KR20220088607A - 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법 {HIGH STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCEELENT COATING ADHESION AND SPOT WELDABILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 부각되고 있는 환경 규제에 따라 엄격한 자동차 연비 규제 및 충돌 안정성 규제 강화에 대응하기 위한 방안으로 초고강도 강판에 대한 수요가 급증하고 있다. 또한, 국가별 탄소배출량 감축목표 달성을 위해 연비 개선이 요구되고 있는 반면, 고성능화와 각종 편의장치의 증가로 인해 자동차 중량은 지속적으로 증가하고 있으며, 이러한 문제를 해결하기 위하여 초고강도 강판의 수요가 지속적으로 증가하고 있다. 이에 철강사들은 Dual Phase(DP)강, Transformation Induced Plasticity(TRIP)강, Complex Phase(CP)강 등의 고강도 강판의 개발에 주력하고 있다.
자동차용 강판의 고강도화를 위해서는 강도를 증가시키기 위해 강 중에 다량의 Si, Mn, Al 등의 원소를 첨가하는 것이 일반적이나, 이들 원소를 포함하는 강판은 소둔 열처리 과정에서 상기 원소들이 강판 표면에 산화물을 생성하게 됨에 따라 용융아연도금욕 중에 강판 침지 시 도금성을 열위하게 만들고, 도금박리를 초래할 수 있다. 또한, 이후 점용접 과정에서 액상 용융금속에 모재 금속 입계로 침투하여 크랙을 유발하는 액상금속취화(Liquid Metal Embrittlement)를 일으켜 점용접성을 열위하게 만들 수 있다.
상술한 Si, Mn, Al이 다량 첨가된 강판의 도금성을 향상시키기 위해서는 강판 표면에 생성되는 산화물을 억제해야 하며, 이를 위해서는 강중에 Si 및 Al의 첨가량을 줄여야 하지만, 이러한 경우에는 목표로 하는 재질확보가 어려운 문제가 있다.
이를 해결하기 위한 대표적인 기술로는 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1은 강중에 Sb 등의 미량 성분 첨가를 통해 입계에 우선적으로 농화시킴으로써, Si 산화물 등이 표면에 형성되는 것을 억제하는 기술에 관한 것이다.
그러나, 강판 제조 시, 강 중 합금원소의 확산을 보다 확실하게 방지할 수 있는 기술의 개발이 여전히 요구되고 있는 실정이다.
일본 등록특허공보 제6222040호
본 발명의 일측면은 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 소지강판; 상기 소지강판의 일면 또는 양면에 형성되는 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층; 및 상기 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층 상에 형성되는 합금화 억제층; 상기 합금화 억제층 상에 형성되는 용융아연도금층을 포함하는 용융아연도금강판으로서, 상기 소지강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.1~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.3%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si 및 Al의 합은 1.2~3.5%를 만족하며, 상기 Al 및 Si의 비(Al/Si)는 0.5~2.0을 만족하고, GDS depth profile 상에서 상기 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층의 표면으로부터 소지강판 방향으로 2㎛까지의 영역 내 니켈이 차지하는 면적은 2~10중량%·㎛이며, 상기 합금화 억제층은 최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5 결정이 1~20면적% 존재하는 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판을 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.1~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.3%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si 및 Al의 합은 1.2~3.5%를 만족하며, 상기 Al 및 Si의 비(Al/Si)는 0.5~2.0을 만족하는 소지강판을 준비하는 단계; 상기 소지강판에 부착량이 100~1000mg/m2가 되도록 니켈 또는 니켈 합금 코팅층을 형성하는 단계; 상기 니켈 또는 니켈 합금 코팅층이 형성된 소지강판을 열처리하는 단계; 및 상기 열처리된 소지강판을 440~460℃의 Al 함유 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 얻는 단계를 포함하는 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융아연도금강판의 단면을 나타내는 모식도이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 1의 표면 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 표면 사진이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 1의 아연도금층을 제거한 뒤, 합금화 억제층을 SEM(Scanning Electron Microscopy)으로 관찰한 사진이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 아연도금층을 제거한 뒤, 합금화 억제층을 SEM(Scanning Electron Microscopy)으로 관찰한 사진이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 1의 GDS(Glow Discharge Spectroscopy) depth profile이다.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 GDS(Glow Discharge Spectroscopy) depth profile이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판에 대하여 설명한다.
