WO2017111533A1 - 도금 밀착성이 우수한 고망간 용융 알루미늄계 도금강판 - Google Patents

도금 밀착성이 우수한 고망간 용융 알루미늄계 도금강판 Download PDF

Info

Publication number
WO2017111533A1
WO2017111533A1 PCT/KR2016/015171 KR2016015171W WO2017111533A1 WO 2017111533 A1 WO2017111533 A1 WO 2017111533A1 KR 2016015171 W KR2016015171 W KR 2016015171W WO 2017111533 A1 WO2017111533 A1 WO 2017111533A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
weight
content
aluminum
alloy layer
Prior art date
Application number
PCT/KR2016/015171
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
김흥윤
황현석
김영하
Original Assignee
주식회사 포스코
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 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to US16/064,735 priority Critical patent/US10968506B2/en
Priority to JP2018532607A priority patent/JP6692432B2/ja
Priority to EP16879400.6A priority patent/EP3395982B1/en
Priority to CN201680076315.1A priority patent/CN108431270B/zh
Publication of WO2017111533A1 publication Critical patent/WO2017111533A1/ko

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • 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
    • B32B15/012—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 aluminium or an aluminium alloy
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/261—After-treatment in a gas atmosphere, e.g. inert or reducing atmosphere
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12736—Al-base component
    • Y10T428/1275—Next to Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12757—Fe

