KR20220036094A - 염화물 환경에서 내부식성이 우수한 용융아연 도금강판 및 이의 제조방법 - Google Patents
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Abstract
염화물 환경에서 내부식성이 우수한 용융아연 도금강판 및 이의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 용융아연 도금강판은, 소지강판 및 상기 소지강판의 적어도 일면에 형성되고, 자체 중량%로, Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La 으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 합계:0.01~0.3%, Al: 0.01~0.15%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융아연 도금층;을 포함하고, 상기 용융아연 도금층에는, 용융아연 도금층 전체에 대한 중량%로, 상기 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1 종 이상의 원소들의 함량의 합이 20% 이상인 제1 영역과, 그 함량의 합이 20% 미만인 제2 영역이 형성되어 있으며, 그리고 상기 제1 영역에는, 그 크기가 0.01~10㎛이고 다각의 형상을 갖는 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물로 이루어져 있다.
본 발명의 용융아연 도금강판은, 소지강판 및 상기 소지강판의 적어도 일면에 형성되고, 자체 중량%로, Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La 으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 합계:0.01~0.3%, Al: 0.01~0.15%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융아연 도금층;을 포함하고, 상기 용융아연 도금층에는, 용융아연 도금층 전체에 대한 중량%로, 상기 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1 종 이상의 원소들의 함량의 합이 20% 이상인 제1 영역과, 그 함량의 합이 20% 미만인 제2 영역이 형성되어 있으며, 그리고 상기 제1 영역에는, 그 크기가 0.01~10㎛이고 다각의 형상을 갖는 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물로 이루어져 있다.
Description
본 발명은 아연도금강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 염화물 포함 환경에서 내부식성이 우수한 아연도금강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
용융아연 도금강판(GALVANIZED STEEL)은 아연을 주 구성성분으로 하여 일부 도금성을 향상시키기 위해 소량의 원소를 첨가하는 방식으로 이루어진다. 이러한 용융아연 도금강판은 모재보다 산화성이 뛰어난 아연의 희생방식성을 적극 활용하여 강판의 부식, 산화, 또는 Fe계 산화물에 의해 나타나는 적색의 산화물이 발생하는 적청의 발현을 최대한 방지하는 것을 그 목적으로 한다.
이러한 제품의 내식성을 향상시킬 수 있는 방안으로는, 기본적으로 도금 부착량의 상향과 앞서 언급한 용융아연도금 구성성분을 조절하는 방법이 있는데, 전자의 경우 도금량을 무한정 상향할 경우 제조 단가의 상승 뿐만 아니라 두터운 도금층에 의한 프레스 성형 후 도금 박리 문제, 용접의 경우 액화금속취성(LIQUID METAL EMBRITTLEMENT) 등 다양한 문제가 증가하므로 한계가 존재한다. 후자의 경우 아연을 주 구성성분으로 하되, 부식생성물의 구조를 변화시킴으로써 내부식성 향상에 획기적인 영향을 주는 마그네슘(Mg)을 첨가하고, 이를 안정화하기 위해 알루미늄(Al)을 첨가한 3원계 용융아연도금(Zn-Al-Mg) 개발이 현재까지 활발히 이루어지고 있으며, 상용화가 이루어져 제품으로도 판매된다. 그 예로써 일본 NSSMC의 ZAM, 신일철주금의 Dyma, Super-Dyma, Arcelormittal의 Magnelis, POSCO의 PosMAC1.5, PosMAC3.0 등이 있다.
하지만 이들 3원계 용융아연도금은 기본적으로 [Al+Mg]의 조성함량비가 최소 3.0 wt.%에서부터 많게는 15.0 wt.%까지 포함하기에 도금층 내 Zn단상을 포함하여 다양한 구성상이 존재하며 실생산에 있어 도금 용탕조성 및 Mg에 의한 용탕 표면 산화문제로 균질한 표면상을 유지하는데 많은 어려움이 존재한다.
이에, 기존 용융아연도금에서 미량의 합금원소 첨가를 통한 생산라인에서의 작업성 개선과 동시에, 기존 용융아연도금 대비 내부식성의 획기적인 향상을 불러일으킬 수 있는 방안에 대한 기술의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
본 발명은, 기존 용융아연 도금강판에서 염화물이 포함된 환경에서의 내부식성을 소량의 합금원소 첨가로 표면산화물의 구조적 개질을 불러일으킴으로써 내부식성의 획기적으로 향상킬 수 있는 용융아연 도금강판 및 이의 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은,
소지강판 및
상기 소지강판의 적어도 일면에 형성되고, 자체 중량%로, Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La 으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 합계:0.01~0.3%, Al: 0.01~0.15%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융아연 도금층;을 포함하고,
상기 용융아연 도금층에는, 용융아연 도금층 전체에 대한 중량%로, 상기 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1 종 이상의 원소들의 함량의 합이 20% 이상인 제1 영역과, 그 함량의 합이 20% 미만인 제2 영역이 형성되어 있으며,
상기 제1 영역에는, 그 크기가 0.01~10㎛이고 다각형의 형상을 갖는 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물로 이루어져 있는 것을 특징으로 하는 염화물 환경에서 내부식성 우수한 용융아연 도금강판에 관한 것이다.