먼저, 본 발명의 소지강판의 합금조성에 대해서 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 별도의 언급이 없는 한, 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.1~0.3%
상기 C는 오스테나이트 조직의 안정화에 기여하는 원소로서 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 조직을 확보하는데 유리한 측면이 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 상기 C 함량은 0.1% 이상인 것이 바람직하다. 다만, 0.3%를 초과하는 경우에는 주편 결함이 발생할 수 있고 용접성도 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.1~0.3%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.15%인 것이 보다 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.25%인 것이 보다 바람직하다.
실리콘(Si): 0.1~2.0%
실리콘(Si)은 페라이트 내에서 탄화물의 석출을 억제하고, 페라이트 내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하여, 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는, 상기 Si이 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 그 함량이 2.0%를 초과하는 경우 압연성이 열위해질 뿐만 아니라 열처리 과정에서 강판 표면에 산화물을 형성하여 도금성 및 밀착성 열위를 초래할 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.1~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.2%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 1.8%인 것이 보다 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.1~1.5%
알루미늄(Al)은 강중 산소와 결합하여 탈산작용을 하는 원소이며, 또한, Al은 상기 Si과 같이 페라이트 내에서 탄화물의 생성을 억제하여 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는, 상기 Al이 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 슬라브의 건전성이 열위해질 뿐만 아니라, 산소 친화력이 강한 원소이기 때문에 강판 표면에 산화물을 형성하여 도금성 및 밀착성 저해를 초래할 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.1~1.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.2%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 1.4%인 것이 보다 바람직하다.
망간(Mn): 1.5~3.0%
상기 Mn은 탄소와 함께 오스테나이트 조직을 안정화시키는 원소이다. 상기 Mn함량이 1.5% 미만이면 페라이트 변태 발생에 따라 목표 강도 확보가 어려워지게 되며, 3.0%를 초과하게 되면 2차 소둔 열처리 과정에서 상변태 지연에 따른 마르텐사이트 형성으로 목표로 하는 연성 확보에 어려움이 발생한다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.5~3.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 1.7%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 2.9%인 것이 보다 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.01~0.3%
상기 Mo는 고온강도를 향상시키는 역할을 하는 원소로써, 특히 본 발명에서는 강의 항복강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 효과를 얻기 위하여 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.3%를 초과할 경우 열간 가공성이 열화될 수 있을 뿐만 아니라, 제품의 원가경쟁력 측면에서 불리하다는 단점이 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.01~0.3%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.1%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 0.25%인 것이 보다 바람직하다.
상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
한편, 앞서 언급한 바와 같이, Si 및 Al는 모두 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, 이를 효과적으로 달성하기 위해서는 Si과 Al의 함량의 합이 1.2~3.5%의 범위를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 Si과 Al의 함량의 합이 1.2% 미만인 경우에는 연신율 증가의 효과를 충분히 얻기 곤란할 수 있다. 반면, 상기 Si과 Al의 함량의 합이 3.5%를 초과하게 되면 주조성 및 압연성이 열위해지는 문제를 초래할 수 있다. 상기 Si과 Al의 함량의 합의 하한은 1.3%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Si과 Al의 함량의 합의 상한은 3.4%인 것이 보다 바람직하다.