Definitions

  • the present invention relates to a high manganese hot-dip aluminum-based plated steel sheet excellent in plating adhesion.
  • manganese is an element with a high tendency to ionize
  • the steel is high in the content of manganese corrosion proceeds faster than the general steel.
  • metal plating is an effective way to protect steel.
  • Zinc-based hot-dip galvanized steel sheet is known as a metal plating for imparting corrosion resistance to high manganese steel, for example, Korean Laid-Open Patent Publication No. 2007-0067593, hot-dip galvanized layer or alloyed melting on a steel sheet containing a large amount of manganese Disclosed is a plated steel sheet in which a galvanized layer is formed to improve corrosion resistance.
  • Korean Laid-Open Patent Publication No. 2012-0048399 discloses a technique for forming an Mn-Ni-Fe-Al-Si-Zn alloy phase to improve the plating adhesion of a base steel sheet containing a large amount of manganese.
  • One of several objects of the present invention is to provide a high manganese molten aluminum-based plated steel sheet excellent in plating adhesion.
  • Mn 5 to 35%
  • Al 0.3 to 6%
  • Si 0.1 to 1.2%
  • a molten aluminum-based plating layer containing Si: 3 to 12%, balance Al and inevitable impurities, in a weight%, and a Fe-Al-Si-Mn-based alloy at an interface between the base steel sheet and the molten aluminum-based plating layer.
  • An alloy layer comprising a phase and having a thickness of 0.1 to 10 ⁇ m, wherein the alloy layer is in weight percent, Al: 40 to 70%, Si: 2 to 13%, Mn: 3 to 9%, balance Fe and Provided is a high manganese hot-dip aluminum-based plated steel sheet containing inevitable impurities.
  • the high manganese molten aluminum-based plated steel sheet according to an embodiment of the present invention has an advantage of excellent plating adhesion.
  • FIG. 1 is a photograph of a high-manganese hot-dip aluminum-based plated steel sheet according to an embodiment of the present invention, the cross section is observed by a scanning electron microscope (FE-SEM).
  • FE-SEM scanning electron microscope
  • FIG. 1 is a photograph of a molten aluminum-based plated steel sheet according to an embodiment of the present invention, the cross section is observed by a scanning electron microscope (FE-SEM, Field Emission Scanning Electron Microscope).
  • a molten aluminum-based plated steel sheet according to an embodiment of the present invention includes a base steel plate 10, an alloy layer 20, and a molten aluminum-based plated layer 30 in sequence.
  • the base steel sheet 10 includes, by weight, Mn: 5 to 35%, Al: 0.3 to 6%, Si: 0.1 to 1.2%, balance Fe, and inevitable impurities.
  • Manganese is an essential element that stabilizes the austenite structure so that twins are organic during plastic deformation, thereby improving the strength of the steel and dramatically improving the ductility.
  • the upper limit of the manganese content is preferably 35% by weight, more preferably 18% by weight.
  • Aluminum is usually an element added for deoxidation of steel, but in the present invention, it is an element added for improving ductility of steel. That is, aluminum improves the ductility of the steel by increasing the stacking fault energy at the slip side of the steel, thereby suppressing the generation of ⁇ -martensite structure. If the aluminum content is too low, the ⁇ -martensite structure is formed to increase the strength but the ductility may be sharply lowered. Therefore, it is preferable to contain 0.3 weight% or more of Al, and it is more preferable to contain 1.0 weight% or more of Al. However, when the content is excessive, not only decreases ductility and continuous castability by inhibiting twin generation, but also causes severe surface oxidation during hot rolling, which may lower the surface quality of the product.
  • the upper limit of aluminum content is 6 weight%, It is more preferable that it is 4.5 weight%, It is still more preferable that it is 3.5 weight%.
  • silicon is known to form a silicon oxide layer on the surface when added in a large amount of steel to inhibit the hot-dipability.
  • a suitable amount of silicon when a suitable amount of silicon is included, a thin silicon oxide layer is formed on the surface to suppress the oxidation of manganese, thereby preventing formation of a thick manganese oxide layer formed after cold rolling. It is possible to improve the surface quality by preventing corrosion that proceeds in the cold rolled steel sheet after annealing. In addition, due to the effect of inhibiting the formation of manganese oxide layer, it is possible to greatly improve the hot dip plating characteristics.
  • the upper limit of the silicon content is preferably 1.2%.
  • the content of Al and Si contained in the steel sheet may satisfy the following relation 1. If the value of [Al] b / [Si] b is too low, workability may deteriorate due to the presence of Si oxides at the interface and the presence of a large amount of Si and Si-based phases vulnerable to processing. Therefore, the value of [Al] b / [Si] b is preferably controlled to 1.0 or more, and 2.5. It is more preferable to control above. On the other hand, when the value of [Al] b / [Si] b is too high, the Fe-Al-based alloy phase is excessively developed, and workability and plating adhesion may deteriorate due to the formation of brittle intermetallic compounds. Therefore, the value of [Al] b / [Si] b is preferably controlled to 10 or less, and more preferably to 7 or less.
  • the content of Mn, Al and Si contained in the base steel sheet may satisfy the following relation 2. If, if the value of [Mn] b / ([Al] b + [Si] b ) is too low, Al and / or Si oxides are concentrated on the surface, deteriorating the wettability of the hot dip, and forming a desired alloy layer. This difficulty is likely to deteriorate the workability. Therefore, it is preferable to control [Mn] b / ([Al] b + [Si] b ) value to 5.0 or more, and to control to 6.0 or more.
  • the value of [Mn] b / ([Al] b + [Si] b ) is preferably controlled to 12.0 or less, and more preferably to 10.0 or less.
  • the steel sheet 10 is in weight percent, C: 0.3 ⁇ 0.9%, Ti: 0.01 ⁇ 0.5%, V: 0.05 ⁇ 0.5%, B: 0.0005 ⁇ 0.0050%, Cr: 0.01 ⁇ 0.5%, Mo: 0.01 ⁇ 0.5%, Nb: 0.01 ⁇ 0.05% and Sn: may be further included one or more selected from the group consisting of 0.01 to 0.1%.
  • Titanium is a strong carbide forming element that combines with C to form carbides, and the carbides thus formed effectively inhibit grain growth, thereby effectively refining grain size. If the titanium content is less than 0.01%, the grains may grow excessively and the grain size may be coarse. On the other hand, if the titanium content exceeds 0.5%, titanium may be segregated at the grain boundaries, causing grain embrittlement.
  • Vanadium is a strong carbide forming element that combines with C to form carbides, such as Ti, Nb, etc., and forms a fine precipitated phase at low temperature, thereby strengthening precipitation. If the vanadium content is less than 0.05%, there is a concern that the precipitation strengthening effect is lowered, so that an effective strength increase may not be obtained. On the other hand, if the vanadium content is less than 0.05%, the precipitation phase may be excessively coarsened to decrease the grain growth effect. have.
  • Boron dissolves in columnar grain boundaries above 1,000 ° C, and serves to strengthen columnar grain boundaries by suppressing the generation and movement of hollow holes. If the boron content is less than 0.0005%, the grain boundary strengthening effect may be insignificant or absent. On the other hand, if the boron content is less than 0.0005%, the amount of carbide or nitride that acts as a precipitation nucleus of the amorphous primary aluminum may be large. There exists a possibility of promoting precipitation of primary aluminum.
  • Chromium suppresses the formation of the ⁇ '-martensite phase on the steel surface during hot rolling, and serves to improve the workability of the steel. If the chromium content is less than 0.01%, the hot workability may deteriorate. On the other hand, if the content of the chromium is more than 0.5%, increasing the content of chromium that acts as a ferrite stabilizing element promotes formation of the ⁇ '-martensite phase. There is a risk of deteriorating the ductility of the lecture.
  • Molybdenum is added to improve secondary work brittleness and plating property. If the molybdenum content is less than 0.01%, there is a fear of causing secondary processing brittleness, on the other hand, if it exceeds 0.5%, not only the improvement effect is reduced but also the cost may increase.