본 발명의 또 다른 일 측면은,
소지강판을 준비하는 단계;
Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상: 합계로 0.01~0.3%, Al: 0.01~0.15%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융아연 도금욕을 준비하는 단계;
불활성 분위기에서 상기 소지강판을, 450℃ 초과 550℃ 미만의 온도를 가지는 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연 도금하는 단계;
상기 용융아연도금된 강판을 230~270℃ 내의 온도범위까지 0.01~20℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및
상기 1차 냉각된 용융아연 도금강판을 상온까지 0.01~10℃/의 범위의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 염화물 환경에서 내부식성 우수한 용융아연도금강판의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 기존 용융아연 도금재 대비 염화물이 포함된 부식환경 조건에서 외부 환경과 맞닿는 표층부 산화물의 형상 개질로 인해 부식성에 대한 민감도가 저하된, 부식 저항성이 우수한 용융아연 도금강판 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명재와 비교재의 단면부를 전자주사현미경 내 Back-sacattered image(BSI)를 이용하여 1000배율로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 2 는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명재와 비교재에 대하여 Electron-Probe Micro-Analysis(EPMA)로 2D 스캔하여 얻은 화학 조성 결과를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명재와 비교재를 염화물 포함 부식분위기에 노출하여 부식전위 및 부식전류를 측정한 동전위 분극시험 결과를 나타낸 것이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명재와 비교재를 부식시험 한 뒤, Focused-Ion Beam(FIB)를 이용해 단면 가공하여 부식생성물의 단면 구조를 촬영한 사진이다.
도 2 는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명재와 비교재에 대하여 Electron-Probe Micro-Analysis(EPMA)로 2D 스캔하여 얻은 화학 조성 결과를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명재와 비교재를 염화물 포함 부식분위기에 노출하여 부식전위 및 부식전류를 측정한 동전위 분극시험 결과를 나타낸 것이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명재와 비교재를 부식시험 한 뒤, Focused-Ion Beam(FIB)를 이용해 단면 가공하여 부식생성물의 단면 구조를 촬영한 사진이다.
본 발명자는 염화물 포함 부식환경에서 부식 저항성을 증가시킬 수 있는 방안으로서, 기존의 다공성 구조를 갖는 부식생성물로 인한 외부 부식환경물의 침투가 용이한 아연도금층이 아닌, 특정의 원소를 추가하여 부식생성물의 구조를 치밀한 상태를 만들 수 있도록 변화시켜 내부식성을 향상시킬 수 있도록 연구를 진행하였다. 그 결과, 용융아연 도금욕 내 합금조성과 도금 조건을 최적화함으로써 용융아연 도금공정 분위기에서 일정 크기의 금속간 화합물을 형성할 수 있는 도금층을 구성하여 해당 화합물이 도금층 내 균일하게 분산될 수 있도록 제어하는 방법을 새로이 고안하게 되었고, 이를 통해 의도하는 물성을 가지는 아연도금강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하였다.
이하, 염화물이 포함된 내부식 저항성이 우수한 본 발명의 용융아연 도금강판에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명에서 각 원소의 함량을 나타낼 때에는 특별히 달리 정하지 않는 한, 중량%를 의미한다.
본 발명의 일 측면에 따른 염화물이 포함 부식경에서 내부식 저항성이 우수한 용융아연 도금강판은, 소지강판 및 상기 소지강판의 적어도 일면에 형성되고, 자체 중량%로, Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La 으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 합계:0.01~0.3%, Al: 0.01~0.15%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융아연 도금층;을 포함할 수 있다.
본 발명에 있어서, 상기 소지강판의 종류에 대해서는 특별히 제한되지 않는다. 예를 들면, 통상의 아연 도금강판의 소지로 사용되는 Fe계 소지강판, 즉, 열연강판 또는 냉연강판일 수 있으며, 이에 한정되는 것은 아니다. 또한, 상기 소지강판은, 예를 들어, 자동차용 소재로 사용되는 탄소강, 극저탄소강, 고망간강 등을 들 수 있으나, 이에 한정되는 것은 아니다.
다만, 열연강판의 경우 그 표면에 다량의 산화 스케일을 가지며, 이러한 산화 스케일은 도금 밀착성을 저하시켜 도금 품질을 열위하게 하는 문제가 있을 수 있다. 따라서, 열연강판을 소지강판으로 이용하는 경우, 산 용액에 의해 미리 산화 스케일을 제거한 열연강판으로 할 수 있다.
또한 본 발명은 용융아연도금층은 상기 소지강판의 일면 또는 양면에 형성될 수 있다. 그리고 상기 용융아연 도금층은 자체 중량%로, Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La 으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 합계:0.01~0.3%, Al: 0.01~0.15%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
[도금층 조성]
Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 합: 0.01~0.3%
본 발명의 용융아연도금층은 티타늄(Ti), 바나듐(V), 네오븀(Nb), 니켈(Ni), 구리(Cu), 지르코늄(Zr), 이트륨(Y) 및 란타늄(La)으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상을 포함할 수 있고, 그 함량은 합계로 0.01~0.3%일 수 있다.
상기 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La의 원소는 아연 도금층의 부식이 진행될 때 부식생성물의 형상을 제어함에 있어 매우 중요한 역할을 하는 원소로서, 용융 아연도금이 이루어지는 온도 영역인 400~500℃ 근방에서 Al과 금속간 화합물을 형성할 수 있음과 동시에, 부식생성물의 핵생성을 불러일으키는 원소이다.
