WO2018124629A1 - 점용접성 및 내식성이 우수한 아연합금도금강재 - Google Patents

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곽영진
최두열
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Definitions

  • the present invention relates to a zinc alloy plated steel having excellent spot weldability and corrosion resistance, and more particularly to a zinc alloy plated steel having excellent spot weldability and corrosion resistance applicable to automobiles, home appliances and building materials.
  • the zinc plating method that suppresses the corrosion of iron through the cathode method is widely used to manufacture steel materials with high corrosion resistance due to its excellent anticorrosive performance and economic efficiency, and zinc plated zinc throughout the industry such as automobiles, home appliances, and building materials.
  • the demand for plated steels is increasing.
  • the zinc plated steel has a characteristic of sacrificial corrosion protection in which zinc having a lower redox potential than iron is corroded first when exposed to a corrosive environment, thereby suppressing corrosion of the steel.
  • the zinc of the plated layer is oxidized. By forming a dense corrosion product on the surface to block the steel from the oxidation atmosphere to improve the corrosion resistance of the steel.
  • galvanized steel or zinc alloy plated steel (hereinafter referred to as 'zinc-based plated steel') is generally processed into parts by machining and then welded by spot welding, etc., and used as a product.
  • 'zinc-based plated steel' galvanized steel or zinc alloy plated steel
  • the molten zinc in spot welding penetrates along the iron grain boundary to cause brittle cracks.
  • liquid metal embrittlement (LME) is a problem that occurs.
  • FIG. 1 is an enlarged photograph of a welded portion of a welded member in which LME cracks are generated by spot welding.
  • the cracks generated in the upper and lower portions of the nugget are called Type A cracks
  • Type B cracks the cracks generated in the weld shoulders
  • Type C cracks the cracks generated inside the steel sheet by misalignment of the electrodes during welding. do.
  • Type B and C cracks have a great influence on the stiffness of the material, preventing cracks from welding is a key requirement in the art.
  • One of several objects of the present invention is to provide a zinc alloy plated steel material excellent in spot weldability and corrosion resistance.
  • preparing a Zn plated steel sheet having a Zn plated layer is formed, by lifting and heating the coating material by an electromagnetic force in a vacuum chamber to generate a vapor deposition, the vapor deposition vapor on the surface of the Zn plated steel sheet Forming a Zn-Mg alloy layer by inductively spraying to form an Mg deposition layer, and heat-treating the Zn plated steel sheet on which the Mg deposition layer is formed at a temperature of 250 ° C.
  • the Zn plating layer and and the ratio of the weight of the Mg deposition layer to the total weight of the Mg deposition layer is 0.13 to 0.24
  • the Oh sum of the Zn layer and the Zn-Mg coating weight of the alloy layer is 40g / m 2 or less (excluding 0g / m 2)
  • the zinc alloy plated steel according to the present invention is excellent in spot welding, and thus, a high-strength steel containing austenite or residual austenite as a microstructure, and high P addition high-strength IF (Interstitial Free) ) Even when steel is used, the occurrence of liquid metal embrittlement (LME) is effectively suppressed.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the multi-layer zinc alloy plated steel according to the present invention can ensure excellent corrosion resistance even with a small amount of adhesion, and accordingly, there is an advantage in being environmentally friendly and economical.
  • FIG. 1 is an enlarged photograph of a welded portion of a welded member in which LME cracks are generated by spot welding.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing a corrosion process of the plated steel.
  • FIG. 4 is a schematic diagram of an electromagnetic flotation physical vapor deposition apparatus.
  • FIG. 5 is a photograph observing a weld after spot welding on a zinc alloy plated steel material of Inventive Example 5.
  • the Mg content in the plating layer is usually controlled at a maximum of about 10% by weight. This is because the Zn-Mg-based intermetallic compound having a low melting point in the Zn-Mg plating layer is easily dissolved to cause liquid metal embrittlement.
  • the Mg content in the plating layer exceeds 10% by weight, when the average content falls within a certain range and the average grain size of the grains forming the Zn-Mg alloy layer falls within a certain range. On the contrary, it was found that the spot weldability was remarkably improved and the present invention was completed.
  • the zinc alloy plated steel material of the present invention includes a base iron and a Zn plating layer and a Zn-Mg alloy layer sequentially formed on the base iron.
  • the form of the base iron is not particularly limited, and may be, for example, a steel sheet or a steel wire.
  • the alloy composition of the base iron is not particularly limited, but as an example, the base iron is in weight%, C: 0.10 to 1.0%, Si: 0.5 to 3%, Mn: 1.0 to 25%, Al : 0.01 to 10%, P: 0.1% or less (excluding 0%), S: 0.01% or less (excluding 0%), the balance Fe and unavoidable impurities, in this case, C, Si, Mn, P And the content of S may satisfy the following relation 1. Meanwhile, the base iron having the composition as described above may include austenite or residual austenite as a microstructure.
  • each of [C], [Mn], [Si], [P] and [S] means the content (% by weight) of the corresponding element
  • the liquid metal embrittlement (LME) in the spot welding can be mainly a problem, for the following reasons.
  • the austenite or residual austenite structure has a weaker grain boundary than other tissues.
  • liquid molten zinc penetrates into the austenite or residual austenite structure grains on the welded part to crack. This will cause the liquid metal embrittlement of brittle fracture.
  • the Zn plating layer is formed on the base iron to protect the base iron from a corrosive environment, and may be formed by any one of electroplating, hot dip plating, and physical vapor deposition (PVD).
  • PVD physical vapor deposition
  • the Zn plating layer is more preferably an electroplating layer or a plating layer by physical vapor deposition.
  • the Zn-Mg alloy layer is formed on the Zn plating layer, and will be obtained by mutual diffusion of Zn and Mg in the Zn plating layer and the Mg deposition layer, as will be described later.