  • Niobium is a strong carbide forming element that combines with C to form carbides, and these carbides are effective for miniaturizing grain size by preventing the growth of grains. If the niobium content is less than 0.01%, the grains may be coarsened and the precipitation strengthening effect may not be obtained. On the other hand, if the niobium content is more than 0.05%, the precipitate phase may be excessively coarsened to lower the growth effect of the grains. .
  • tin Since tin does not itself form an oxide film at a high temperature, it precipitates on the surface of the substrate during annealing before hot dip plating, thereby suppressing diffusion of oxidative elements such as Al, Si, and Mn onto the surface to form oxides, thereby improving plating properties. Play a role. If the tin content is less than 0.01%, the plating wettability may be deteriorated and unplating or plating failure may occur. On the other hand, if the tin content is more than 0.1%, hot brittleness may be generated to inhibit hot workability.
  • the aluminum plating layer 30 is formed on the surface of the base steel sheet, thereby contributing to the improvement of the corrosion resistance of the steel sheet.
  • the composition of the aluminum plating layer is not particularly limited, and may be a pure aluminum plating layer or an aluminum alloy plating layer containing Si, Mg, or the like.
  • the types of elements that can be included in the aluminum-based alloy plating layer and their content ranges will be described in detail.
  • the content of Si is preferably 3 to 12% by weight.
  • Mg metal-based corrosion resistance
  • the addition of Mg also helps to reduce unplated generation.
  • it is preferable that it is 0.1-10 weight%, and, as for content of Mg, it is more preferable that it is 4-8 weight%.
  • These elements form a thin passivation film on the surface of the plating layer, thereby suppressing surface reactions and suppressing reactions with surrounding corrosion-inducing electrolytic materials, thereby further improving the corrosion resistance of the plated steel sheet.
  • the content is excessive, it is advantageous in terms of corrosion resistance, but may cause plating defects by causing a large amount of dross in the plating bath during plating.
  • the alloy layer 20 is formed at the interface between the base steel sheet 10 and the molten aluminum plating layer 30 to contribute to the improvement of plating adhesion.
  • the alloy layer 20 includes a Fe-Al-Si-Mn-based alloy phase, and in weight percent, Al: 40 to 70%, Si: 2 to 13%, Mn: 3 to 9%, balance Fe and inevitable impurities It includes.
  • Al contained in the alloy layer contributes to the improvement of workability of the plated steel sheet and the uniformity of the alloy layer. If the content is too low, since the uniformity of the alloy layer may be degraded, it is preferable to include 40% by weight or more. However, if the content is too high, the workability of the plated steel sheet may be deteriorated, it is preferably included in 70% by weight or less.
  • Si contained in the alloy layer suppresses excessive growth of the alloy layer and contributes to improving workability of the plated steel sheet by suppressing the reaction between Fe and Al.
  • the content is excessive, the effect is not only saturated, but there is a possibility that the weldability may be deteriorated.
  • Mn contained in the alloy layer contributes to improving workability of the plated steel sheet.
  • an alloy phase presumed to be R- or nu-based containing excessive Mn and Si is formed on a phase that is unfavorable for processing in the alloy layer, for example, a Fe-Al-Mn-Si composite alloy. do. Therefore, it is preferable that the upper limit of the content is 9 weight%.
  • the alloy layer may include Fe and unavoidable impurities, in addition to Al, Si, and Mn, whose contents are defined.
  • the impurities may include all defined components included in steels other than Al, Si, and Mn, inevitable impurities included in steel, and inevitable impurities included in plating.
  • the alloy layer 20 may further include Mg of 1% or less (excluding 0%) by weight.
  • Mg contained in the alloy layer may also contribute to improving the corrosion resistance of the plated steel sheet.
  • the upper limit of the Mg content is limited to 1% by weight.
  • the alloy layer 20 may have a thickness of 0.1 ⁇ 10 ⁇ m. If the thickness of the alloy layer is too thin, it may be difficult to secure sufficient adhesion between the base steel sheet and the plating layer. Therefore, the lower limit of the thickness of the alloy layer can be limited to 0.1 ⁇ m in terms of ensuring sufficient adhesion between the base steel sheet and the plating layer, and more preferably, 3 ⁇ m. However, if the thickness is too thick, workability of the plated steel sheet may be degraded. Therefore, the upper limit of the thickness of the alloy layer in terms of preventing this may be limited to 10 ⁇ m, more preferably, 7 ⁇ m.
  • the thickness of the alloy layer may satisfy the following equation 3. If the thickness of the alloy layer does not satisfy the following Equation 3, the thickness of the alloy layer is too thick may degrade the plating adhesion.
  • T a means the thickness of the alloy layer ( ⁇ m)
  • [Si] p means the content (% by weight) of the element included in the molten aluminum-based plating layer
  • [Si] b and [Al] b Each means the content (% by weight) of the corresponding element included in the steel sheet)
  • the plated steel sheet of the present invention described above can be manufactured by various methods, the manufacturing method is not particularly limited. However, by controlling the cooling conditions after plating as an embodiment thereof, it is possible to ensure a molten aluminum-based plated steel sheet having an alloy layer satisfying the composition and thickness as described above.
  • the spraying medium is not limited. That is, the gas may include air, nitrogen, other gases, or a mixture thereof, and the liquid may include water, an aqueous solution of phosphoric acid, or a liquid used for other cooling.
  • the primary cooling affects the density of the plating structure and the formation of the alloy phase when the plated metal is solidified. If the cooling is over 350 ° C., the plating structure is easily damaged and a beautiful surface cannot be obtained. In addition, cooling below 250 ° C. is not preferable because of the occurrence of surface defects such as fitting marks, an increase in cooling facilities, and a large amount of refrigerant used.
  • cooling rate is less than 3 ° C./sec, the plating structure is coarse and Uniformity is bad If the cooling rate exceeds 10 ° C / second, there is a fear that the refrigerant marks on the surface and surface defects may occur.
  • secondary cooling can be cooled by immersing in cooling water.
  • a steel slab having the composition shown in Table 1 was heated to a temperature of 1200 ° C., hot rolled at 860 ° C., wound up at 620 ° C., and then air cooled to obtain a hot rolled steel sheet. Thereafter, the oxide on the surface of the hot rolled steel sheet was removed with a hydrochloric acid solution, followed by cold rolling at a cold reduction ratio of 70% to obtain a 1.2 mm cold rolled steel sheet. Thereafter, the cold rolled steel sheet was subjected to annealing for 90 seconds under an N 2 -10vol% H 2 atmosphere at 800 ° C., and then immersed in an aluminum plating bath (plating bath temperature: 600 to 680 ° C.) having the composition shown in Table 1 below.
  • An aluminum plating layer was formed on the surface of the steel sheet. Thereafter, the coating weight was adjusted to 80 g / m 2 based on one side through air wiping, and then cooled by secondary cooling to 300 ° C. using a cooling rate of 6 ° C./sec to 300 ° C. using air and mist.
  • the alloy layer composition and thickness of each of the aluminum-based plated steel sheet was measured, and the results are shown in Table 2 below.
  • the composition of the alloy layer was performed three times after SEM-EDS point analysis, and the average value was calculated, and the thickness of the alloy layer was measured through the average value after measuring three times in the optical microscope X1000 times field of view.
  • the plating adhesiveness was tested by taping the outer portion of the bend to evaluate the degree of peeling of the plating layer based on the following criteria.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