구체적으로, 상기 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La의 원소는 도금공정 중 도금층 표층 및 내부에 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물인 이차상을 생성함으로써, 용융아연도금층이 부식환경에 노출됨과 동시에 표면에 적층되는 부식생성물의 핵생성 사이트로 작용하며, 표면에서 균일한 부식생성물의 성장을 통해 치밀한 구조를 갖게 만듬으로써 기존 용융 아연도금 대비 내부식성을 향상시킬 수 있다. 이러한 부식생성물은 기존 대비 모재와의 경계에서 발생할 수 있는 미세 균열 또한 억제하는 효과가 있기에, 내식성의 효과는 더욱 배가된다.
본 발명에서 티타늄(Ti), 바나듐(V), 네오븀(Nb), 니켈(Ni), 구리(Cu), 지르코늄(Zr), 이트륨(Y) 및 란타늄(La)으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 합계 함량이 0.01% 미만이면, (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물 생성에 의한, 부식생성물의 개질에 의한 부식 저항성 향상 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 티타늄(Ti), 바나듐(V), 네오븀(Nb), 니켈(Ni), 구리(Cu), 지르코늄(Zr), 이트륨(Y) 및 란타늄(La)으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 합계 함량이 0.3%를 초과하면, 오히려 해당 화합물의 과도한 성장 및 용융 아연도금시 모재의 Fe가 도금층으로 확산하는 현상(Fe-burst)을 저해하는 억제층(inhibition layer)의 형성이 어려워지므로, 본 발명의 목적과 다른 부수적인 문제가 발생한다.
따라서 본 발명에서는 상기 용융아연도금층 내 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 합계 함량은 0.01~0.3%일 수 있고, 바람직하게는 0.01~0.25%일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.05~0.25%일 수 있다.
한편, 본 발명에 있어서, 상기 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물의 의미는, Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상의 원소와 Al이 금속간 화합물을 형성하는 경우를 말한다.
Al: 0.01~0.15%
상기 용융아연도금층 내 알루미늄(Al)은 용융아연합금 도금욕 내에서 도금층과 소지강판의 계면에서 Fe-Al계 금속간화합물을 생성함으로써, 도금층으로의 Fe 확산을 막아주는 억제층 (Inhibition layer) 형성을 위한 목적도 존재하나, 본 발명에서는 목적하는 효과를 발휘하기 위한 필수 요건인 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물의 형성을 위한 목적 또한 존재한다.
따라서, 아연 도금층 내 Al 함량이 0.01% 미만이면, 앞서 언급한 억제층의 연속적인 형성이 어려워지고, 도금층으로의 Fe 확산을 막아주는 억제층의 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 아연 도금층 내 Al 함량이 0.15%를 초과하면, 도금층 내 과도한 Zn/Al 2원 공석상이 형성되어, 단면부 및 도장부에 대한 아연 도금의 희생방식성 효과를 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 상기 아연도금층 내에 Al을 0.01~0.15%로 포함함이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.1~0.15%로 포함할 수 있다.
본 발명에서 전술한 용융아연도금층의 조성 이외에 나머지는 Zn 및 기타 불가피한 불순물일 수 있다. 여기서, 기타 불가피한 불순물은 통상의 용융아연 도금강판의 제조 공정에서 의도하지 않게 혼입될 수 있는 것으로서 이를 전면 배제할 수 없고, 당해 기술분야에서 통상의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있으므로, 이를 정의하지는 않는다.
한편, 상기 기타 불가피한 불순물로는 소지강판으로부터 도금층으로의 확산에 의해 유입될 가능성이 있는 Fe가 포함될 수 있다. 구체적으로, 소지강판의 Fe는 소지강판과 아연도금층 사이의 계면에 형성되는 후술하는 억제층(inhibition layer)에 의해 소지강판으로부터 도금층으로의 확산이 제한되기 때문에 도금층에서의 그 양이 미미하여 불순물 정도의 수준으로 포함될 수 있고, 경우에 따라서는 상기 Fe 함량은 무시할 수 있다.
[도금층 미세조직]
나아가, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 용융아연도금층 내에는 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소의 함량이 다른 영역이 구분되어 존재할 수 있다. 구체적으로, 본 발명의 용융아연도금층 내에는, 자체 중량%로, Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소의 합계 함량이 20% 이상인 제1 영역과, Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 원소의 합계 함량이 20% 미만인 제2 영역이 형성되어 있다. 이와 같이, 해당 영역이 구분되는 이유는, 용탕을 지나간 직 후부터 원소의 불균일/비평형 원소확산, 즉 도금작업 시 과냉에 의한 것으로 포트온도/포트장입시간/냉각속도와 직접적인 관련이 있으며, 후술하는 도금강판 제조공정의 2단 냉각 중 1차 냉각 시 의도적으로 가속 냉각을 적용함으로써 도금층의 영역이 구분되게 형성할 수 있다.
본 발명에서 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간화합물은 상기 조성비율이 20% 이상인 제 1영역에 해당할 경우, 해당 화합물의 핵이 생성되어 성장이 가능하며, 20% 미만인 제2 영역에 해당할 경우, 해당 용융아연도금층 내 핵생성이 불가하여 이차상으로 (본 발명에서 육각의 다각형상) 석출이 불가능하다. 다만 제1 영역과 Zn 단상층 경계에서 일부 농도 구배에 의하여 20% 미만인 구역이 일부 존재할 수도 있다.