  • the present invention is characterized in that the ratio of the weight of Mg contained in the Zn-Mg alloy layer to the total weight of the Zn plating layer and Zn-Mg alloy layer is 0.13 to 0.24. More preferred ratio of Mg weight is 0.157 to 0.20.
  • the Zn-Mg alloy layer may include a Zn single phase, an Mg single phase, an Mg 2 Zn 11 alloy phase, an MgZn 2 alloy phase, an MgZn alloy phase, an Mg 7 Zn 3 alloy phase, or the like as the structure thereof. And when the ratio of the Mg weight contained in the Zn-Mg alloy layer to the total weight of the Zn-Mg alloy layer is controlled in the above range, during spot welding, the Zn plating layer on the weld and the Zn-Mg alloy layer are melted to form a 90 area.
  • the alloy layer was changed to a single layer containing at least% (including 100 area%) of the MgZn 2 alloy phase, and in this case, liquid metal embrittlement (LME) was effectively suppressed.
  • FIG. 2 which is a phase equilibrium diagram of the Mg-Zn binary alloy, it is assumed that the melting point of the plating layer is high and the time for which the molten plating layer remains in the liquid phase is minimized.
  • the remainder structure of the MgZn 2 alloy phase other than the MgZn 2 alloy phase in the plating layer on the welded portion is not particularly limited.
  • the MgZn 2 alloy phase remaining residue may be an Mg 2 Zn 11 alloy phase.
  • phase fraction measurement may be analyzed and measured using a more precise TEM-based crystal orientation mapping technique (TEM-ASTAR) along with a standardless rietveld quantitative analysis method using general XRD, but is not necessarily limited thereto.
  • phase transformation process of the Zn-Mg alloy plating layer may be analyzed using high temperature in-situ emission light XRD.
  • a continuous measurement may be used to analyze the phase transformation process of the Zn-Mg alloy plating layer, but is not limited thereto.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing the corrosion process of the plated steel
  • Figure 3 (a) is a schematic diagram when the grain size is fine
  • Figure 3 (b) is a schematic diagram when the grain size is coarse. Referring to FIG. 3, it can be seen that when the grain size is fine, a relatively dense and uniform corrosion product is formed during the progress of corrosion, which may help to delay the corrosion relatively.
  • the average particle diameter of the crystal grains constituting the Zn-Mg alloy layer also significantly affects the spot weldability of the plated steel.
  • the average grain size of the grains is below a certain level, the generation of Type B cracks is significantly reduced, which is presumably because the movement of atoms in the molten plating layer is active, which is advantageous for securing a desired structure.
  • the average particle diameter of the grains constituting the Zn-Mg alloy layer is 100 nm. It is preferable to manage so that it may be below (except 0 nm).
  • the average particle diameter means the average long diameter of the crystal grains detected by observing the cross section in the thickness direction of the plating layer.
  • the sum of the Zn layer and the Zn-Mg coating weight of the alloy layer may be 40g / m 2 or less (0g / m 2 negative).
  • the higher the adhesion amount of the Zn plating layer and the Zn-Mg alloy layer may be advantageous in terms of corrosion resistance, but the increase in the adhesion amount may cause liquid metal embrittlement (LME) in spot welding. It can be limited to a range.
  • the more preferable range of the sum of the adhesion amounts of the Zn plating layer and the Zn-Mg alloy layer considering both corrosion resistance and spot weldability is 10 to 35 g / m 2 , and still more preferably 15 to 30 g / m 2 .
  • Zinc alloy plated steel of the present invention described above can be produced by a variety of methods, the production method is not particularly limited. However, it can be manufactured by the following method as an embodiment.
  • the Zn plating layer on the base iron can be formed by electroplating or physical vapor deposition.
  • an Mg deposition layer is formed on the Zn plating layer.
  • the Mg deposition layer is preferably formed by an electromagnetic flotation physical vapor deposition method having an electromagnetic stirring (Electromagnetic Stirring) effect.
  • FIG. 4 is a schematic diagram of the device for the electromagnetic flotation physical vapor deposition It is. Referring to FIG. 4, a large amount of vapor deposition formed by the above method is sprayed at high speed through the plurality of nozzles of a vapor distribution box to form a deposition layer.
  • a coating material is provided inside the crucible, and vaporization of the coating material is performed by heating a crucible equipped with the coating material.
  • the coating is performed due to melting of the crucible and heat loss by the crucible.
  • the degree of vacuum inside the vacuum deposition chamber is 1.0 ⁇ 10 - this also controlled preferably under the conditions of 5mbar and, in this case, the brittleness increases and the physical properties degradation due to the oxide formed from the deposition layer forming process - 3 mbar to about 1.0 ⁇ 10 Can be effectively prevented.
  • the temperature of the coating material to be supported is preferably adjusted to 700 ° C. or higher, more preferably 800 ° C. or higher, and even more preferably 1000 ° C. or higher. If the temperature is less than 700 ° C., there is a fear that the grain refining effect may not be sufficiently secured. On the other hand, the higher the temperature of the coating material to be supported is advantageous to achieve the desired technical effect, the present invention is not particularly limited to the upper limit, if the temperature is above a certain level, the effect is not only saturated, but also the process cost It becomes too high, and when considering this, the upper limit can be limited to 1500 degreeC.
  • the temperature of the Zn plated steel before and after deposition is preferably adjusted to 100 ° C. or less. If the temperature exceeds 100 ° C., the degree of vacuum is maintained when passing through the exit multi-step differential pressure reduction system by the semi-curve in the width direction due to the temperature unevenness of the steel sheet. Can interfere.
  • the Zn plated steel material on which the Mg deposition layer is formed is heat-treated at a temperature of 250 ° C. or higher to form a Zn-Mg alloy layer.
  • the reason why the heat treatment temperature is limited to 250 ° C. or higher is that when the heat treatment temperature is less than 250 ° C., the mutual diffusion of Zn and Mg in the Zn plating layer and the Mg deposition layer may not easily occur.