중량%로, Mn: 5~35%, Al: 0.3~6%, Si: 0.1~1.2%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판과 상기 소지강판의 표면에 형성되고, 중량%로, Si: 3~12%, 잔부 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 용융 알루미늄계 도금층을 포함하고, 상기 소지강판과 상기 용융 알루미늄계 도금층의 계면에 Fe-Al-Si-Mn계 합금상을 포함하고, 0.1~10μm의 두께를 갖는 합금층을 포함하고, 상기 합금층은 중량%로, Al: 40~70%, Si: 2~13%, Mn: 3~9%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 고망간 용융 알루미늄계 도금강판이 개시된다.

Description

도금 밀착성이 우수한 고망간 용융 알루미늄계 도금강판
본 발명은 도금 밀착성이 우수한 고망간 용융 알루미늄계 도금강판에 관한 것이다.
자동차의 연비 향상을 위해서 자동차의 차체의 경량화가 매우 중요한 문제로서 대두하고 있다. 이런 요구에 부응하기 위해 많은 종류의 자동차용 고강도강이 개발되어 왔다. 대부분의 강판은 강도가 증가하면 연성이 감소하는 역비례 관계를 보이게 되고, 그래서 가공에 많은 제약과 비용상승을 동반하게 된다. 이를 고강도강의 연성 향상에 많은 연구가 이루어져, 강에 망간을 5~35%로 구성하여, 소성변형시 쌍정(TWIN)이 유기되도록 하여, 연성을 획기적으로 향상시킨 오스테나이트계 TWIP강(Twinning Induced Plasticity, 쌍정유기소성강)이 제안되고 있다.
한편, 망간은 이온화 경향이 큰 원소로서, 망간의 함량이 높은 강재의 경우에는 일반 강철재에 비해 부식이 빨리 진행된다. 부식으로부터 보호하는 다양한 방법중에 철강을 보호하는 효과적인 방벙으로서 금속도금이 있다.
고 망간 강재에 내식성을 부여하기 위한 금속도금으로서 아연계 용융도금강판이 공지되어 있는데, 예를 들어, 한국 공개특허공보 제2007-0067593호에는 망간을 다량 포함하는 소지강판에 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층이 형성하여 내식성을 향상시킨 도금강판이 개시되어 있다. 또한, 한국 공개특허공보 제2012-0048399호에는 망간을 다량 포함하는 소지강판의 도금 밀착성 개선을 위해 Mn-Ni-Fe-Al-Si-Zn 합금상을 형성하는 기술이 개시되어 있다.
본 발명의 여러 목적 중 하나는, 도금 밀착성이 우수한 고망간 용융 알루미늄계 도금강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, Mn: 5~35%, Al: 0.3~6%, Si: 0.1~1.2%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판과 상기 소지강판의 표면에 형성되고, 중량%로, Si: 3~12%, 잔부 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 용융 알루미늄계 도금층을 포함하고, 상기 소지강판과 상기 용융 알루미늄계 도금층의 계면에 Fe-Al-Si-Mn계 합금상을 포함하고, 0.1~10μm의 두께를 갖는 합금층을 포함하고, 상기 합금층은 중량%로, Al: 40~70%, Si: 2~13%, Mn: 3~9%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 고망간 용융 알루미늄계 도금강판을 제공한다.
본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명의 일 실시예에 따른 고망간 용융 알루미늄계 도금강판은 도금 밀착성이 우수한 장점이 있다.
도 1은 본 발명의 일 예에 따른 고망간 용융 알루미늄계 도금강판을 절단한 후, 그 단면을 주사전자현미경(FE-SEM, Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰한 사진이다.
이하, 본 발명의 일 측면인 도금 밀착성이 우수한 고망간 용융 알루미늄계 도금강판에 대하여 상세히 설명한다.
도 1은 본 발명의 일 예에 따른 용융 알루미늄계 도금강판을 절단한 후, 그 단면을 주사전자현미경(FE-SEM, Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰한 사진이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 예에 따른 용융 알루미늄계 도금강판은, 소지강판(10), 합금층(20) 및 용융 알루미늄계 도금층(30)을 순차로 포함한다.
소지강판(10)은 중량%로, Mn: 5~35%, Al: 0.3~6%, Si: 0.1~1.2%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
망간(Mn): 5~35중량%
망간은 오스테나이트 조직을 안정화하여 소성 변형시 쌍정이 유기되도록 함으로써, 강의 강도의 향상과 더불어 연성을 획기적으로 향상시키는 필수적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 5중량% 이상의 망간을 포함하는 것이 바람직하고, 9중량% 이상의 망간을 포함하는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 고온 연성을 저하시켜 주조 중 크랙이 야기될 뿐만 아니라, 열간 압연을 위한 재가열시 고온 산화가 야기되어 제품의 표면 품질을 저하시키는 문제가 있다. 따라서, 망간 함량의 상한은 35중량%인 것이 바람직하고, 18중량%인 것이 보다 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.3~6중량%
알루미늄은 통상 강의 탈산을 위해 첨가되는 원소이나, 본 발명에서는 강의 연성 향상을 위해 첨가되는 원소이다. 즉, 알루미늄은 강의 슬립면에서 적층 결함 에너지(Stacking Fault Energy)를 증가시켜 ε-마르텐사이트 조직의 생성을 억제함으로써 강의 연성을 향상시킨다. 만약, 알루미늄 함량이 지나치게 낮을 경우에는 ε-마르텐사이트 조직이 생성되어 강도는 증가하나 연성이 급격히 저하될 수 있다. 따라서, 0.3중량% 이상의 Al을 포함하는 것이 바람직하고, 1.0중량% 이상의 Al을 포함하는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 쌍정 발생을 억제하여 연성 및 연속주조성을 저하시킬 뿐만 아니라, 열간 압연시 표면 산화가 심하게 야기되어 제품의 표면 품질을 저하시킬 우려가 있다. 더욱이, Al의 표면 농화로 인해 용융 도금의 젖음성이 열화될 뿐 아니라, 목적하는 합금층 형성이 곤란할 수 있다. 따라서, 알루미늄 함량의 상한은 6중량%인 것이 바람직하고, 4.5중량%인 것이 보다 바람직하며, 3.5중량%인 것이 보다 더 바람직하다.
Si: 0.1~1.2중량%
통상 실리콘은 강 중 다량 첨가될 경우 표면에 실리콘 산화층을 형성하여 용융 도금성을 저해하는 것으로 알려져 있다. 그러나, 본 발명과 같이 망간이 다량 첨가된 강에서는 적절한 양의 실리콘이 포함될 경우 표면에 얇은 실리콘 산화층이 형성되어 망간의 산화를 억제하기 때문에 냉간압연 후 형성되는 두꺼운 망간 산화층이 형성되는 것을 방지할 수 있고, 소둔 후 냉연강판에서 진행되는 부식을 방지하여 표면 품질을 향상시킬 수 있다. 또한, 이러한 망간 산화층 형성 억제 효과로 인해 용융 도금 특성도 크게 개선할 수 있다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.1중량% 이상의 실리콘을 포함하는 것이 바람직하다. 그러나, 실리콘 함량이 과다할 경우 과도한 실리콘 산화물 형성으로 인해 산세성을 저해하여 이에 따라 열연강판의 표면 품질을 저하시킬 수 있으며, 용융 금속의 젖음성을 감소시켜 도금성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 실리콘 함량의 상한은 1.2%인 것이 바람직하다.
일 예에 따르면, 소지강판에 포함된 Al 및 Si의 함량은 하기 관계식 1을 만족할 수 있다. 만약, [Al]b/[Si]b 값이 지나치게 낮을 경우, 계면에 Si 산화물의 잔존과 가공에 취약한 Si 및 Si계 상의 다량 존재로 인해 가공성이 열화될 우려가 있다. 따라서, [Al]b/[Si]b 값은 1.0 이상으로 제어하는 것이 바람직하고, 2.5 이상으로 제어하는 것이 보다 바람직하다. 반면, [Al]b/[Si]b 값이 지나치게 높을 경우, Fe-Al계 합금상이 과도하게 발달하고, 취성의 금속간 화합물의 생성으로 인해 가공성 및 도금 밀착성이 열화될 우려가 있다. 따라서, 따라서, [Al]b/[Si]b 값은 10 이하로 제어하는 것이 바람직하고, 7 이하로 제어하는 것이 보다 바람직하다.
[관계식 1]
1.0≤[Al]b/[Si]b≤10
(여기서, [Al]b 및 [Si]b 각각은 소지강판에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)를 의미함)
또한, 일 예에 따르면, 소지강판에 포함된 Mn, Al 및 Si의 함량은 하기 관계식 2를 만족할 수 있다. 만약, 만약, [Mn]b/([Al]b+[Si]b) 값이 지나치게 낮을 경우, Al 및/또는 Si 산화물이 표면에 농화되어 용융 도금의 젖음성이 열화되고, 목적하는 합금층 형성이 어려워 가공성이 열화될 우려가 있다. 따라서, [Mn]b/([Al]b+[Si]b) 값은 5.0 이상으로 제어하는 것이 바람직하고, 6.0 이상으로 제어하는 것이 보다 바람직하다. 반면, [Mn]b/([Al]b+[Si]b) 값이 지나치게 높을 경우, Fe-Al계 합금상의 과도한 생성과 더불어 가공에 불리한 Si-Mn계 금속간 화합물상을 포함하게 되어 가공성 및 도금 밀착성이 열화될 우려가 있다. 따라서, 따라서, [Mn]b/([Al]b+[Si]b) 값은 12.0 이하로 제어하는 것이 바람직하고, 10.0 이하로 제어하는 것이 보다 바람직하다.
[관계식 2]
5.0≤[Mn]b/([Al]b+[Si]b)≤12.0