그리고 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 제1 영역 내에는 크기가 0.01~10㎛이고 다각형의 형상을 갖는 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물로 이루질 수 있다.
본 발명에 있어서, 상기 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물은 용융아연 도금층 내외로 균질하게 생성된다. 특히, 도금표층부 존재하는 해당 화합물은 염화물 포함 부식성 분위기에 노출 시, 부식생성물의 균일한 생성 및 성장을 통해 치밀한 구조를 갖는 부식생성물을 갖게 하여 준다. 부가적으로는 부식균열의 억제를 통해 추가적인 부식요인을 차단함으로써, 내부식성이 향상된 효과를 얻게 하여 준다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물의 크기는 0.01~10㎛ 범위일 수 있다. 본 발명에 있어서, 상기 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물의 크기는 상기 금속간 화합물을 관찰하였을 때, 금속간 화합물의 중심을 관통하도록 측정되는 장경 및 단경의 산술 평균값, 즉 '(장경+단경)/2'로 정의할 수 있다.
본 발명에 있어서, 상기 상기 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물의 상한 크기는 내부식성과 관련하여 특별히 한정하지 않으나, 10㎛를 초과하는 경우, 수소취성 및 액화금속취성과 같은 본 발명의 목적인 내부식성 향상 외 다른 이용물성에 관하여 역기능을 초래할 가능성이 높을 것으로 예상된다. 그러나 하한의 경우, 상기 (Ti, V, Ni, Nb, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간화합물의 크기는 미세할수록 본 발명의 목적 달성에 보다 효과적이므로, 그 크기의 하한을 별도로 한정하지 않을 수 있으나, 용융 아연도금의 온도 조건 및 냉각 공정을 고려하여 상기 화합물의 크기 하한을 0.01㎛로 제한할 수 있다.
본 발명에서는 상기 용융아연도금층 내에서 전술한 크기가 0.01~10㎛이고 다각의 형상을 갖는 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물은 도금층 전 영역에 걸쳐서 형성되고, 본 발명에서 제안하는 도금 조건에 의할 경우, 전술한 제1 영역 및 제2 영역과 같이 각 영역이 구분되어 형성될 수 있다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 아연 도금층 내에서 상기 제1 영역 및 제2 영역은 도금층 전반의 영역에 걸쳐 분산된 형태로 형성될 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 용융아연도금층은 1~30㎛의 두께를 가질 수 있고, 보다 바람직하게는 5~20㎛의 두께를 가질 수 있다.
또한 본 발명의 용융아연도금강판은, 소지강판과 상술한 용융아연도금층의 사이에는 Fe-Al계 금속간 화합물로 주로 이루어지는 억제층을 포함할 수 있다. 상기 억제층은 도금 초기 소지강판의 Fe의 확산 및 도금욕의 Al에 의해 형성될 수 있고, 소지강판과 아연 도금층의 밀착성을 향상시켜주는 역할을 함과 동시에, 소지강판으로부터 아연 도금층으로의 Fe의 확산을 막아주는 역할을 한다.
상술한 바와 같은 구성의 용융아연도금층을 포함하는 본 발명의 용융아연도금강판은, 아연 도금층에 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물을 포함하지 않는 종래의 아연 도금강판과 비교하여, 아연의 희생방식과 동시에 부식생성물과 강판 계면에서의 밀착력을 증대시킴으로써, 외부 부식환경물의 유입을 억제하므로, 특히 염화물을 포함하는 부식환경에서 내부식성에 우수한 효과를 유도할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 염화물 환경에서 내부식성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일실시예에 따른 용융아연 도금강판의 제조방법은, 소지강판을 준비하는 단계; Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상: 합계로 0.01~0.3%, Al: 0.01~0.15%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융아연 도금욕을 준비하는 단계; 불활성 분위기에서 상기 소지강판을, 450℃ 초과 550℃ 미만의 온도를 가지는 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연 도금하는 단계; 상기 용융아연도금된 강판을 230~270℃ 내의 온도범위까지 0.01~20℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각된 용융아연 도금강판을 상온까지 0.01~10℃/의 범위의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;를 포함한다.
먼저 본 발명에서는 소지강판을 준비하며, 이에 대한 설명은 전술한 바와 같다.
이어, 본 발명에서는 용융아연 도금욕을 준비하다.
본 발명에서 상기 용융아연 도금욕은, 자체 중량%로, Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 합계로 0.01~0.3%, Al: 0.01~0.15%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
그리고 경우에 따라서는, 상기 용융아연 도금욕 내 Al 함량은 0.10~0.15%로 관리할 수 있다. 또한 상기 용융아연 도금욕내에서 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 합계 함량을 0.05~0.25% 범위로 관리할 수 있다.
또한 본 발명에서는 전술한 용융아연도금층을 얻기 위해서는, 도금욕에 상기 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 성분이 충분히 용융되어 있는 것이 매우 중요하다. 그런데, 일반적으로 알려진 Ti의 융점은 약 1668℃, V의 융점은 약 1910℃, Nb의 융점은 약 2477℃, Ni의 융점은 약 1455℃, Cu의 융점은 약 1085℃, Zr의 융점은 약 1855℃, Y의 융점은 1526℃, 및 La의 융점은 약 920℃이다. 통상적으로 용융 아연도금 시의 도금욕의 온도가 아연 융점(약 419.5℃) 이상 최대 500℃를 넘지 않는 점을 고려하면, 도금욕에 상기 성분들을 첨가하더라도 열역학적으로 용융되기 어려울 수 있다.