  • the upper limit of the heat treatment temperature is not particularly limited, but if the temperature is 320 ° C. or higher, an alloy phase of brittle zinc and iron is formed at the interface between the base iron and the Zn plating layer, and thus sealer adhesion. It may be disadvantageous in terms of aspects, and in view of this, the upper limit may be limited to less than 320 °C.
  • the heat treatment method is not particularly limited, but may be, for example, by induction heating or ultraviolet heating, and the heating time may be 3 sec to 100 sec. If the heating time is less than 3 sec, the alloying may not occur sufficiently, and thus the Mg deposition layer may remain. On the other hand, if the heating time exceeds 100 sec, alloying between the steel sheet and the Zn plating layer may proceed.
  • the current applied to the pair of electromagnetic coils is 1.2 kA
  • the frequency applied to the pair of electromagnetic coils is 60 kHz based on 2 kg of the deposition material
  • the temperature of the coated coating material. was set at 1000 ° C.
  • the temperature of the steam distribution box was kept at 900 ° C.
  • the temperature of the base iron before and after vapor deposition was kept at 60 degreeC.
  • Electro-galvanized steel sheet with Mg deposition layer is passed through the exit strip-lock and then released into the atmosphere. Alloying heat treatment was performed in the heat treatment zone using induction heating. In all examples, the heat treatment temperature was constant at 280 ° C. and the heat treatment time at 10 sec.
  • the ratio of the total adhesion amount and Mg weight of the zinc alloy plated steel produced by the ICP (Inductively Coupled Plasma) method was measured. More specifically, after cutting into a specimen of 80mmX80mm size, the surface was degreased, the first basis weight (W1: 0.0000g) using a high precision balance. Thereafter, the front part was attached to the O-ring 54.5 mm dia-only column by clamping to prevent leakage of the solution. Thereafter, 30 cc of 1: 3 HCl solution was added, followed by adding 2-3 drops of inhibitor. After the generation of H 2 gas at the surface was complete, the solution was collected in a 100 cc mass flask.
  • ICP Inductively Coupled Plasma
  • the remaining amount of the surface was collected using a washing bottle and collected below 100cc. Then, after the specimen was completely dried, the second basis weight (W2) was performed, and the value obtained by dividing the difference between the first basis weight value and the second basis weight value by the unit area was the total adhesion of the zinc alloy plated steel. On the other hand, the collected solution was measured by the ICP method Mg content, which was taken as the ratio of Mg weight.
  • the average particle diameter of the crystal grains which form a Zn-Mg alloy layer was measured.
  • the average particle diameter of the crystal grains which form the Zn-Mg alloy layer of all the examples was 100 nm or less.
  • weldability is cut into 40mmX120mm size specimens according to the SEP 1220-2 standard, 100 spot welding is performed on each specimen, and the presence and size of Type B cracks are measured. It was.
  • Type B cracks occur in some or all specimens, and the average length of Type B cracks is 0.1 times less than the thickness of steel (cold rolled steel).
  • Type B cracks occur in some or all specimens, and the average length of Type B cracks is less than 0.2 times the thickness of the steel (cold rolled steel).
  • Type B cracks occur in some or all specimens and the average length of Type B cracks exceeds 0.2 times the thickness of the steel (cold rolled steel).
  • Corrosion resistance was measured by cutting each multilayer zinc alloy plated steel into 75 mm X 150 mm size specimens, performing a salt spray test according to JIS Z2371, and measuring the initial red-blue occurrence time.
  • Figure 5 is a photograph observing the weld after spot welding the zinc alloy plated steel material of Inventive Example 5.
  • the zinc alloy plated steel material of the present invention may visually confirm that Type C cracks are not generated at all as well as Type B cracks in the weld portion.

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Abstract

소지철, 상기 소지철 상에 형성된 Zn 도금층, 및 상기 Zn 도금층 상에 형성되고, Zn 및 Mg의 상호 확산에 의해 얻어진 Zn-Mg 합금층을 포함하고, 상기 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 총 중량에 대한 상기 Zn-Mg 합금층에 함유된 Mg 중량의 비는 0.13 내지 0.24이고, 상기 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 부착량의 합은 40g/m2 이하(0g/m2 제외)인 아연합금도금강재와 이를 제조하는 방법이 개시된다.

Description

점용접성 및 내식성이 우수한 아연합금도금강재
본 발명은 점용접성 및 내식성이 우수한 아연합금도금강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 자동차, 가전 제품 및 건축자재 등에 적용될 수 있는 점용접성 및 내식성이 우수한 아연합금도금강재에 관한 것이다.
음극방식을 통해 철의 부식을 억제하는 아연도금법은 방식 성능 및 경제성이 우수하여 고내식 특성을 갖는 강재를 제조하는데 널리 사용되고 있으며, 자동차, 가전 제품 및 건축자재 등 산업 전반에 걸쳐 아연이 도금된 아연도금강재에 대한 수요가 증가하고 있다.
이러한 아연도금강재는 부식환경에 노출되었을 때 철보다 산화환원전위가 낮은 아연이 먼저 부식되어 강재의 부식이 억제되는 희생방식(Sacrificial Corrosion Protection)의 특성을 가지며, 이와 더불어 도금층의 아연이 산화되면서 강재 표면에 치밀한 부식생성물을 형성시켜 산화분위기로부터 강재를 차단함으로서 강재의 내부식성을 향상시킨다.
그러나, 산업 고도화에 따라 대기오염이 증가하고 부식환경이 악화되고 있으며, 자원 및 에너지 절약에 대한 엄격한 규제가 이뤄지고 있어 종래의 아연도금강재보다 더 우수한 내식성을 갖는 강재 개발의 필요성이 높아지고 있다. 그 일환으로, 도금층에 마그네슘(Mg) 등의 원소를 첨가하여 강재의 내식성을 향상시키는 아연합금도금강재 제조 기술에 관한 연구가 다양하게 진행되고 있다.