(여기서, [Mn]b, [Al]b 및 [Si]b 각각은 소지강판에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)를 의미함)
일 예에 따르면, 소지강판(10)은 중량%로, C: 0.3~0.9%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.5%, B: 0.0005~0.0050%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.5%, Nb: 0.01~0.05% 및 Sn: 0.01~0.1%로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
C: 0.3~0.9%
탄소는 오스테나이트상의 안정화에 기여하는 역할을 한다. 만약, 탄소 함량이 0.3% 미만일 경우 α'-마르텐사이트상이 생성해, 가공중에 크랙을 발생시키는 원인이 되어, 연성을 저하시킬 우려가 있으며, 반면, 0.9%를 초과할 경우, 오스테나이트상의 안정도는 현저하게 증가하나, 그 결과 슬립 변태에 의한 변태 거동의 전이에 의해 가공성이 저하될 우려가 있다.
Ti: 0.01~0.5%
티타늄은 C와 결합하여 탄화물을 형성하는 강탄화물 형성원소로, 이때 형성된 탄화물은 결정립의 성장을 억제하여 결정입도 미세화에 효과적으로 작용한다. 만약, 티타늄 함량이 0.01% 미만일 경우 결정립이 과도하게 성장하여 결정입도가 조대화되는 우려가 있으며, 반면, 0.5%를 초과할 경우, 티타늄이 결정입계에 편석하여 입계취화의 우려가 있다.
V: 0.05~0.5%
바나듐은 Ti, Nb 등과 같이 C와 결합하여 탄화물을 형성하는 강탄화물 형성원소로서 낮은 온도에서 미세한 석출상을 형성하여 석출강화하는 역할을 한다. 만약, 바나듐 함량이 0.05% 미만일 경우 석출강화 효과가 낮아져 효과적인 강도증가를 얻지 못 하는 우려가 있으며, 반면, 0.5%를 초과할 경우, 석출상이 과도하게 조대화되어 결정립의 성장 효과를 저하시킬 우려가 있다.
B: 0.0005~0.0050%
보론은 1,000℃ 이상에서 기둥형 결정입계에 용해해, 빈 구멍의 발생과 이동을 억제함으로써 기둥형 결정입계를 강화하는 역할을 한다. 만약, 보론 함량이 0.0005% 미만일 경우 결정입계를 강화하는 효과가 미미하거나 없을 우려가 있으며, 반면, 0.0050%를 초과할 경우, 엉성한 초정 알루미늄의 석출핵으로서 작용하는 탄화물이나 질화물을 다량으로 생성해 엉성한 초정 알루미늄의 석출을 촉진시킬 우려가 있다.
Cr: 0.01~0.5%
크롬은 열간 압연 시의 강철 표면에 α'-마르텐사이트상의 생성을 억제하고, 강의 가공성을 좋게하는 역할을 한다. 만약, 크롬 함량이 0.01% 미만일 경우 열간 가공성이 나빠질의 우려가 있으며, 반면, 0.5%를 초과할 경우, 페라이트 안정화 원소로서 작용하는 크롬의 함유량을 늘리면, α'-마르텐사이트상의 생성을 촉진해, 강의 연성을 나쁘게 할 우려가 있다.
Mo: 0.01~0.5%
몰리브덴은 내2차가공취성 및 도금성을 개선시키기 위하여 첨가된다. 만약, 몰리브덴 함량이 0.01% 미만일 경우 2차 가공취성을 일으킬 우려가 있으며, 반면, 0.5%를 초과할 경우, 개선 효과가 감소될 뿐만 아니라 비용이 증가할 우려가 있다.
Nb: 0.01~0.05%
니오븀은 C와 결합하여 탄화물을 형성하는 강탄화물 형성 원소이며, 이러한 탄화물은 결정립의 성장을 막아 결정입도 미세화에 효과적이다. 만약, 니오븀 함량이 0.01% 미만일 경우 결정립이 조대화되고 석출강화효과를 얻지 못할 우려가 있으며, 반면, 0.05%를 초과할 경우, 석출상이 과도하게 조대화되어 결정립의 성장 효과를 저하시킬 우려가 있다.
Sn: 0.01~0.1%
주석은 고온에서 그 자체가 산화피막을 형성하지는 않기 때문에 용융도금전 소둔시 소지 표면에 석출하여 Al, Si, Mn 등의 친산화성 원소가 표면에 확산되어 산화물을 형성하는 것을 억제하여 도금성을 개선하는 역할을 한다. 만약, 주석 함량이 0.01% 미만일 경우 도금 젖음성이 열화되어 미도금 혹은 도금불량이 발생될 우려가 있으며, 반면, 0.1%를 초과할 경우, 적열취성을 발생시켜 열간가공성을 저해할 우려가 있다.
알루미늄계 도금층(30)은 소지강판의 표면에 형성되어, 강판의 내식성 향상에 기여한다. 본 발명에서는 알루미늄계 도금층의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 알루미늄 도금층이거나, Si, Mg 등을 포함하는 알루미늄계 합금 도금층일 수 있다. 이하, 알루미늄계 합금 도금층에 포함될 수 있는 원소들의 종류와 이들의 함량 범위에 대해 상세히 설명한다.
Si: 3~12중량%
우수한 가공성 혹은 내산화성이 요구되는 경우, 일정량의 Si를 첨가함이 바람직하다. 다만 과다한 Si의 첨가는 도금욕 온도를 과도하게 상승시키고, 조대한 Si 초정이 정출되어, 내식성 및 가공성이 열화될 우려가 있다. 따라서, Si의 함량은 3~12중량%인 것이 바람직하다.
Mg: 0.1~10중량%
우수한 내식성이 요구되는 경우, 일정량의 Mg를 첨가함이 바람직하다. 또한, Mg의 첨가는 미도금 발생 저감에 도움을 준다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 내식성 개선 및 도금성 개선 효과가 포화되고, 비용 상승을 야기한다. 따라서, Mg의 함량은 0.1~10중량%인 것이 바람직하고, 4~8중량%인 것이 보다 바람직하다.
Ca: 0.001~5중량%, Sr: 0.005~2%, Mn: 0.01~2%, Cr: 0.01~2%, Mo: 0.01~2% 및 Sn: 0.1~10%로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상
이들 원소는 도금층 표면에 얇은 부동태 피막을 형성함으로써, 표면 반응을 억제하며, 주변의 부식 유발 전해 물질과의 반응을 억제함으로써, 도금 강판의 내식성을 보다 개선한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 내식성 측면에서는 유리하나, 도금시 도금욕에 다량의 드로스를 유발하여 도금 결함을 야기할 수 있다.
합금층(20)은 소지강판(10)과 용융 알루미늄계 도금층(30)의 계면에 형성되어 도금 밀착성 개선에 기여한다.
합금층(20)은 Fe-Al-Si-Mn계 합금상을 포함하며, 중량%로, Al: 40~70%, Si: 2~13%, Mn: 3~9%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
Al: 40~70중량%
합금층에 함유된 Al은 도금강판의 가공성 개선 및 합금층의 균일도 향상에 기여한다. 만약, 그 함량이 지나치게 낮을 경우 합금층의 균일도가 열화될 수 있으므로, 40중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 지나치게 높을 경우, 도금강판의 가공성이 열화될 우려가 있으므로, 70중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
Si: 2~13중량%
합금층에 함유된 Si은 합금층의 과도한 성장을 억제하며, Fe와 Al 간 반응을 억제함으로써 도금강판의 가공성 개선에 기여한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 2중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 용접성이 열화될 우려가 있는 바, 13중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
Mn: 3~9중량%
합금층에 함유된 Mn은 도금강판의 가공성 개선에 기여한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 3중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 합금층 내 가공에 불리한 상, 예컨대 Fe-Al-Mn-Si 복합 합금상에 Mn 및 Si를 과잉 포함한 R계 혹은 nu계로 추정되는 합금상이 형성되어 도리어 가공성이 열화된다. 따라서, 그 함량의 상한은 9중량%인 것이 바람직하다.
잔부 : Fe 및 불가피한 불순물
합금층에는 함량을 규정한 Al, Si, Mn 외에, Fe와 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 여기서, 불순물은 Al, Si, Mn 외 강재에 포함된 모든 규정한 성분, 강재에 포함된 불가피한 불순물, 도금에 포함된 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
일 예에 따르면, 합금층(20)은 중량%로, 1% 이하(0% 제외)의 Mg를 더 포함할 수 있다. 합금층에 함유된 Mg 또한 도금강판의 내식성 개선에 기여할 수 있다. 한편, 그 함량이 1중량%를 초과할 경우 그 효과가 포화되는 바, 본 발명에서는 Mg 함량의 상한을 1중량%로 한정한다.
일 예에 따르면, 합금층(20)은 0.1~10μm의 두께를 가질 수 있다. 만약, 합금층의 두께가 지나치게 얇을 경우 소지강판과 도금층 간 밀착력을 충분히 확보하기 어려울 수 있다. 따라서, 소지강판과 도금층 간 밀착력을 충분히 확보하기 위한 측면에서 합금층 두께의 하한을 0.1μm으로 한정할 수 있으며, 보다 바람직하게는, 3μm 으로 한정할 수 있다. 다만, 그 두께가 지나치게 두꺼울 경우 도금강판의 가공성이 열화될 수 있다. 따라서, 이를 방지하기 위한 측면에서 합금층 두께의 상한은 10μm로 한정할 수 있으며, 보다 바람직하게는, 7μm로 한정할 수 있다.
일 예에 따르면, 합금층의 두께는 하기 관계식 3을 만족할 수 있다. 만약, 합금층의 두께가 하기 관계식 3을 만족하지 않을 경우, 합금층의 두께가 지나치게 두꺼워 도금 밀착성이 열화될 수 있다.
[관계식 3]
Ta≤(-0.78)x[A] + 11.7
[A]=0.75[Si]p+0.15[Si]b+0.10[Al]b
(여기서, Ta는 합금층의 두께(μm)를 의미하고, [Si]p는 용융 알루미늄계 도금층에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)를 의미하며, [Si]b 및 [Al]b 각각은 소지강판에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)를 의미함)