또한, Al 및 Si의 비(Al/Si)는 0.5~2.0을 만족하는 것이 바람직하다. 상기 Al 및 Si의 비가 0.5 미만일 경우, Si base의 matrix화로 인해 점용접 LME(Liquid Metal Embrittlement) 민감도가 증가하여 용접성 열위를 초래할 수 있다. 반면, Al 및 Si의 비가 2.0을 초과할 경우, Al base의 matrix화로 인해 산소 친화력이 상대적으로 높아져 강판 표면에 산화물의 형성이 용이해짐에 따라 도금성 및 밀착성이 열위해질 수 있다. 상기 Al 및 Si의 비의 하한은 0.6인 것이 보다 바람직하다. 상기 Al 및 Si의 비의 상한은 1.9인 것이 보다 바람직하다.
도 1은 본 발명의 일 실시형태에 따른 용융아연도금강판의 단면을 나타내는 모식도이다. 도 1에 도시된 바와 같이, 본 발명의 용융아연도금강판은 소지강판(10); 상기 소지강판(10)의 일면 또는 양면에 형성되는 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층(20); 및 상기 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층(20) 상에 형성되는 합금화 억제층(30); 상기 합금화 억제층(30) 상에 형성되는 용융아연도금층(40)을 포함한다. 상기와 같이 소지강판 상에 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층을 형성함으로써 소둔 열처리시 소지강판 내 합금원소가 소지강판의 표면부로 확산되어 형성되는 산화물을 억제할 수 있으며, 이를 통해 우수한 도금성을 확보할 수 있다. 한편, 상기 용융아연도금층은 Zn 외에 Al을 추가로 포함하며, 이 때, 상기 Al 함량은 당해 기술분야에서 통상적으로 적용되는 범위일 수 있다.
본 발명의 용융아연도금강판은 GDS(Glow Discharge Spectroscopy) depth profile 상에서 상기 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층의 표면으로부터 소지강판 방향으로 2㎛까지의 영역 내 니켈이 차지하는 면적은 2~10중량%·㎛인 것이 바람직하다. 상기 니켈이 차지하는 면적이 2중량%·㎛ 미만인 경우에는 니켈이 강판 전체를 덮지 못하고 국부적으로 bare Fe 영역이 존재하게 됨에 따라 Si, Mn 산화물이 표면에 형성되어 도금외관 및 밀착성이 열위해지는 단점이 있다. 반면, 10중량%·㎛를 초과하는 경우에는 니켈이 강판 표면을 두껍게 덮게 되어 합금화 억제층이 미세해지고 얇아짐에 따라 도금 밀착성이 열위해질 수 있다. 상기 니켈이 차지하는 면적의 하한은 2.5중량%·㎛인 것이 보다 바람직하다. 상기 니켈이 차지하는 면적의 상한은 9.5중량%·㎛인 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 합금화 억제층은 최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5 결정이 1~20면적% 존재하는 것이 바람직하다. 일반적으로 용융아연도금욕에 소지강판이 침지될 때, 도금욕 내 Al과 소지강판 내 Fe간의 반응이 순식간에 일어나게 됨에 따라 주로 Fe2Al5를 포함하는 합금화 억제층이 형성된다. 통상적인 Fe2Al5 결정의 최대 크기는 약 0.5~1㎛ 수준이다. 그러나, 본 발명에서는 함금조성 특히, Mo의 함량 범위를 적절히 제어함으로써, 상기 Fe2Al5 결정의 크기를 미세화시켜 도금층과 소지강판의 계면에 미세 요철을 증가시키고, 이를 통해 anchoring 효과를 극대화하여 도금 밀착성과 점용접성을 향상시킬 수 있다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5 결정이 1면적% 이상인 것이 바람직하다. 다만, 20면적%를 초과하는 경우에는 합금화 억제층의 두께가 과도하게 얇아져 도금 밀착성이 열위해질 수 있다. 상기 최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5 결정의 분율 하한은 2면적%인 것이 보다 바람직하다. 상기 최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5 결정의 분율 상한은 18면적%인 것이 보다 바람직하다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 용융아연도금강판은 600MPa 이상의 항복강도, 950MPa 이상의 인장강도 및 20% 이상의 연신율을 가져 우수한 기계적 물성을 확보할 수 있다. 또한, 소지강판의 전체 면적 대비 용융아연도금층의 면적이 95% 이상이면서도 도금밀착성이 양호하여, 우수한 도금성을 가질 수 있다. 아울러, LME 균열이 발생하지 않아 우수한 LME 균열 저항성을 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 만족하는 소지강판을 준비한다. 본 발명에서는 상기 소지강판 준비 방법에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 바람직한 일례로서, 상기 소지강판을 준비하는 단계는, 슬라브를 1000~1300℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 800~950℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 630~700℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 산세한 뒤, 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;를 포함할 수 있다.