한편, 아연도금강재 혹은 아연합금도금강재(이하, '아연계 도금강재'라 함)는 일반적으로 가공 등에 의해 부품으로 가공된 후 점용접 등으로 용접되어 제품으로 사용되게 되는데, 미세조직으로 오스테나이트 또는 잔류 오스테나이트를 포함하는 고강도 강재, 고 P 첨가 고강도 IF (Interstitial Free) 강재 등을 소지로 하는 아연계 도금강재의 경우 점용접시 용융 상태인 아연이 소지철 결정립계를 따라 침투하여 취성크랙을 유발하는 일명 액상금속취화(LME, Liquid Metal Embrittlement)가 발생하는 문제가 있다.
도 1은 점용접에 의해 LME 균열이 발생한 용접 부재의 용접부를 확대하여 관찰한 사진이다. 도 1에서 너깃 (Nugget) 상하부에 발생한 크랙은 Type A 크랙이라 하고, 용접 어깨부에서 발생한 크랙은 Type B 크랙이라 하며, 용접시 전극의 misalignment에 의해 강판의 내부에 발생된 크랙은 Type C 크랙이라 한다. 이중, Type B 및 C 크랙은 재료의 강성에 큰 영향을 미치기 때문에, 용접시 크랙의 발생을 방지하는 것이 당 기술 분야에서 핵심 요구 사항이라 할 것이다.
본 발명의 여러 목적 중 하나는, 점용접성 및 내식성이 우수한 아연합금도금강재를 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 소지철, 상기 소지철 상에 형성된 Zn 도금층, 및 상기 Zn 도금층 상에 형성되고, Zn 및 Mg의 상호 확산에 의해 얻어진 Zn-Mg 합금층을 포함하고, 상기 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 총 중량에 대한 상기 Zn-Mg 합금층에 함유된 Mg 중량의 비는 0.13 내지 0.24이고, 상기 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 부착량의 합은 40g/m2 이하(0g/m2 제외)인 아연합금도금강재를 제공한다.
본 발명의 다른 측면은, Zn 도금층이 형성된 Zn 도금강판을 준비하는 단계, 진공 챔버 내에서 전자기력에 의해 코팅 물질을 부양 및 가열하여 증착 증기를 생성하고, 상기 증착 증기를 상기 Zn 도금강판의 표면에 유도 분출하여 Mg 증착층을 형성하는 단계, 및 상기 Mg 증착층이 형성된 Zn 도금강판을 250℃ 이상 320℃ 미만의 온도로 열처리하여 Zn-Mg 합금층을 형성하는 단계를 포함하고, 상기 Zn 도금층 및 Mg 증착층의 총 중량에 대한 상기 Mg 증착층의 중량의 비는 0.13 내지 0.24이고, 상기 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 부착량의 합은 40g/m2 이하(0g/m2 제외)인 아연합금도금강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명에 따른 아연합금도금강재는 점용접성이 우수하며, 이에 따라, 미세조직으로 오스테나이트 또는 잔류 오스테나이트를 포함하는 고강도 강재, 고 P 첨가 고강도 IF (Interstitial Free) 강재 등을 소지로 한 경우에도 액상금속취화(LME, Liquid Metal Embrittlement)의 발생이 효과적으로 억제되는 장점이 있다.
또한, 본 발명에 따른 다층 아연합금도금강재는 적은 부착량으로도 우수한 내식성을 확보할 수 있으며, 이에 따라, 환경 친화적이고 경제성이 우수한 장점이 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 이다.
도 1은 점용접에 의해 LME 균열이 발생한 용접 부재의 용접부를 확대하여 관찰한 사진이다.
도 2는 Mg-Zn 2원계 합금의 상평형도이다.
도 3은 도금강재의 부식 과정을 나타낸 모식도이다.
도 4는 전자기 부양 물리 기상 증착 장치의 모식도이다.
도 5는 발명예 5의 아연합금도금강재를 대상으로 점용접 후 용접부를 관찰한 사진이다.
Zn-Mg 합금도금강재의 경우 Mg의 함량이 증가함에 따라 내식성 측면에서는 유리하나 점용접성 측면에서는 불리한 것으로 알려져 있으며, 이에 따라, 통상적으로 도금층 내 Mg 함량을 최대 10중량% 정도로 관리하고 있다. 이는, Zn-Mg 도금층 내 융점이 낮은 Zn-Mg계 금속간 화합물이 쉽게 용해되어 액상금속취화를 유발하기 때문이다. 그런데, 본 발명자들의 추가적인 연구 결과 도금층 내 Mg 함량이 10중량%를 초과하는 경우에도 그 평균 함량이 일정 범위 내에 해당함과 동시에 Zn-Mg 합금층을 이루는 결정립들의 평균 결정립 크기가 일정 범위 내에 해당할 경우, 도리어 점용접성이 현저히 향상되게 됨을 알아내고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 점용접성 및 내식성이 우수한 아연합금도금강재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 아연합금도금강재는 소지철과 상기 소지철 상에 순차로 형성된 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층을 포함한다. 본 발명에서는 상기 소지철의 형태에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 강판 또는 강선재일 수 있다.
또한, 본 발명에서는 소지철의 합금 조성에 대해서도 특별히 한정하지 않으나, 일 예로서, 소지철은 중량%로, C: 0.10~1.0%, Si: 0.5~3%, Mn: 1.0~25%, Al: 0.01~10%, P: 0.1% 이하(0% 제외), S: 0.01% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있으며, 이 경우, 상기 C, Si, Mn, P 및 S의 함량은 하기 관계식 1을 만족할 수 있다. 한편, 상기와 같은 조성을 갖는 소지철은 미세조직으로 오스테나이트 또는 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있다.