그러나, 본 발명에서는 상기 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 성분들을 도금욕 내에 용융시키는 방법에 대해 구체적으로 한정되지 않으며, 일 구현례로서 도금욕에 상기 성분들을 첨가하고 통상의 도금욕 온도에서 오랜 시간(예를 들어, 약 24시간 이상) 유지하여 침식 용융시킴으로써 상기 성분들을 도금욕에 충분히 용융시킬 수 있다. 보다 구체적으로는 상기 아연 도금욕 온도에서 장시간 반응을 시키면 용탕 내 액상아연의 유동으로 인해 침식이 발생할 수 있고, 이러한 침식으로 인해 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 성분들이 용융될 수 있다.
그리고 본 발명에서는 불활성 분위기에서 상기 소지강판을 450℃ 초과 550℃ 미만의 온도를 가지는 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연 도금을 실시한다. 이때, 상기 용융아연도금에 의해 형성되는 용융아연 도금층은 소지강판의 일면 또는 양면에 형성될 수 있다.
본 발명에서 용융아연 도금욕의 온도는 450℃ 초과 550℃ 미만일 수 있다. 종래에는 통상 아연 도금강판을 제조하는 경우에 도금욕의 온도를 융점 이상 500℃를 넘지 않는 온도로 제어하는 반면, 본 발명에서는 아연 도금욕의 온도를 450℃ 초과 550℃ 미만으로 상대적으로 높게 제어함으로써 의도하는 도금층의 구성을 얻을 수 있다.
이와 같이, 아연 도금욕의 온도를 높게 제어할 경우, 도금욕 준비 시 도금욕 내 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 성분들이 침식을 통해 용이하게 용융이 될 수 있고, 동시에 소지강판을 아연 도금욕 내 침지하여 도금을 행할 때, (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물을 형성할 수 있는 충분한 열적 에너지가 제공될 수 있다.
즉, 본 발명에서는 소지강판을 아연 도금욕 내 침지하여 도금을 행할 때, 우선적으로 아연 도금욕 내 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 성분들이 아연과의 고용을 통해 용융됨과 동시에, (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물의 형성이 가능하도록, 열적 에너지를 충분히 제공할 필요가 있다. 이는 전술한 아연 도금욕의 온도를 450℃ 초과 550℃ 미만으로 제어함으로써 가능해지고, 아연 도금욕의 온도를 450℃ 이하로 하거나, 550℃ 이상으로 하는 경우에는 달성할 수 없다.
구체적으로, 본 발명에서는 아연 도금욕의 온도가 450℃ 이하이면, (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물이 충분히 생성되지 못하여 의도하는 염화물 포함 부식환경에서 내식성이 향상시킬 수 있는 아연 도금층을 얻을 수 없다. 반면, 아연 도금욕의 온도가 550℃ 이상이면, 소지강판 및 도금욕 내부 설비가 침식되어 장비의 수명 단축을 초래할 가능성이 높아진다.
또한 본 발명의 일 측면에 따르면, 용융아연도금 시 소지강판을 아연 도금욕에 침지할 때의 인입온도는 아연 도금욕의 온도보다 5℃ 이상 높을 수 있고, 경우에 따라서는 20℃ 이상 높을 수 있다. 본 발명에서는 소지강판의 인입온도를 도금욕의 온도보다 5℃ 이상 높게 제어함으로써, 아연 도금층 내에서 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물의 형성을 가능하게 하는 충분한 열적 에너지를 제공할 수 있다. 즉, (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물이 충분히 생성됨으로써 의도하는 특성을 갖는 아연 도금층을 얻을 수 있다.
보다 바람직하게는, 상기 아연 도금욕에 침지할 때의 소지강판의 인입온도는 565℃ 초과 600℃ 미만일 수 있다. 상기 소지강판의 인입온도를 600℃ 미만으로 제어함으로써, Fe-burst 영역이 과다하게 생성되는 것을 방지함으로써 아연도금의 내식성 확보와 동시에 도금재의 광택도 역시 확보할 수 있다. 반면, 소지강판의 인입온도를 565℃ 초과로 제어함으로써, 앞서 설정한 도금포트의 온도조건을 최대한 영향 주지 않는 범위서 도금을 진행할 수 있는 효과가 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 도금욕의 온도 분위기에서 산소 친화도가 높은 원소인 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 성분이 알루미늄(Al)과의 안정적인 금속간 화합물을 형성하기 위해서는 해당 원소들의 산화물 또는 질화물의 생성을 억제할 목적으로 불활성 분위기에서 도금을 행하는 것이 바람직하고, 불활성 기체 중 아르곤 가스를 사용함이 보다 바람직하다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 도금 시 산소를 포함하는 활성 기체를 차단 또는 제거하기 위하여, 불활성 기체인 아르곤 가스를 사용하여 해당 분위기에서 도금을 행할 수 있다. 보다 구체적으로는, 도금 시에 아르곤 가스를 분사하여 행할 수 있다.
또한 본 발명의 일 측면에 따르면, 후속하는 냉각공정 전 선택적으로 도금층이 형성된 소지강판에 대하여, 가스 와이핑 처리하는 단계를 더 포함할 수 있다. 상기 가스 와이핑은 도금 부착량을 조정하기 위한 공정으로서, 그 방법에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니다.