전술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1000~1300℃에서 재가열한다. 상기 슬라브 재가열온도가 1000℃ 미만인 경우에는 압연 하중이 현저히 증가하는 문제가 발생할 수 있고, 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일이 과다해지는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 슬라브 재가열온도는 1000~1300℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 슬라브 재가열온도의 하한은 1050℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 슬라브 재가열온도의 상한은 1250℃인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 슬라브를 800~950℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 열간 마무리 압연온도가 800℃ 미만인 경우에는 압연 하중이 증가하여 압연이 어려워지는 문제점이 있고, 950℃를 초과하는 경우에는 압연롤의 열적 피로 증가로 롤수명이 짧아지는 단점이 있다. 따라서, 상기 열간 마무리 압연온도는 800~950℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 열간 마무리 압연온도의 하한은 830℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 열간 마무리 압연온도의 상한은 930℃인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 630~700℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 630℃ 미만인 경우에는 내부산화층이 형성되지 않음에 따라 소둔 열처리 과정에서 강판 표층부에 산화물의 형성이 촉진되어 도금성이 열위해질 수 있고, 700℃를 초과하는 경우에는 내부산화층의 깊이가 상당히 깊어져 이후 소둔 열처리 과정에서 롤에 산화물이 픽업되어 dent와 같은 표면결함을 유발할 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 630~700℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 650℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 680℃인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 권취된 열연강판을 산세한 뒤, 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 본 발명에서는 상기 산세 및 냉간압연 공정에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 통상적으로 행하여지는 모든 방법을 이용할 수 있다.
이와 같이 준비된 소지강판에 대하여 부착량이 100~1000mg/m2가 되도록 니켈 또는 니켈 합금 코팅층을 형성한다. 상기 니켈 또는 니켈 합금 코팅층의 부착량이 100mg/m2 미만인 경우에는 니켈이 강판 전체를 덮지 못하고 국부적으로 bare Fe 영역이 존재하게 됨에 따라 Si, Mn 산화물이 표면에 형성되어 도금외관 및 밀착성이 열위해지는 단점이 있다. 반면, 1000mg/m2를 초과하는 경우에는 소지강판 내 Fe와 도금욕 내 Al 간의 intermetallic coumpound 형성 반응이 제약을 받게 되어 도금성이 저하될 수 있을 뿐만 아니라, Fe2Al5 결정의 크기가 전체적으로 미세화됨에 따라 미세 요철에 의한 anchoring 효과를 충분히 얻지 못하여 도금밀착성 개선효과가 미미해질 수 있다. 상기 니켈 또는 니켈 합금 코팅층의 부착량의 하한은 150mg/m2인 것이 보다 바람직하고, 상한은 950mg/m2인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 니켈 또는 니켈 합금 코팅층이 형성된 소지강판을 열처리한다. 상기 열처리를 통해, 상기 니켈 또는 니켈 합금 코팅층에 소지강판의 Fe가 확산되어 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층을 형성되도록 할 수 있다. 본 발명에서는 상기 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층이 형성될 수 있다면 어떠한 열처리 조건을 이용하더라도 무방하다. 다만, 예를 들면, 상기 열처리는 750~900℃에서 행하여질 수 있다. 상기 열처리 온도가 750℃ 미만인 경우에는 A3이상의 재결정 온도를 확보하지 못함에 따라 미재결정 영역이 존재하게 되어 기계적 물성의 편차가 발생할 수 있는 단점이 있다. 반면, 900℃를 초과하는 경우에는 2차 재결정에 의해 우수한 재질의 강판을 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 열처리 설비 측면에서 한계가 있다.
