KR20180088474A

KR20180088474A - 표면 품질 및 저온 취성 파괴 저항성이 우수한 용융 아연계 도금강판

Info

Publication number: KR20180088474A
Application number: KR1020187020407A
Authority: KR
Inventors: 김상헌
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2015-12-22
Filing date: 2016-12-22
Publication date: 2018-08-03
Also published as: WO2017111484A1; KR102098515B1; EP3396008B1; JP2019505666A; US11078564B2; JP6667640B2; EP3396008A1; EP3396008A4; US20180363118A1; CN108431285A

Abstract

소지강판과 상기 소지강판 상에 형성된 용융 아연계 도금층을 포함하는 용융 아연계 도금강판에 있어서, 상기 용융 아연계 도금층은 미세조직으로 평균 원상당 직경이 120μm 이하인 Zn 단상조직을 포함하며, 상기 Zn 단상조직 중 {0001}면이 강판 표면에 평행한 결정 구조를 갖는 Zn 단상조직의 면적분율이 70% 이하인 용융 아연계 도금강판이 개시된다.

Description

표면 품질 및 저온 취성 파괴 저항성이 우수한 용융 아연계 도금강판

본 발명은 표면 품질 및 저온 취성 파괴 저항성이 우수한 용융 아연계 도금강판에 관한 것이다.

용융아연도금강판은 전기아연도금강판에 비해 제조 공정이 단순하고, 제품 가격이 저렴하여 최근 그 용도가 가전용 및 자동차용 등으로 광범위하게 확대되고 있다.

그런데, 일반적으로 용융아연도금강판의 경우, 전기아연도금강판과 달리, 성형시 도금층 일부가 금형에 부착되어 탈락되는 골링 현상이 발생하거나, 도장시 오렌지 필과 같은 표면 결함이 발생하는 등 표면 품질이 열위한 것으로 알려져 있으며, 그 이유는 다음과 같다.

통상적인 용융아연도금강판에는 스팡글 혹은 꽃무늬라고 불리우는 특유의 도금조직 형상을 나타내기 쉽다. 이러한 스팡글은 아연의 응고 반응의 특성에 기인하여 일어난다. 즉, 아연이 응고될 때 응고핵을 기점으로 하여 나무 가지 형태의 수지상정(Dendrite)이 성장하여 도금조직의 골격을 형성하고, 그 수지상정 사이에 남아 있던 미응고된 용융아연 풀(pool)이 최종적으로 응고되어 도금층 응고가 종료되게 되는데, 일반적으로 수지상정이 성장할 때 주위의 용융 상태의 아연을 소모하면서 응고하므로 수지상정 부위는 볼록하게 튀어나오고 풀부위는 오목하게 들어가는 도금층의 불균일이 야기되며, 이에 따라 표면 품질이 열화되는 것이다.

한국 등록특허공보 제0742832호에는 용융 상태의 아연 도금층의 응고시 도금층 표면에 인산염 수용액 액적을 분사하여 분사된 액적이 응고핵으로 작용토록 함으로써, 아연 결정의 평균 입자 직경을 0.1mm 이하로 제어하고, 이를 통해 용융아연도금강판의 표면 품질, 특히 선영성 및 골링성을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 그런데, 이 기술에 의해 제조된 용융아연도금강판의 경우, {0001}면이 강판 표면에 평행한 결정 구조를 갖는 아연 결정의 분율이 지나치게 높아 저온 취성 파괴 현상이 발생하는 문제가 있다.

본 발명의 여러 목적 중 하나는, 표면 품질 및 저온 취성 파괴 저항성이 우수한 용융 아연계 도금강판을 제공하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 소지강판과 상기 소지강판 상에 형성된 용융 아연계 도금층을 포함하는 용융 아연계 도금강판에 있어서, 상기 용융 아연계 도금층은 미세조직으로 평균 원상당 직경이 20~100μm인 Zn 단상조직을 포함하며, 상기 Zn 단상조직 중 {0001}면이 강판 표면에 평행한 결정 구조를 갖는 Zn 단상조직의 면적분율이 70% 이하인 용융 아연계 도금강판을 제공한다.

본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명의 일 실시예에 따른 용융 아연계 도금강판은 표면 외관이 매우 우수할 뿐만 아니라, 저온 취성 파괴 저항성이 매우 우수한 장점이 있다.

도 1은 T-peel test와 lab shear test를 비교하여 나타낸 것이다.
도 2의 (a)는 발명예 1에 따른 시편을 저온취성파괴 특성 평가 후 그 표면을 관찰한 사진이며, 도 2의 (b)는 비교예 1에 따른 시편을 저온취성파괴 특성 평가 후 그 표면을 관찰한 사진이다.