이상에서 설명한 본 발명의 도금강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 그 일 구현예로써 도금 후 냉각 조건을 각별히 제어함으로써, 상기와 같은 조성 및 두께를 만족하는 합금층을 갖는 용융 알루미늄계 도금강판을 확보할 수 있다.
즉, 전술한 조성을 가지는 소지강판을 도금욕에 침지하고, 도금 부착량을 조절한 후, 가스 분사, 액체 분사 또는 가스 및 액체 혼합 분사하여 냉각을 수행함으로써, 상기와 같은 조성 및 두께를 만족하는 합금층을 갖는 용융 알루미늄계 도금강판을 확보할 수 있다. 분사하는 매체는 제한을 두지 않는다. 즉, 가스는 공기, 질소, 기타 가스 혹은 이들의 혼합한 가스을 포함할 수 있고, 액체는 물, 인산 수용액, 혹은 기타 냉각에 사용하는 액체를 포함할 수 있다.
도금후 냉각은 250~350℃까지 1차 냉각하고, 냉각속도는 3~10℃/초로 하며, 2차로 냉각수 내에서 상온으로 냉각할 수 있다. 1차 냉각은 도금된 금속을 응고시킬 때 도금조직의 치밀도와 합금상의 형성에 영향을 주며, 350℃ 초과하여 냉각하면 도금조직이 쉽게 손상되고 미려한 표면을 얻을 수 없는 등의 우려가 있다. 또한, 250℃ 미만로 냉각하면 핏팅 마크 등의 표면 결함 생성이 우려되고 또한 냉각설비가 증가하고 냉매 사용량이 많아지므로 바람직하지 않다, 또한 냉각속도가 3℃/초 미만이면 도금조직이 조대하고 표면의 균일성이 나쁘다. 냉각속도가 10℃/초를 초과하면 표면에 냉매자국이 생기고 표면불량이 발생할수 있는 우려가 있다. 한편, 2차 냉각은 냉각수에 침적하여 냉각할 수 있다.
한편, 도금 후 냉각을 제외하고는, 통상의 알루미늄계 도금강판 제조에 준하여 제조할 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.
하기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 1200℃의 온도로 가열하고, 860℃에서 열간 압연한 후, 620℃에서 권취한 후, 공냉하여 열연강판을 얻었다. 그후, 염산 용액으로 상기 열연강판 표면의 산화물을 제거한 후, 70%의 냉간 압하율로 냉간압연하여 1.2mm의 냉연강판을 얻었다. 그후, 상기 냉연강판을 800℃의 N2-10vol%H2 분위기 하 90초 간 소둔 열처리한 후, 하기 표 1의 조성을 갖는 알루미늄계 도금욕(도금욕 온도: 600~680℃)에 침지하여 냉연강판의 표면에 알루미늄계 도금층을 형성하였다. 이후, 에어 와이핑을 통해 도금 부착량을 편면 기준 80g/m2으로 조절한 후, 공기와 미스트를 사용하여 300℃까지 6℃/초의 냉각속도로 1차 냉각 후 냉각수에 침적하여 2차 냉각하였다.
이후, 제조된 각각의 알루미늄계 도금강판의 합금층 조성 및 두께를 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 합금층의 조성은 SEM-EDS 점분석을 3회 실시한 후, 이들의 평균값을 통해 계산하였으며, 합금층의 두께는 광학 현미경 X1000배 시야에서 3회를 측정한 후, 이들의 평균값을 통해 계산하였다.
이후, 제조된 각각의 알루미늄계 도금강판의 도금 밀착성 및 가공성을 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 함께 나타내었다.
도금 밀착성은 0T-굽힘 시험 후 굽힘 외권부를 테이핑 테스트하여, 아래와 같은 기준으로 도금층의 박리 발생 정도를 평가하였다.
◎: 테이프에 도금박리 조각이 묻어나지 않음, 굴곡면에 박리 관찰되지 않음
○: 테이프에 도금박리 조작이 묻어나지 않음, 굴곡면에 박리 미소 관찰됨
△: 테이프에 도금박리 조작이 묻어나지 않음, 굴곡면에 박리 일부 관찰됨
×: 테이프에 도금박리 조작이 묻어나고, 육안으로 관찰됨
또한, 가공성은 0T-굽힘 시험 후 변형 표면을 관찰하고 크랙의 폭을 측정하여 아래와 같은 기준으로 평가하였다.
◎: 관찰면에 크랙 발생 없음
○: 관찰면에 크랙이 발생되고, 모든 크랙의 폭이 5μm 이하
△: 관찰면에 크랙이 발생되고, 대부분의 크랙의 폭이 5μm 이하이고, 일부 5μm 초과
×: 관찰면에 크랙이 발생되고, 대부분의 크랙의 폭이 5μm 초과
Figure PCTKR2016015171-appb-T000001
표 2를 참조할 때, 본 발명에서 제안하는 조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 11의 경우, 합금층의 조성 및 두께가 적절히 제어되었으며, 이로 인해 도금 밀착성 및 가공성이 우수하게 나타남을 확인할 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, Mn: 5~35%, Al: 0.3~6%, Si: 0.1~1.2%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판과 상기 소지강판의 표면에 형성되고, 중량%로, Si: 3~12%, 잔부 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 용융 알루미늄계 도금층을 포함하고,
    상기 소지강판과 상기 용융 알루미늄계 도금층의 계면에 Fe-Al-Si-Mn계 합금상을 포함하고, 0.1~10μm의 두께를 갖는 합금층을 포함하고,
    상기 합금층은 중량%로, Al: 40~70%, Si: 2~13%, Mn: 3~9%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 고망간 용융 알루미늄계 도금강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판에 포함된 Al 및 Si의 함량은 하기 관계식 1을 만족하는 고망간 용융 알루미늄계 도금강판.
    [관계식 1]
    1.0≤[Al]b/[Si]b≤10
    (여기서, [Al]b 및 [Si]b 각각은 소지강판에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)를 의미함)
  3. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판에 포함된 Mn, Al 및 Si의 함량은 하기 관계식 2를 만족하는 고망간 용융 알루미늄계 도금강판.
    [관계식 2]
    5.0≤[Mn]b/([Al]b+[Si]b)≤12.0
    (여기서, [Mn]b, [Al]b 및 [Si]b 각각은 소지강판에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)를 의미함)
  4. 제1항에 있어서,
    상기 소지강판은 중량%로, C: 0.3~0.9%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.5%, B: 0.0005~0.0050%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.5%, Nb: 0.01~0.05%, Sb: 0.01~0.1% 및 Sn: 0.01~0.1%로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 고망간 용융 알루미늄계 도금강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 용융 알루미늄계 도금층은 중량%로, Mg: 0.1~10%을 더 포함하는 고망간 용융 알루미늄계 도금강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 용융 알루미늄계 도금층은 중량%로, Ca: 0.001~5%, Sr: 0.005~2%, Mn: 0.01~2%, Cr: 0.01~2%, Mo: 0.01~2% 및 Sn: 0.1~10%로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 고망간 용융 알루미늄계 도금강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 합금층은 중량%로, Mg: 1% 이하(0% 제외)를 더 포함하는 고망간 용융 알루미늄계 도금강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 합금층의 두께는 3~7μm인 고망간 용융 알루미늄계 도금강판.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 합금층의 두께는 하기 관계식 3을 만족하는 고망간 용융 알루미늄계 도금강판.
    [관계식 3]
    Ta≤(-0.78)x[A] + 11.7
    [A]=0.75[Si]p+0.15[Si]b+0.10[Al]b
    (여기서, Ta는 합금층의 두께(μm)를 의미하고, [Si]p는 용융 알루미늄계 도금층에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)를 의미하며, [Si]b 및 [Al]b 각각은 소지강판에 포함된 해당 원소의 함량(중량%)를 의미함)
PCT/KR2016/015171 2015-12-24 2016-12-23 도금 밀착성이 우수한 고망간 용융 알루미늄계 도금강판 WO2017111533A1 (ko)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US16/064,735 US10968506B2 (en) 2015-12-24 2016-12-23 High-manganese hot-dip aluminum-coated steel sheet having excellent coating adhesion
JP2018532607A JP6692432B2 (ja) 2015-12-24 2016-12-23 めっき密着性に優れた高マンガン溶融アルミニウム系めっき鋼板
EP16879400.6A EP3395982B1 (en) 2015-12-24 2016-12-23 High-manganese hot-dip aluminum-coated steel sheet having excellent coating adhesion
CN201680076315.1A CN108431270B (zh) 2015-12-24 2016-12-23 镀覆粘附性优异的高锰热浸铝系镀覆钢板