이후, 상기 열처리된 소지강판을 440~460℃의 Al 함유 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 얻는다. 상기 용융아연도금욕의 온도가 440℃ 미만인 경우에는 도금욕의 점도가 증가하여 강판을 감는 롤(roll)의 이동도가 감소되어 강판과 롤간의 미끄럼(slip)을 유발시켜 강판에 결함을 유발할 수 있고, 460℃를 초과하는 경우에는 강판이 도금욕 중에 용해되는 현상이 촉진되어 Fe-Zn 화합물 형태의 드로스 발생이 가속화되어 표면결함을 유발시킬 수 있다.
한편, 상기 용융아연도금강판을 얻는 단계 후, 상기 용융아연도금강판을 480~600℃에서 합금화 열처리하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 480℃ 미만인 경우에는 모재 내 Fe가 도금층 내로 충분히 확산되지 못해 도금층 내 Fe함량을 충분히 확보하지 못할 수 있고, 600℃를 초과하는 경우에는 도금층 내 Fe함량이 과도하여 강판을 가공하는 과정에서 도금층이 탈락하는 파우더링 현상이 발생할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세하게 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 용융금속을 진공용해로에서 폭 175mm, 두께 90mm의 잉곳으로 제조한 후, 1200℃에서 1시간 동안 재가열하여 균질화 처리를 하고, Ar3 이상의 온도인 900℃에서 열간 마무리 압연한 뒤, 680℃에서 1시간 동안 유지시켜 열연권취를 모사하였다. 이후 열연강판을 15%HCl의 산세용액에 40초 침지하여 산세공정을 모사하였다. 이후 50~60%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 이 냉연강판을 800℃의 환원로에서 5부피%H+95부피%N의 가스 분위기로 소둔 열처리를 행한 뒤, 냉각하고, 하기 표 2에 기재된 부착량 조건으로 Ni 코팅층을 형성한 뒤, 810℃에서 열처리를 행하였다. 이후, 460℃의 용융아연도금욕에 5초 동안 침지한 후, 에어 와이핑(Air wipping)을 통해 도금 부착량을 편면 기준 60g/m2 수준으로 조절하여 용융아연도금강판을 제조하였다.
이와 같이 제조된 용융아연도금강판에 대하여 기계적 물성, 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층의 표면으로부터 소지강판 방향으로 2㎛까지의 영역 내 니켈 분포, 합금화 억제층 내 최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5 결정의 면적 분율, 도금성 및 LME 균열 저항성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
기계적 물성은 용융아연도금강판을 압연방향의 수직방향으로 40mm×200mm 크기로 절단하고, 측면을 밀링연삭한 뒤, JIS 5호 규격으로 인장시편을 제작하여 인장시험기로 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(EL)를 측정하였다.
도금층과 소지강판 계면에 존재하는 Ni의 분포를 확인하기 위하여, GDS(Glow Discharge Spectroscopy) depth profile 상에서 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층의 표면으로부터 소지강판 방향으로 2㎛까지의 영역 내 니켈의 면적을 구하였다.
합금화 억제층 내 최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5 결정의 면적 분율은 용융아연도금강판에 형성된 용융아연도금층을 제거한 뒤, SEM을 이용하여 ×10,000 배율로 합금화 억제층을 촬영한 후, Image Analyzer를 통해 측정하였다.
도금성은 용융아연도금강판의 전체 면적 대비 용융아연도금층의 형성 면적을 image analysis로 측정하여 분율을 측정하는 것과, 구조용 접착제를 용융아연도금강판 위에 도포한 후, 175℃에서 20분 동안 경화시킨 뒤, 90°로 벤딩(bending)하였을 때, sealer에 묻어 나오는지 여부(도금밀착성)를 확인하는 것으로 평가하였다.
