 生产奥氏体钢方法
CN102140606A (zh) * 2011-03-17 2011-08-03 北京科技大学 一种热轧高强低合金多相钢及其制备方法
KR101329925B1 (ko) * 2011-08-26 2013-11-14 주식회사 포스코 도금밀착성이 우수한 고망간강 및 이로부터 용융아연도금강판을 제조하는 방법
KR101510505B1 (ko) * 2012-12-21 2015-04-08 주식회사 포스코 우수한 도금성과 초고강도를 갖는 고망간 용융아연도금강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 고망간 용융아연도금강판
WO2015077932A1 (zh) * 2013-11-27 2015-06-04 何丽丽 一种含锰钢及其生产方法
JP6466734B2 (ja) * 2014-02-21 2019-02-06 新日鐵住金株式会社 高圧水素ガスおよび液体水素用オーステナイト系高Ｍｎステンレス鋼溶接継手およびその製造方法
CN106319356A (zh) * 2015-06-17 2017-01-11 宝山钢铁股份有限公司 一种含稀土高锰热镀锌钢板及其制造方法
CN104928568B (zh) * 2015-06-30 2017-07-28 宝山钢铁股份有限公司 一种铁素体低密度高强钢及其制造方法
CN105908089B (zh) * 2016-06-28 2019-11-22 宝山钢铁股份有限公司 一种热浸镀低密度钢及其制造方法
CN108929991B (zh) * 2017-05-26 2020-08-25 宝山钢铁股份有限公司 一种热浸镀高锰钢及其制造方法
CN108929992B (zh) * 2017-05-26 2020-08-25 宝山钢铁股份有限公司 一种热浸镀中锰钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN108929991A (zh) 2018-12-04
EP3636790A1 (en) 2020-04-15
US20200216927A1 (en) 2020-07-09
WO2018214683A1 (zh) 2018-11-29
CA3064637A1 (en) 2018-11-29
JP6882531B2 (ja) 2021-06-02
US11377712B2 (en) 2022-07-05
CN108929991B (zh) 2020-08-25
EP3636790A4 (en) 2020-10-14
EP3636790B1 (en) 2023-04-12
CA3064637C (en) 2022-08-23
JP2020521056A (ja) 2020-07-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101403111B1 (ko) 표면품질이 우수한 용융아연도금강판 및 이의 제조방법
KR20200003175A (ko) 용융도금 고망간강 및 그의 제조방법
KR20100076744A (ko) 강판의 소둔 장치, 도금 품질이 우수한 도금 강판의 제조 장치 및 이를 이용한 도금 강판의 제조방법
JP6187028B2 (ja) 生産性とプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5552859B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20200003174A (ko) 용융도금 중망간강 및 그의 제조방법
JP4882446B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR101428151B1 (ko) 고망간 열연 아연도금강판 및 그 제조방법
KR20140008723A (ko) 도금성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 이의 제조방법
KR101500282B1 (ko) 도금표면 품질 및 도금밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 제조방법
KR102434611B1 (ko) 용접액화취성균열 저항성이 우수한 용융아연도금강판, 및 이의 제조 방법
JPH09310148A (ja) 高強度冷延鋼板
KR20030053834A (ko) 도금 부착성이 우수한 고강도 용융아연 도금강판의 제조방법
KR101490563B1 (ko) 도금성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101611664B1 (ko) 도금표면 품질 및 도금밀착성이 향상된 아연도금강판 및 그 제조방법
KR20100064503A (ko) 도금성이 우수한 고망간 용융아연도금 강판의 제조방법
JP2002161315A (ja) 高張力溶融めっき鋼板およびその製造方法
JPH0499845A (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造用母材冷延鋼板及びめっき鋼板の製造方法
JP2002069575A (ja) 優れた加工性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JPH0364440A (ja) Ｚｎ―５％Ａｌ系合金の溶融めっき方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E601 Decision to refuse application