이때, 본 발명에서는 사용되는 가스로는 공기 또는 불활성 가스를 이용할 수 있으나, 바람직하게는 아연 도금층 내 추가적인 산화물 또는 질화물 생성을 방지하기 위해 질소, 아르곤 등의 불활성 가스를 분사하여 행할 수 있다. 구체적으로, 상기 공정에서 사용되는 가스로는 공기를 사용할 수는 있으나, 질소, 아르곤 등의 불활성 가스를 이용함이 바람직하고, 보다 바람직하게는 아르곤 가스를 사용하여야 한다. 이는, 산소를 포함한 활성기체를 사용할 경우, 도금층 표면에서 (Ti, V, Ni, Nb, Cu, Zr, Y, La)의 조대한 산화물 또는 피막이 생성됨으로써 도금층의 표면결함을 유발, 이에 의한 내식성 하락을 야기할 수 있기 때문이다.
본 발명의 일 측면에 다르면, 도금을 행함에 있어서, 편면당 도금 부착량은 30~150g/m2 범위일 수 있고, 이를 통해 두께 5~20㎛의 아연 도금층을 얻을 수 있다.
마지막으로, 본 발명에서는 용융아연도금된 소지강판을 냉각하며, 이때 냉각은 단계적으로 수행할 수 있다.
구체적으로, 본 발명에서는 상기 용융아연도금된 강판을 230~270℃ 내의 온도범위까지 0.01~20℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각된 용융아연 도금강판을 상온까지 0.01~10℃/의 범위의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명은 전술한 소정의 크기를 갖는 각형의 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물을 갖는 용융아연도금층을 얻기 위해서는, 단계적인 냉각을 수행함이 바람직하다. .
구체적으로, 본 발명에서는 제1 냉각 공정을 통해, 아연 단상의 응고를 충분히 진행시키면서 아연의 고체-액체상을 적절히 형성시킴과 동시에, 제1 영역에 해당하는 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물의 조대화 및 성장하는 시간을 단축할 수 있으며 ,이어, 제2 냉각공정에서 냉각속도를 제1 냉각속도 대비 상대적으로 낮춤으로써 도금 표층에 발생할 수 있는 열 충격(thermal shock)을 최소화하여 고상화시킬 수 있다.
구체적으로, 본 발명은 냉각 단계 제어를 통해 제1 영역에 형성되는 금속간 산화물 크기를 제어할 수 있다. 즉. 냉각 중, 제1 영역의 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물의 성장이 진행되는데, 제1 냉각 단계의 냉각 종료온도 범위를 230~270℃로 제어함으로써, 0.1~10㎛ 크기를 갖는 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물을 제1 영역에 형성시킬 수 있다. 한편, 제2 냉각 단계에서는 이미 냉각이 완료된 시점이므로 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물들의 크기 및 분포에 대해 큰 영향을 미치지 않고, 다만 도금 표층에 발생할 수 있는 열 충격을 고려하여 약냉을 진행할 수 있다.
이때, 본 발명에서는 냉각 공정에서는 도금재의 전면 및 이면 모두에 가스를 분사하고, 바람직하게는 추가적인 산화를 방지하기 위해 아르곤 등의 불활성 가스를 분사하여 행할 수 있다.
본 발명에 따르면, 상술한 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물의 크기와 형상을 갖는 아연 도금층을 얻기 위해서는 냉각 시 수분을 포함하여 냉각하는 방법을 제외하는 것이 바람직하다. 이를 고려하여 본 발명에서는 도금재의 전면 및 이면 모두에 가스를 분사하여 냉각할 수 있고, 바람직하게는 질소, 아르곤 등의 불활성 가스를 분사하여 냉각할 수 있으나, 이에 한정되는 것은 아니다.
상술한 바와 같은 제조공정을 통하여, 본 발명에서는 용융아연도금층 내부에 0.01~10㎛ 크기와 다각 형상을 갖는 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물이 분산된 미세조직으로 갖는 용융아연도금강판을 얻을 수 있다.
이러한 본 발명에 따른 용융아연 도금강판은, 이후 실제 사용환경에서 아연계 산화물이 형성됨에 있어, 해당 금속간 화합물이 전위차에 따른 핵생성 사이트로 작용하게 되며, 이러한 화합물이 균일하게 분산될수록 부식생성물의 구조적 조밀화와, 이에 따른 도금층/강판 계면 균열 억제 효과에 따른 내부식성이 개선될 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
(실시예)
용융아연 도금용 시험편으로 두께 1.0mm, 폭 110mm, 길이 200mm이고, 하기 표 1의 조성을 갖는 TRansformation Induced Plasticity(TRIP)강의 냉연강판을 소지강판으로 준비하였다. 이러, 상기 소지강판을 하기 표 2 및 표 3의 조건으로 용융아연도금을 행하여 용융아연 도금강판을 각각 제조하였다. 한편 도금공정에서 산소와 같은 모든 활성기체를 차단 또는 제거한 상태에서 실시하였고, (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La) 관련 산화물의 생성을 억제할 수 있도록 불활성 가스인 아르곤 가스를 사용한 분위기 제어를 통해 실험을 행하였다. 또한 도금 후 냉각공정은 강판의 전면 및 이면에 질소를 분사하여 상온까지 냉각을 행하였다.