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020150186145A KR101746996B1 (ko) 2015-12-24 2015-12-24 도금 밀착성이 우수한 고망간 용융 알루미늄계 도금강판
KR10-2015-0186145 2015-12-24

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017111533A1 true WO2017111533A1 (ko) 2017-06-29

Family

ID=59089632

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2016/015171 WO2017111533A1 (ko) 2015-12-24 2016-12-23 도금 밀착성이 우수한 고망간 용융 알루미늄계 도금강판

Country Status (6)

Country Link
US (1) US10968506B2 (ko)
EP (1) EP3395982B1 (ko)
JP (1) JP6692432B2 (ko)
KR (1) KR101746996B1 (ko)
CN (1) CN108431270B (ko)
WO (1) WO2017111533A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2021524885A (ja) * 2018-05-31 2021-09-16 ポスコＰｏｓｃｏ ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ−Ｆｅ合金化めっき鋼板、熱間成形部材、及びその製造方法

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109154050B (zh) * 2016-05-24 2021-04-06 安赛乐米塔尔公司 用于制造具有奥氏体基体的twip钢板的方法
US20220049338A1 (en) * 2018-11-30 2022-02-17 Posco Aluminum-based plated steel plate for hot press having excellent resistance against hydrogen delayed fracture and spot weldability, and method for manufacturing same
KR102275785B1 (ko) * 2019-11-18 2021-07-08 동명대학교산학협력단 내식성이 우수한 용융 알루미늄도금 탄소강관
KR102311503B1 (ko) 2019-12-20 2021-10-13 주식회사 포스코 가공성 및 내식성이 우수한 알루미늄계 합금 도금강판 및 이의 제조방법
CN115572931A (zh) * 2022-09-15 2023-01-06 首钢集团有限公司 一种热浸镀锌铝镁镀层钢及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08277453A (ja) * 1995-02-08 1996-10-22 Nippon Steel Corp 耐食性、耐熱性に優れた溶融アルミニウムめっき鋼板及びその製造法
JPH10152764A (ja) * 1996-11-26 1998-06-09 Nkk Corp スパングルの均一性に優れたＡｌ含有溶融亜鉛めっき鋼 板およびその製造方法
JP2011214145A (ja) * 2010-03-17 2011-10-27 Nippon Steel Corp 高耐食性を有し加工性に優れためっき鋼材と鋼管およびその製造方法
KR20120065464A (ko) * 2010-12-13 2012-06-21 주식회사 포스코 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법
KR20140131203A (ko) * 2013-05-03 2014-11-12 주식회사 포스코 표면품질, 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 제조방법