LME 균열 저항성은 용융아연도금강판을 용접한 후 상한전류에서 LME 균열이 발생하는지에 대한 여부로 평가하였다. 이 때, 용접은 선단경이 6mm인 Cu-Cr 전극을 사용하여 용접전류를 흘려주며 가압력 2.6kN으로 16cycle의 통전시간과 15cycle의 holding시간인 조건에서 실시하였다. 강판 두께를 t라고 할 때 너깃 직경이 4√t보다 작아지는 시점의 용접전류를 하한전류로 정하였고 날림현상이 발생하는 시점의 용접전류를 상한전류(expulsion current)으로 정하였다.
강종No. 합금조성(중량%)
C Si Al Mn Mo Al+Si Al/Si
발명강1 0.23 0.73 0.60 2.5 0.14 1.33 0.82
발명강2 0.21 0.65 0.75 2.8 0.15 1.40 1.15
발명강3 0.2 0.40 1.10 2.7 0.18 1.20 2.00
발명강4 0.22 0.60 0.70 2.5 0.13 1.30 1.17
발명강5 0.22 0.75 0.70 2.8 0.19 1.45 0.93
발명강6 0.2 0.60 0.80 2.7 0.11 1.40 1.33
비교강1 0.22 0.96 0.24 2.7 0.13 1.20 0.25
비교강2 0.23 0.52 0.55 2.9 0.10 1.07 1.06
구분 강종No. Ni
부착량
(mg/m2)		 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 GDS depth profile 상에서 상기 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층의 표면으로부터 소지강판 방향으로 2㎛까지의 영역 내 니켈이 차지하는 면적
(%·㎛)		 합금화 억 제층 내
최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5
결정 분율
(면적%)		 도금성 LME
균열
여부
도금층
면적분율
(%)		 도금
밀착성
발명예1 발명강1 202 656 1051 21.1 4.8 12.7 96 비박리 미균열
발명예2 발명강2 354 765 1047 23.2 2.6 13.5 95 비박리 미균열
발명예3 발명강3 178 770 1080 23.5 9.4 10.8 98 비박리 미균열
발명예4 발명강4 430 654 1055 21.4 6.9 18.2 97 비박리 미균열
비교예1 발명강5 25 754 1043 23.0 0.1 0.2 91 박리 미균열
비교예2 발명강6 1320 768 1052 22.8 22.8 34 87 박리 균열
비교예3 비교강1 255 672 1059 21.5 3.5 11.2 98 비박리 균열
비교예4 비교강2 303 525 943 19.2 4.4 14.3 99 비박리 미균열
상기 표 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 4의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층의 표면으로부터 소지강판 방향으로 2㎛까지의 영역 내 니켈 분포, 합금화 억제층 내 최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5 결정의 면적 분율을 확보함에 따라, 우수한 도금성과 LME 균열 저항성을 가지고 있음을 알 수 있다.
반면, 비교예 1은 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, Ni 부착량이 본 발명의 범위에 미치지 못하여 본 발명이 얻고자 하는 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층의 표면으로부터 소지강판 방향으로 2㎛까지의 영역 내 니켈 분포, 합금화 억제층 내 최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5 결정의 면적 분율을 확보하지 못함에 따라, 도금밀착성이 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 2는 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, Ni 부착량이 본 발명의 범위를 초과하여 본 발명이 얻고자 하는 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층의 표면으로부터 소지강판 방향으로 2㎛까지의 영역 내 니켈 분포, 합금화 억제층 내 최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5 결정의 면적 분율을 확보하지 못함에 따라, 미도금이 발생하였고, 도금밀착성과 LME 균열 저항성 또한 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 3은 본 발명이 제안하는 Al 및 Si의 비 보다 낮은 수준이어서 LME 균열이 발생하였음을 알 수 있다.