| 구분 | 소지강판 조성성분(중량%) | ||||||
| C | Mn | Si | P | S | Sol.Al | 잔여 | |
| 함량 | 0.18 | 2.45 | 1.40 | 0.01 | 0.003 | 0.03 | Fe 및 불순물 |
| 구분 | 용융아연 도금욕 조성(중량%) | ||
| Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 합계 함량 | Al | Mg | |
| 발명재 | 0.17 | 0.14 | Tr. |
| 비교재 | - | 0.13 | Tr. |
*표 2의 용융아연 도금욕 조성 중 잔부는 Zn과 불가피한 불순물이다.
| 구분 | 도금 조건 | 도금층 두께(㎛) | |||
| 도금욕 온도(℃) | 강판 인입온도 (℃) |
제1 냉각속도 (℃/s) |
제2 냉각속도 (℃/s) |
||
| 발명재 | 500 | 567 | 15.0 | 8.0 | 12.98 |
| 비교재 | 485 | 565 | 15.0 | 8.0 | 9.10 |
먼저, 상기와 같이 제조된 발명재 및 비교재 용융아연도금강판의 조직을 관찰하기 위하여, 전자주사현미경(Scanning Electron Microscope, SEM)을 이용하였다. 도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명재와 비교재의 단면부를 전자주사현미경 내 Back-sacattered image(BSI)를 이용하여 1000배율로 관찰한 사진을 나타낸 것으로, 도 1(a)는 발명재를 나타낸 것이고, 도 1(b)는 비교재를 나타낸 것이다.
도 1(a)에 나타난 바와 같이, 발명재의 경우 도 1(b)의 비교재와는 달리, 명암의 정도에 따라 3가지 상으로 구분됨을 알 수 있다. 해당 도 1은 전자주사현미경 내 Back-scattered image(BSI)로 촬영한 것으로, 각 구성성분 원소의 밀도에 따라 그 명암이 다르게 나타나는 특징이 있다. 즉, 발명재의 용융아연도금강판은 아연 도금층 영역, 다각형의 형상을 갖는 (Ti,V,Ni,Nb,Cu,Zr,Y,La)-Al계 금속간화합물 영역, 소지강판 영역으로 구분됨을 확인할 수 있다. 또한 금속간화합물의 크기를 해당 도 1에서 확인할 수 있으며 그 크기가 0.01~10 ㎛ 였다.
또한 원소별 분포를 확인하기 위해 Electron-backscattered diffraction (EBSD)로 화학적 조성을 2D 스캔하였으며, 그 결과를 도 2에 나타내었다. 도 2(a)는 발명재를 나타낸 것이고, 도 2(b)는 비교재를 나타낸 것으로서, 도 2(a)의 본 발명재의 경우, 도금층 내 (Ti,V,Ni,Nb,Cu,Zr,Y,La)-Al계 금속간화합물이 용융아연도금층 내 다각형의 형태로 존재함을 확인할 수 있다.
본 발명에서 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La의 성분비를 측정하는 방법은 주사전자현미경을 이용한 에너지분산형 분광분석법[ENERGY DISPERSIVE SPECTROMETER]을 이용하여 도금층 내 특정 위치에서 각 금속 원소의 전자 궤도 껍질에서 방출되는 고유의 에너지 값을 통해 식별할 수 있으며, 발생되는 에너지 비율을 통해 각 금속 원소의 구성 성분 비율을 측정할 수 있다. 본 발명재의 경우, 도금층내 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La 중 1종 이상의 원소의 중량%가 20% 이상인 영역을 가지며, 상기 영역에서 다각의 형상을 갖는 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간화합물이 생성됨을 확인하였다. 이에 반하여, 비교재의 경우 도금층이 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La 중 1종 이상의 원소의 중량%가 20% 미만인 영역으로 이루어져 있으므로, 따라서 아연도금층 내 상기 성분원소들이 고용된 상태[SOLID SOLUTION]으로 존재하는 것을 확인할 수 있었다.
한편, 상기에 따라 제조된 발명재 및 비교재의 아연 도금강판에 대해 염화물이 포함된 환경에 노출시켰으며, 시간에 따른 부식 저항성을 평가하였다. 즉, 본 발명재와 비교재의 염화물 노출 시 부식분위기에서의 내식성을 확인하기 위해, 3.5 wt.% NaCl을 포함한 용액에서의 시간에 따른 부식전위 및 부식전류를 측정하는 동전위 분극시험을 진행하였으며, 그 결과를 도 3에 나타내었다.
도 3에서 상단에 해당하는 금속의 산화곡선과 하단에 해당하는 환원곡선이 만나는 지점을 노출 분위기에서 발생하는 부식상태를 의미하며, 해당 지점에서의 Y축 값이 부식전위, x축 값을 부식전류에 해당한다. 여기서 부식전위는 열역학적 산화성에 대한 안정도를 나타내는 척도이며, 일반적으로는 Y축 값이 상향된 값일수록 금속의 산화가 덜 발생하며(NOBLE), 하향될수록 산화가 더 발생한다(ACTIVE). 부식전류의 경우, 실제 부식이 진행되는 속도를 의미하며, 일반적으로는 전류의 값이 높을수록, 금속의 산화가 더욱 빨리 진행되는 것을 의미하며, 동일한 의미로 동일한 환경에 노출되었을 때 부식전류의 값이 높을수록, 부식의 진행속도가 빠르다는 것을 의미한다.