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000282204A (ja) 1999-04-02 2000-10-10 Nippon Steel Corp 端面、加工部の耐食性に優れた建材用アルミめっき鋼板
JP2001131725A (ja) 1999-11-08 2001-05-15 Nippon Steel Corp 耐熱性、耐食性に優れた溶融アルミめっき鋼板及びその製造法
CN100540719C (zh) * 2002-03-08 2009-09-16 新日本制铁株式会社 表面平滑性优良的高耐蚀性热浸镀钢材
JP4751168B2 (ja) * 2005-10-13 2011-08-17 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた溶融Ａｌ系めっき鋼板及びその製造方法
KR100742833B1 (ko) * 2005-12-24 2007-07-25 주식회사 포스코 내식성이 우수한 고 망간 용융도금강판 및 그 제조방법
KR100742823B1 (ko) 2005-12-26 2007-07-25 주식회사 포스코 표면품질 및 도금성이 우수한 고망간 강판 및 이를 이용한도금강판 및 그 제조방법
KR100851158B1 (ko) 2006-12-27 2008-08-08 주식회사 포스코 충돌특성이 우수한 고망간형 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20090038756A (ko) * 2007-10-16 2009-04-21 유니온스틸 주식회사 용융 알루미늄계 도금강판 및 그 제조방법
KR100985286B1 (ko) * 2007-12-28 2010-10-04 주식회사 포스코 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 고망간강 및 제조방법
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
KR101079472B1 (ko) 2008-12-23 2011-11-03 주식회사 포스코 도금표면품질이 우수한 고망간강의 용융아연도금강판의 제조방법
KR101008042B1 (ko) 2009-01-09 2011-01-13 주식회사 포스코 내식성이 우수한 알루미늄 도금강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형 제품 및 그 제조방법
KR101242859B1 (ko) 2010-11-05 2013-03-12 주식회사 포스코 도금성 및 도금밀착성이 우수한 고망간 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR20120075260A (ko) 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 도금밀착성이 우수한 용융도금강판 및 그 제조방법
KR101382981B1 (ko) 2011-11-07 2014-04-09 주식회사 포스코 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
KR20140014500A (ko) 2012-07-24 2014-02-06 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 1500ＭＰａ급 초고강도 고망간 강판 및 그 제조방법
MX370268B (es) * 2012-08-03 2019-12-09 Nippon Steel Corp Star Lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente y metodo de fabricacion de la misma.

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08277453A (ja) * 1995-02-08 1996-10-22 Nippon Steel Corp 耐食性、耐熱性に優れた溶融アルミニウムめっき鋼板及びその製造法
JPH10152764A (ja) * 1996-11-26 1998-06-09 Nkk Corp スパングルの均一性に優れたＡｌ含有溶融亜鉛めっき鋼 板およびその製造方法
JP2011214145A (ja) * 2010-03-17 2011-10-27 Nippon Steel Corp 高耐食性を有し加工性に優れためっき鋼材と鋼管およびその製造方法
KR20120065464A (ko) * 2010-12-13 2012-06-21 주식회사 포스코 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법
KR20140131203A (ko) * 2013-05-03 2014-11-12 주식회사 포스코 표면품질, 도금밀착성 및 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 제조방법

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2021524885A (ja) * 2018-05-31 2021-09-16 ポスコＰｏｓｃｏ ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ−Ｆｅ合金化めっき鋼板、熱間成形部材、及びその製造方法
JP7261822B2 (ja) 2018-05-31 2023-04-20 ポスコ カンパニー リミテッド ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板、熱間成形部材の製造方法
US11939651B2 (en) 2018-05-31 2024-03-26 Posco Co., Ltd Al—Fe-alloy plated steel sheet for hot forming, having excellent TWB welding characteristics, hot forming member, and manufacturing methods therefor

Also Published As

Publication number Publication date
EP3395982B1 (en) 2020-08-19
KR101746996B1 (ko) 2017-06-28
CN108431270A (zh) 2018-08-21
US20190010597A1 (en) 2019-01-10
CN108431270B (zh) 2020-07-17
US10968506B2 (en) 2021-04-06
EP3395982A4 (en) 2018-11-21
JP6692432B2 (ja) 2020-05-13
JP2019504204A (ja) 2019-02-14
EP3395982A1 (en) 2018-10-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2017111533A1 (ko) 도금 밀착성이 우수한 고망간 용융 알루미늄계 도금강판
WO2018117716A1 (ko) 내식성이 우수한 알루미늄계 도금 강재, 이를 이용한 알루미늄계 합금화 도금 강재 및 이들의 제조방법
WO2012091385A2 (en) High corrosion resistant hot dip zn alloy plated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2015099455A1 (ko) 액체금속취화에 의한 크랙 저항성이 우수한 용융아연도금강판
WO2013032173A2 (ko) 도금밀착성이 우수한 고망간강 및 이로부터 용융아연도금강판을 제조하는 방법
WO2018117769A1 (ko) 내식성 및 가공성이 우수한 용융 알루미늄계 도금강재 및 그 제조방법
WO2017111449A1 (ko) 도금성이 우수한 고강도 용융 아연계 도금 강재 및 그 제조방법
WO2016105115A1 (ko) 표면품질, 도금밀착성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2017111491A1 (ko) 도금성 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 용융 알루미늄 도금강판 및 그 제조방법
WO2015099399A1 (ko) 내식성 및 용접성이 우수한 열간 프레스 성형용 강판, 성형부재 및 그 제조방법
WO2021112519A1 (ko) 굽힘 가공성 및 내식성이 우수한 용융아연도금강판 및 이의 제조방법
WO2018117450A1 (ko) 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내sour 후판 강재 및 그 제조방법
WO2021125696A2 (ko) 알루미늄합금 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
WO2020111881A1 (ko) 내식성 및 용접성이 우수한 열간 프레스용 알루미늄-철계 도금 강판 및 그 제조방법
WO2018117770A1 (ko) 가공부 내식성이 우수한 알루미늄계 합금 도금강판
WO2019125020A1 (ko) 저온 밀착성과 가공성이 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2019124765A1 (ko) 내충격특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021112584A1 (ko) 표면품질과 점 용접성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
WO2018110906A1 (ko) 표면품질이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법
WO2017111518A1 (ko) 가공성이 우수한 열연도금강판 및 그 제조방법
WO2021125888A2 (ko) 가공성 및 내식성이 우수한 알루미늄계 합금 도금강판 및 이의 제조방법
WO2021125887A2 (ko) 가공성 및 내식성이 우수한 알루미늄계 합금 도금강판 및 이의 제조방법
WO2021125885A1 (ko) 표면품질과 전기저항 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
WO2019124997A1 (ko) 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2018117703A1 (ko) 희생방식성 및 도금성이 우수한 고망간 용융 알루미늄 도금강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16879400

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018532607

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2016879400

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016879400

Country of ref document: EP

Effective date: 20180724