[관계식 1] [C]+[Mn]/20+[Si]/30+2[P]+4[S]≥0.3
(여기서, [C], [Mn], [Si], [P] 및 [S] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
상기와 같은 합금 조성과 미세 조직을 가질 경우, 점용접시 액상금속취화(LME)가 주로 문제될 수 있으며, 그 이유는 다음과 같다. 즉, 오스테나이트 또는 잔류 오스테나이트 조직은 타 조직에 비해 결정립계가 취약한데, 점용접에 의해 응력이 작용하게 되면, 액상의 용융 아연이 용접부 상의 오스테나이트 또는 잔류 오스테나이트 조직의 결정립계에 침투하여 균열을 발생시키고, 이에 따라 취성파괴인 액상금속취화를 일으키게 되는 것이다.
그러나, 본 발명에서는 후술할 바와 같이, 액상의 용융 아연이 잔류하는 시간을 최소화하였기 때문에, 상기와 같은 합금 조성과 미세 조직을 갖는 강재를 소지로 하여 아연합금도금강재를 제조하더라도, 액상금속취화의 발생이 효과적으로 억제되게 된다. 다만, 소지철의 합금 조성이 상기의 범위를 만족하지 않는 경우에도 본 발명이 적용될 수 있음은 물론이라 할 것이다.
Zn 도금층은 소지철 상에 형성되어 소지철을 부식 환경으로부터 보호하는 역할을 하며, 전기 도금, 용융 도금, 물리 기상 증착(PVD, Physical Vapor Deposition) 중 어느 하나의 방법에 의해 형성될 수 있다.
다만, Zn 도금층이 용융 도금에 의해 형성될 경우, 소지철과 Zn 도금층의 계면에는 필연적으로 고저항인 Fe2Al5가 존재하고, 용접중 전극에 비전도성 Al2O3가 생성되며, 도금층 두께 편차가 상대적으로 커서 점용접성 측면에서 불리할 수 있다. 이를 고려할 때, 상기 Zn 도금층은 전기 도금층이거나 물리 기상 증착에 의한 도금층인 것이 보다 바람직하다.
*Zn-Mg 합금층은 Zn 도금층 상에 형성되며, 후술할 바와 같이, Zn 도금층과 Mg 증착층 내 Zn 및 Mg의 상호 확산에 의해 얻어진다.
본 발명은 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 총 중량에 대한 Zn-Mg 합금층에 함유된 Mg 중량의 비가 0.13 내지 0.24인 것을 특징으로 한다. 보다 바람직한 Mg 중량의 비는 0.157 내지 0.20이다.
Zn-Mg 합금층은, 그 조직으로 Zn 단상, Mg 단상, Mg2Zn11 합금상, MgZn2 합금상, MgZn 합금상, Mg7Zn3 합금상 등을 포함할 수 있는데, 본 발명자들은 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 총 중량에 대한 Zn-Mg 합금층에 함유된 Mg 중량의 비가 상기와 같은 범위로 제어될 경우, 점용접시, 용접부 상의 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층은 용융되어 90면적% 이상(100면적% 포함)의 MgZn2 합금상을 포함하는 단층의 합금층으로 변화되며, 이 경우, 액상금속취화(LME)가 효과적으로 억제되게 됨을 알아냈다. 이는 Mg-Zn 2원계 합금의 상평형도인 도 2를 통해 알 수 있듯이, 도금층의 융점이 높아 용융된 도금층이 액상으로 잔류하는 시간이 최소화되기 때문인 것으로 추정된다. 한편, 본 발명에서는 용접부 상의 도금층 중 MgZn2 합금상 외 잔부 조직에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 제한되지 않는 일 예에 따르면, MgZn2 합금상 외 잔부는 Mg2Zn11 합금상일 수 있다.
여기서, 상(phase) 분율 측정은 일반적인 XRD를 이용한 standardless Rietveld quantitative analysis 방법과 함께 보다 정밀한 TEM-ASTAR (TEM-based crystal orientation mapping technique)를 이용하여 분석 및 측정할 수 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다. 한편, 고온 in-situ 방사광 XRD를 이용하여 Zn-Mg 합금 도금층의 상변태 과정을 분석할 수 있다. 보다 구체적으로, 가열속도 1.3℃/sec, 11.3℃/sec, 가열온도 780℃로 하여 시료를 가열하면서 XRD spectrum을 매 1초마다 한 프레임(frame)씩 가열 및 냉각 열싸이클 동안 총 900 프레임(frame)연속 측정하여 Zn-Mg 합금 도금층의 상변태 과정을 분석할 수 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다.
본 발명자들의 추가적인 연구 결과에 따르면, Zn-Mg 합금층을 이루는 결정립들의 평균 입경은 도금강재의 내식성에 상당한 영향을 미친다. 도 3은 도금강재의 부식 과정을 나타낸 모식도로서, 도 3의 (a)는 결정립 크기가 미세한 경우의 모식도이고, 도 3의 (b)는 결정립 크기가 조대한 경우의 모식도이다. 도 3을 참조할 때, 결정립 크기가 미세할 경우, 부식 진행시 상대적으로 치밀하고 균일한 부식 생성물이 형성되어, 상대적으로 부식 지연에 도움이 될 수 있음을 알 수 있다.
또한, Zn-Mg 합금층을 이루는 결정립들의 평균 입경은 도금강재의 점용접성에도 상당한 영향을 미친다. 결정립들의 평균 입경이 일정 수준 이하인 경우 Type B 크랙의 발생이 현저히 저감되게 되는데, 이는 용융된 도금층 내 원자들의 이동이 활발히 일어나 목적하는 조직 확보에 유리하기 때문인 것으로 추정된다.