따라서 본 발명재와 비교재의 부식전위 및 부식전류를 측정한 결과, 발명재의 부식전위는 금속간화합물의 영향으로 열역학적으로 ACTIVE한 거동을 보이나, 금속부식의 속도를 나타내는 부식전류의 경우 비교재 대비 39.7% 낮아진 것을 확인할 수 있다. 이러한 거동은 부식전위는 ACTIVE하나 치밀한 부동태피막을 형성하여 내식성을 현저하게 향상시키는, 부식전류가 현저히 감소하는 스테인리스 스틸과 유사한 부식거동임을 알 수 있다.
한편 도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명재와 비교재를 부식시험 한 뒤, Focused-Ion Beam(FIB)를 이용해 단면 가공하여 부식생성물의 단면 구조를 촬영한 사진이다. 즉, 발명재와 비교재의 염화물 환경에서의 부식시험 종료 후, 해당 거동을 확인하기 위해 동일한 조건으로 시험편의 부식생성물을 관찰하였으며, 단면 미세구조를 Focused-Ion Beam (FIB)으로 이온밀링 후 주사전자현미경으로 관찰한 결과를 도 4에 나타낸 것으로서, 도 4(a)는 발명재를 나타낸 것이고, 도 4(b)는 비교재를 나타낸 것이다.
도 4(a-b)에 나타난 바와 같이, 부식생성물의 표면 및 단면 미세조직에서 구조적으로 상호 완전히 다름을 확인할 수 있다. 즉, 도금층 내 의도적으로 생성된 금속간화합물은 동일한 염화물 포함 환경에서 보다 치밀하며 조밀한 구조를 갖도록 부식생성물의 핵생성 사이트로의 역할을 하게되며, 이는 비교재에서 관찰되는 부식생성물에서는 관찰되지 않는 현상이다. 또한 조대한 구조의 부식생성물인 비교재의 경우, 희생양극으로써 아연의 내식성은 일부 기대할 수 있으나, 강판과 부식생성물 계면에서의 균열 및 빈 공간의 존재는 시간이 지남에 따라 추가적인 부식환경의 유입을 차단할 수 없기에 상대적으로 발명재 대비 부식의 진행속도가 더욱 빠르게 진행되며, 결국 강판의 수명을 짧게 만드는 요인이라고 볼 수 있다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.
Claims (9)
- 소지강판 및
상기 소지강판의 적어도 일면에 형성되고, 자체 중량%로, Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La 으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 합계:0.01~0.3%, Al: 0.01~0.15%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융아연 도금층;을 포함하고,
상기 용융아연 도금층에는, 용융아연 도금층 전체에 대한 중량%로, 상기 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1 종 이상의 원소들의 함량의 합이 20% 이상인 제1 영역과, 그 함량의 합이 20% 미만인 제2 영역이 형성되어 있으며,
상기 제1 영역에는, 그 크기가 0.01~10㎛이고 다각형의 형상을 갖는 (Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y, La)-Al계 금속간 화합물로 이루어져 있는 것을 특징으로 하는 염화물 환경에서 내부식성이 우수한 용융아연 도금강판.
- 제 1항에 있어서, 상기 소지강판과 상기 용융아연도금층 사이에 Fe 및 Al의 금속간화합물로 이루어지는 억제층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 염화물 환경에서 내부식성이 우수한 용융아연 도금강판.
- 제 1항에 있어서, 상기 용융아연도금층은 Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상을 합계 함량으로 0.05~0.25% 범위로 포함하고 있는 것을 특징으로 하는 염화물 환경에서 내부식성이 우수한 용융아연 도금강판.
- 제 1항에 있어서, 상기 용융아연도금층의 Aㅣ 함량이 0.1~0.15%인 것을 특징으로 하는 염화물 환경에서 내부식성이 우수한 용융아연 도금강판.
- 소지강판을 준비하는 단계;
Ti, V, Nb, Ni, Cu, Zr, Y 및 La으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상: 합계로 0.01~0.3%, Al: 0.01~0.15%, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융아연 도금욕을 준비하는 단계;
불활성 분위기에서 상기 소지강판을, 450℃ 초과 550℃ 미만의 온도를 가지는 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연 도금하는 단계;
상기 용융아연도금된 강판을 230~270℃ 내의 온도범위까지 0.01~20℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및
상기 1차 냉각된 용융아연 도금강판을 상온까지 0.01~10℃/의 범위의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 염화물 환경에서 내부식성 우수한 용융아연도금강판의 제조방법
- 제 5항에 있어서, 상기 소지강판의 용융아연 도금욕 인입 시, 인입 온도를 상기 용융아연 도금욕의 온도보다 5℃ 이상 높게 제어하는 것을 특징으로 하는 염화물 환경에서 내부식성 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
- 제 6항에 있어서, 상기 소지강판의 인입 온도를 565℃ 초과 600℃ 미만으로 제어하는 것을 특징으로 하는 염화물 환경에서 내부식성 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
- 제 5항에 있어서, 상기 불활성 분위기는 아르곤 가스를 사용하는 것임을 특징으로 하는 염화물 환경에서 내부식성 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
- 제 5 항에 있어서, 상기 제1 및 제2 냉각공정에서 용융아연도금된 소지강판의 전면 및 이면에 불활성 가스를 분사하여 냉각하는 것을 특징으로 하는 염화물 환경에서 내부식성 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
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