비교예 4는 본 발명이 제안하는 Si 및 Al의 합을 만족하지 않음에 따라 기계적 물성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
도 2는 비교예 1의 표면 사진이며, 도 3은 발명예 1의 표면 사진이다. 도 2 및 3을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1은 미도금된 영역이 거의 없어 도금 품질이 양호한 반면, 비교예 1은 미도금된 영역이 많아 도금품질이 열위한 것을 알 수 있다.
도 4 및 5는 각각 비교예 1 및 발명예 1의 아연도금층을 제거한 뒤, 합금화 억제층을 SEM(Scanning Electron Microscopy)으로 관찰한 사진이다. 도 4 및 5를 통해 알 수 있듯이, 비교예 1의 경우에는 최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5 결정이 거의 형성되어 있지 않은 반면, 발명예 1의 경우에는 최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5 결정이 적절한 분율로 형성되어 있음을 알 수 있다.
도 6 및 7은 각각 비교예 1 및 발명예 1의 GDS(Glow Discharge Spectroscopy) depth profile이다. 도 6 및 7을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1의 경우에는 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층의 표면으로부터 소지강판 방향으로 2㎛까지의 영역 내에서 니켈이 적절하게 분포하고 있는 반면, 비교예 1의 경우에는 니켈이 분포하고 있지 않음을 알 수 있다. 한편, 도 6에 개시된 GDS depth profile에서 Ni이 아주 미량으로 존재하는 것처럼 보이나, 이는 측정 장치의 오차이다.
10: 소지강판
20: 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층
30: 합금화 억제층
40: 용융아연도금층

Claims (6)

  1. 소지강판; 상기 소지강판의 일면 또는 양면에 형성되는 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층; 및 상기 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층 상에 형성되는 합금화 억제층; 상기 합금화 억제층 상에 형성되는 용융아연도금층을 포함하는 용융아연도금강판으로서,
    상기 소지강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.1~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.3%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si 및 Al의 합은 1.2~3.5%를 만족하며, 상기 Al 및 Si의 비(Al/Si)는 0.5~2.0을 만족하고,
    GDS depth profile 상에서 상기 철-니켈 또는 철-니켈합금 합금층의 표면으로부터 소지강판 방향으로 2㎛까지의 영역 내 니켈이 차지하는 면적은 2~10중량%·㎛이며,
    상기 합금화 억제층은 최대 크기가 100nm 이하인 Fe2Al5 결정이 1~20면적% 존재하는 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 용융아연도금강판은 600MPa 이상의 항복강도, 950MPa 이상의 인장강도 및 20% 이상의 연신율을 갖는 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 용융아연도금강판은 상기 소지강판의 전체 면적 대비 용융아연도금층의 면적이 95% 이상인 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.1~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.3%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si 및 Al의 합은 1.2~3.5%를 만족하며, 상기 Al 및 Si의 비(Al/Si)는 0.5~2.0을 만족하는 소지강판을 준비하는 단계;
    상기 소지강판에 부착량이 100~1000mg/m2가 되도록 니켈 또는 니켈 합금 코팅층을 형성하는 단계;
    상기 니켈 또는 니켈 합금 코팅층이 형성된 소지강판을 열처리하는 단계; 및
    상기 열처리된 소지강판을 440~460℃의 Al 함유 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 얻는 단계를 포함하는 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 소지강판을 준비하는 단계는, 슬라브를 1000~1300℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 800~950℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 630~700℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 산세한 뒤, 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;를 포함하는 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  6. 청구항 4에 있어서,
    상기 용융아연도금강판을 얻는 단계 후, 상기 용융아연도금강판을 480~600℃에서 합금화 열처리하는 단계를 추가로 포함하는 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
KR1020200179043A 2020-12-18 2020-12-18 도금밀착성 및 점용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법 KR102451003B1 (ko)

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* Cited by examiner, † Cited by third party
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JPS6222040B2 (ko) 1979-06-05 1987-05-15 Tokyo Shibaura Electric Co
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