이와 같이, 도금강재의 내식성 및 점용접성 양 측면을 고려할 때, Zn-Mg 합금층을 이루는 결정립들의 평균 입경의 상한을 적절히 관리할 필요가 있으며, Zn-Mg 합금층을 이루는 결정립들의 평균 입경은 100nm 이하(0nm 제외)가 되도록 관리함이 바람직하다. 여기서, 평균 입경이란 도금층의 두께 방향을 단면을 관찰하여 검출한 결정립들의 평균 장경을 의미한다.
일 예에 따르면, Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 부착량의 합은 40g/m2 이하(0g/m2 제외)일 수 있다. Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 부착량의 합이 클수록 내식성 측면에서는 유리할 수 있으나, 부착량 증가로 인해 점용접시 액상금속취화(LME)가 야기될 수 있는 바, 용접성 측면을 고려하여 그 상한을 상기의 범위로 한정할 수 있다. 한편, 내식성 및 점용접성 양 측면을 모두 고려한 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 부착량의 합의 보다 바람직한 범위는 10~35g/m2이고, 보다 더 바람직한 범위는 15~30g/m2이다.
이상에서 설명한 본 발명의 아연합금도금강재는 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 그 일 구현예로써 다음과 같은 방법에 의하여 제조될 수 있다.
먼저, 14중량% 이상의 HCl 수용액을 이용하여 소지철 표면의 산세, 린스 및 건조 하여 표면의 이물을 제거하고, 플라즈마 및 이온빔 등을 이용하여 자연산화막을 제거한 후 Zn 도금하여 Zn 도금층이 형성된 Zn 도금강재를 준비한다. 전술한 바와 같이, 소지철 상의 Zn 도금층은 전기 도금, 물리 기상 증착에 의해 형성할 수 있다.
다음으로, Zn 도금층 상에 Mg 증착층을 형성한다. 이때, Mg 증착층은 전자기 교반(Electromagnetic Stirring) 효과를 가지는 전자기 부양 물리 기상 증착법에 의해 형성함이 바람직하다.
여기서, 전자기 부양 물리 기상 증착법이란, 교류 전자기장을 생성하는 한 쌍의 전자기 코일에 고주파 전원을 인가하여 전자기력을 발생시키면, 코팅 물질(본 발명의 경우, Mg)이 교류 전자기장에 둘러싸인 공간에서 외부의 도움 없이 공중에 부상(浮上)하게 되며, 이와 같이 부상된 코팅 물질이 대량의 증착 증기(금속 증기)를 발생하게 되는 현상을 이용한 것으로서, 도 4에 이러한 전자기 부양 물리 기상 증착을 위한 장치의 모식도가 도시되어 있다. 도 4를 참조하면, 상기와 같은 방법에 의해 형성된 대량의 증착 증기는 증기 분배 박스(vapor distribution box)의 다수의 노즐을 통해 피코팅재의 표면으로 고속으로 분사되어 증착층을 형성하게 된다.
통상의 진공증착 장치에서는 코팅 물질이 도가니 내부에 구비되며, 코팅 물질의 기화는 이러한 코팅 물질이 구비된 도가니의 가열에 의해 이뤄지게 되는데, 이 경우, 도가니의 용융, 도가니에 의한 열 손실 등의 이유로 코팅 물질 자체에 충분한 열 에너지를 공급하는데 애로 사항이 있다. 이에 따라, 증착 속도가 느릴 뿐 아니라, 증착층을 이루는 결정립 크기를 미세화하는데도 일정한 한계가 존재한다.
그러나, 이와 달리, 전자기 부양 물리 기상 증착법에 의해 증착을 수행할 경우, 통상의 진공증착법과 달리, 온도에 따른 제약 조건이 없어 코팅 물질을 보다 고온에 노출시킬 수 있으며, 이에 따라, 고속 증착이 가능할 뿐 아니라, 결과적으로 형성된 증착층을 이루는 결정립 크기의 미세화를 달성할 수 있는 장점이 있다.
증착 공정시 진공 증착 챔버 내부의 진공도는 1.0 ×10- 3mbar 내지 1.0 ×10-5mbar의 조건으로 조절함이 바람직하며, 이 경우, 증착층 형성 과정에서 산화물 형성으로 인한 취성 증가 및 물성 저하 발생을 효과적으로 방지할 수 있다.
증착 공정시, 부양되는 코팅 물질의 온도는 700℃ 이상으로 조절함이 바람직하고, 800℃ 이상으로 조절함이 보다 바람직하며, 1000℃ 이상으로 조절함이 보다 더 바람직하다. 만약, 그 온도가 700℃ 미만일 경우 결정립 미세화 효과를 충분히 확보하지 못할 우려가 있다. 한편, 부양되는 코팅 물질의 온도가 높을수록 목적하는 기술적 효과 달성에 유리한 바, 본 발명에서는 그 상한에 대해 특별히 한정하지 않으나, 그 온도가 일정 수준 이상일 경우 그 효과가 포화될 뿐 아니라, 공정 비용이 지나치게 높아지는 바, 이를 고려할 때, 그 상한을 1500℃로 한정할 수 는 있다.
증착 전후 Zn 도금강재의 온도는 100℃ 이하로 조절함이 바람직하며, 만약, 100℃를 초과할 경우 폭강판의 온도 불균일도에 의해 폭 방향의 반곡으로 의해 출측 다단계 차등 감압 시스템 통과시 진공도 유지를 방해 할 수 있다.
다음으로, Mg 증착층이 형성된 Zn 도금강재를 250℃ 이상의 온도로 열처리하여 Zn-Mg 합금층을 형성한다. 여기서, 열처리 온도를 250℃ 이상으로 한정한 이유는, 열처리 온도가 250℃ 미만인 경우 Zn 도금층과 Mg 증착층 내 Zn 및 Mg의 상호 확산이 용이하게 일어나지 않을 수 있기 때문이다. 한편, 본 발명에서는 열처리 온도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 만약, 그 온도가 320℃ 이상일 경우 소지철과 Zn 도금층의 계면에 브리틀(brittle)한 아연과 철의 합금상이 형성되어 Sealer 밀착성 측면에서 불리할 수 있는 바, 이를 고려할 때, 그 상한을 320℃ 미만으로 한정할 수 있다.
본 발명에서는 열처리 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들어, 유도 가열 또는 자외선 가열 방식에 의할 수 있으며, 이때 가열 시간은 3sec 내지 100sec일 수 있다. 만약, 가열 시간이 3sec 미만일 경우 합금화가 충분히 일어나지 않아 Mg 증착층이 일부 잔류할 수 있으며, 반면, 100sec를 초과할 경우 강판과 Zn 도금층 간 합금화가 진행될 우려가 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
중량%로, C: 0.16%, Si: 1.43%, Mn: 2.56%, Al: 0.04%, P: 0.006%, S: 0.0029%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 두께 1.4mm의 자동차용 고강도 냉연강판 상에 하기 표 1에 기재된 두께를 갖는 전기 아연 도금층이 형성된 전기아연도금강판을 준비하고, 도 4의 장치(진공도 3.2 ×10- 3mbar)를 이용하여 하기 표 1과 같은 두께를 갖는 Mg 증착층을 형성하였다. 모든 예에 있어서, Mg 증착층 형성시, 한 쌍의 전자기 코일에 인가되는 전류는 1.2kA로, 한 쌍의 전자기 코일에 인가되는 주파수는 증착 물질 2kg를 기준으로 60kHz로, 부양된 코팅 물질의 온도는 1000℃로, 증기 분배 박스의 온도는 900℃로 일정하게 하였다. 또한, 증착 전후의 소지철의 온도는 60℃로 유지하였다. Mg 증착층이 형성된 전기아연도금강판은 Exit Strip-lock을 통과한 후 대기중으로 나와. 유도가열을 이용한 열처리 Zone에서 합금화 열처리를 실시 하였다. 모든 예에 있어서, 열처리 온도는 280℃, 열처리 시간은 10sec로 일정하게 하였다.
다음으로, ICP(Inductively Coupled Plasma) 법에 의해 제조된 아연합금도금강재의 총 부착량과 Mg 중량의 비를 측정하였다. 보다 구체적으로, 80mmX80mm 크기의 시편으로 절단하고, 표면을 탈지한 후, 고정밀 저울을 이용하여 1차 평량(W1: 0.0000g)하였다. 그 후, 전면부에 O-Ring 54.5mm dia 전용 컬럼에 클램프로 부착하여 용액이 누수되지 않도록 밀착시켰다. 이후, 1:3 HCl 용액 30cc 투입 후, 인히비터(inhibitor)를 2~3방울 투입하였다. 표면에서 H2 가스의 발생이 종료된 후, 용액을 100cc 매스 플라스크에 포집하였다. 이때, 세척병을 이용하여 표면의 잔량을 모두 포집하여 100cc 이하로 포집하였다. 이후, 시편을 완전 건조한 후, 2차 평량(W2)을 하였으며, 1차 평량 값과 2차 평량 값의 차이를 단위 면적으로 나눈 값을 아연합금도금강재의 총 부착량으로 하였다. 한편, 포집된 용액을 대상으로 ICP 법에 의해 Mg 함량을 측정하였으며, 이를 Mg 중량의 비로 하였다.
다음으로, Zn-Mg 합금층을 이루는 결정립들의 평균 입경을 측정하였다. 측정 결과, 모든 예들의 Zn-Mg 합금층을 이루는 결정립들의 평균 입경은 100nm 이하인 것으로 나타났다.
다음으로, 제조된 아연합금도금강재에 대하여 용접성 및 내식성을 평가하고, 그 결과를 하기 표 1에 함께 나타내었다.
보다 구체적으로, 용접성은 SEP 1220-2 규격에 따라 40mmX120mm 크기의 시편으로 절단하고, 각 시편에 걸쳐 총 100회 점용접을 실시한 후 Type B 크랙의 유무 및 그 크기를 측정하고, 아래와 같은 기준으로 평가하였다.
1. 매우 우수: 모든 시편에서 Type B 크랙이 발생하지 않은 경우
2. 우수: 일부 혹은 모든 시편에서 Type B 크랙이 발생하며, Type B 크랙의 평균 길이가 소지철(냉연강판) 두께의 0.1배 이하인 경우
3. 보통: 일부 혹은 모든 시편에서 Type B 크랙이 발생하며, Type B 크랙의 평균 길이가 소지철(냉연강판) 두께의 0.2배 미만인 경우
4. 불량: 일부 혹은 모든 시편에서 Type B 크랙이 발생하며, Type B 크랙의 평균 길이가 소지철(냉연강판) 두께의 0.2배를 초과하는 경우
내식성은 각각의 다층 아연합금도금강재를 75mmX150mm 크기의 시편으로 절단한 후, JIS Z2371에 의거하여 염수분무시험을 실시하여 초기 적청 발생 시간을 측정하고, 아래와 같은 기준으로 평가하였다.
1. 우수: 편면 부착량 60g/m2의 아연도금강판(GI 강판) 대비 적청 발생 시간이 2배 이상 긴 경우
2. 보통: 편면 부착량 60g/m2의 아연도금강판(GI 강판) 대비 적청 발생 시간이 동등 수준이거나, 2배 미만 긴 경우
3. 불량: 편면 부착량 60g/m2의 아연도금강판(GI 강판) 대비 적청 발생 시간이 짧은 경우
No. Zn 도금층두께 (μm) Mg 증착층 두께 (μm) Mg 중량 비* 점용접성 내식성 비고
1 2 0.96 0.105 4 1 비교예1
2 2 1.15 0.123 3 1 비교예2
3 2 1.20 0.127 3 1 비교예3
4 2 1.24 0.131 2 1 발명예1
5 2 1.51 0.155 2 1 발명예2
6 2 1.54 0.158 1 1 발명예3
7 2 1.68 0.170 1 1 발명예4
8 2 1.80 0.180 1 1 발명예5
9 2.5 2.25 0.180 1 1 발명예6
10 3 2.70 0.180 1 1 발명예7
11 4 3.60 0.180 1 1 발명예8
12 4.5 4.05 0.180 2 1 발명예9
13 2 2.03 0.198 1 1 발명예10
14 2 2.08 0.202 2 1 발명예11
15 2 2.25 0.215 2 1 발명예12
16 2 2.45 0.230 2 1 발명예13
17 2 2.57 0.238 3 1 비교예4
18 2 2.61 0.241 3 1 비교예5
19 2 2.74 0.250 4 1 비교예6
표 1을 참조할 때, 본 발명에서 제안하는 조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 13의 경우, 내식성 뿐만 아니라, 점용접성이 매우 우수하게 나타남을 확인할 수 있다. 더욱이 보다 우수한 점용접성 확보를 위해서는, Mg 중량의 비가 0.157 내지 0.20에 해당하고, Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 부착량의 합이 35 g/m2 이하로 제어함이 바람직하다는 것을 확인할 수 있다.
이에 반해, 비교예 1 내지 6 경우, Mg 중량 비가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어나, 점용접성이 열위하게 나타남을 확인할 수 있다.
한편, 도 5는 발명예 5의 아연합금도금강재를 대상으로 점용접 후 용접부를 관찰한 사진이다. 도 5를 참조하면, 본 발명의 아연합금도금강재는 용접부에 Type B 크랙 뿐만 아니라, Type C 크랙이 전혀 발생되지 않음을 시각적으로 확인할 수 있다.
이상에서 본 명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims (16)

  1. 소지철;
    상기 소지철 상에 형성된 Zn 도금층; 및
    상기 Zn 도금층 상에 형성되고, Zn 및 Mg의 상호 확산에 의해 얻어진 Zn-Mg 합금층을 포함하고,
    상기 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 총 중량에 대한 상기 Zn-Mg 합금층에 함유된 Mg 중량의 비는 0.13 내지 0.24이고, 상기 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 부착량의 합은 40g/m2 이하(0g/m2 제외)인 아연합금도금강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 총 중량에 대한 상기 Zn-Mg 합금층에 함유된 Mg 중량의 비는 0.157 내지 0.20인 아연합금도금강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 부착량의 합은 10~35g/m2인 아연합금도금강재.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 Zn-Mg 합금층을 이루는 결정립들의 평균 입경은 100nm 이하(0nm 제외)인 아연합금도금강재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 아연합금도금강재의 점용접시, 용접부 상의 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층은 단층의 합금층으로 변화되며,
    상기 용접부 상의 단층의 합금층은 90면적% 이상(100면적% 포함)의 MgZn2 합금상을 포함하는 아연합금도금강재.
  6. 제1항에 있어서,
    SEP 1220-2 규격에 따라 점용접을 실시하였을 때, Type B 크랙의 평균 길이가 소지철 두께의 0.1배 이하인 아연합금도금강재.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 Zn 도금층은 전기 Zn 도금층이거나 물리 기상 증착에 의한 Zn 도금층인 아연합금도금강재.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 소지철은 중량%로, C: 0.10~1.0%, Si: 0.5~3%, Mn: 1.0~25%, Al: 0.01~10%, P: 0.1% 이하(0% 제외), S: 0.01% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 아연합금도금강재.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 소지철에 포함된 C, Si, Mn, P 및 S의 함량은 하기 관계식 1을 만족하는 아연합금도금강재.
    [관계식 1] [C]+[Mn]/20+[Si]/30+2[P]+4[S]≥0.3
    (여기서, [C], [Mn], [Si], [P] 및 [S] 각각은 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
  10. 제8항에 있어서,
    상기 소지철은 미세조직으로 오스테나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상을 포함하는 아연합금도금강재.
  11. Zn 도금층이 형성된 Zn 도금강판을 준비하는 단계;
    진공 챔버 내에서 전자기력에 의해 코팅 물질을 부양 및 가열하여 증착 증기를 생성하고, 상기 증착 증기를 상기 Zn 도금강판의 표면에 유도 분출하여 Mg 증착층을 형성하는 단계; 및
    상기 Mg 증착층이 형성된 Zn 도금강판을 250℃ 이상 320℃ 미만의 온도로 열처리하여 Zn-Mg 합금층을 형성하는 단계를 포함하고,
    상기 Zn 도금층 및 Mg 증착층의 총 중량에 대한 상기 Mg 증착층의 중량의 비는 0.13 내지 0.24이고, 상기 Zn 도금층 및 Zn-Mg 합금층의 부착량의 합은 40g/m2 이하(0g/m2 제외)인 아연합금도금강재의 제조방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 Zn 도금층 및 Mg 증착층의 총 중량에 대한 상기 Mg 증착층의 중량의 비는 0.157 내지 0.20인 아연합금도금강재의 제조방법.
  13. 제11항에 있어서,
    상기 Zn 도금층은 전기 도금 혹은 물리 기상 증착에 의해 형성하는 아연합금도금강재의 제조방법.
  14. 제11항에 있어서,
    상기 부양된 코팅 물질의 온도는 700℃ 이상인 아연합금도금강재의 제조방법.
  15. 제11항에 있어서,
    상기 진공 챔버 내부의 진공도는 1.0 ×10- 3mbar 내지 1.0 ×10- 5mbar인 아연합금도금강재의 제조방법.
  16. 제11항에 있어서,
    상기 열처리는 유도 가열 또는 자외선 가열 방식에 의해 3sec 내지 100sec 동안 행해지는 아연합금도금강재의 제조방법.
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