발명의 실시를 위한 최선의 형태

본 발명자들은 표면 품질이 우수할 뿐만 아니라, 저온에서 연성 파괴 특성을 가지는 용융 아연계 도금강판을 제공하기 위하여 다양한 검토를 행한 결과, 아연계 도금층의 성분 및 조성 범위를 적절히 제어함과 더불어 제조 조건을 적절히 제어하여, 아연 결정의 평균 입경 및 배향을 최적화함으로써, 의도하는 물성을 만족하는 용융 아연계 도금강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명의 일 측면인 표면 품질 및 저온 취성 파괴 저항성이 우수한 용융 아연계 도금강판에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면인 용융 아연계 도금강판은, 소지강판 및 용융 아연계 도금층을 포함한다. 본 발명에서는 소지강판의 종류에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 통상의 용융 아연계 도금강판의 소지로 사용되는 열연강판 또는 냉연강판일 수 있다. 다만, 열연강판의 경우 그 표면에 다량의 산화 스케일을 가지며, 이러한 산화 스케일은 도금 밀착성을 저하시켜 도금 품질을 저하시키는 문제가 있으므로, 산 용액에 의해 미리 산화 스케일을 제거한 열연강판을 소지로 함이 보다 바람직하다. 한편, 용융 아연계 도금층은 소지강판의 일면 또는 양면에 형성될 수 있다.

용융 아연계 도금층은 미세조직으로 평균 원상당 직경이 120μm 이하인 Zn 단상조직을 포함하며, 보다 바람직하게는, 평균 원상당 직경이 100μm 이하인 Zn 단상조직을 포함한다. 만약, Zn 단상조직의 평균 원상당 직경이 120μm를 초과할 경우 목적하는 표면 품질, 특히 선영성 및 골링성을 확보할 수 없다. 한편, Zn 단상조직의 평균 원상당 직경이 작을수록 선영성 및 골링성 확보에 유리하기 때문에 그 하한에 대해서는 특별히 한정할 필요가 없다. 다만, 평균 원상당 직경을 20μm 이하로 하기 위해서는 지나치게 빠른 냉각속도가 요구되며, 이에 따라 설비가 지나치게 커지는 문제가 있으며, 그 이하에서는 추가의 효과가 거의 없으므로, 이를 고려할 때 그 하한을 20μm로 한정할 수는 있다.

용융 아연계 도금층에 포함된 Zn 단상조직 중 {0001}면이 강판 표면에 평행한 결정 구조를 갖는 Zn 단상조직의 면적분율이 70% 이하인 것이 바람직하고, 65% 이하인 것이 보다 바람직하다.

본 발명자들의 연구 결과에 따르면, 도금 조직의 크기가 작아질수록 도금 조직의 {0001}면에 대한 우선 배향성이 증가하게 되는데, 특히, 도금 조직의 {0001}면에 대한 우선 배향성이 70% 이상이 되면 저온 접합 취성이 발생할 위험이 있다. 이는 도금 조직의 {0001}면에 대한 우선 배향성이 강할 경우 도금층에 수직한 방향으로 인장력이 걸릴 경우 아연의 변형 기구인 트윈 변형이 잘 생기지 않아서 발생하는 현상으로 추측된다. 이에, 본 발명에서 목적하는 저온 취성 파괴 저항성을 확보하기 위해서는 Zn 단상조직 중 {0001}면이 강판 표면에 평행한 결정 구조를 갖는 Zn 단상조직의 면적분율을 70% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 면적분율 값이 낮을수록 저온 취성 파괴 저항성 확보 측면에서는 유리하기 때문에 본 발명에서는 그 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.

이하, 상기와 같은 조직을 확보하기 위한 바람직한 용융 아연계 도금층의 성분 및 조성 범위에 대하여 상세히 설명한다.

일 예에 따르면, 용융 아연계 도금층은 Al: 0.15~0.4중량%, Mg, Ca 및 Mn 중 1종 이상: 합계 0.05~0.2중량%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.

Al: 0.15~0.4중량%

Al은 강 중 Fe와 반응하여 소지강판과 용융 아연계 도금층의 계면에 Fe-Al계 합금층을 형성함으로써, 용융 아연계 도금층의 밀착성을 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 Al을 0.15중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.4중량%를 초과할 경우 드로스 등의 결함 발생이 많아질 수 있으며, Zn-Al 이원 공정조직이 도금층 내에 생성되어 인산염처리성이 불량해질 문제가 발생할 수 있다.

Mg, Ca 및 Mn 중 1종 이상: 합계 0.05~0.2중량%

Mg, Ca 및 Mn은 도금층의 응고시 수지상정의 성장을 억제함으로써, Zn 단상조직의 평균 원상당 직경을 미세화하는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 Mg, Ca 및 Mn 중 1종 이상을 합계 0.05중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 이들의 함량이 과다할 경우, 도금층 표면에 드로스의 형태로 존재하게 되어 도금강판의 표면 품질을 열화시킬 우려가 있다. 이를 방지하기 위해서는 Mg, Ca 및 Mn 중 1종 이상을 합계 0.2중량% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.

이외에 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니며, 예를 들어, 본 발명에서 목적하는 효과를 보다 극대화하기 위하여 아래와 같은 성분을 추가로 포함할 수 있다.

Be: 0.0001~0.002중량%

Be은 도금층의 평활성을 향상시키는 역활을 하며, 또한 도금층 표층부에 존재하여 표면외관을 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 Be을 0.0001% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 소지철과 도금층과의 젖음성이 불량하여 미도금이 발생할 우려가 있는 바, 본 발명에서는 그 상한을 0.002중량%로 한정한다.

전술한 바와 같이, 이상에서 설명한 본 발명의 용융 아연계 도금강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 그 일 구현예로써 표면이 활성화된 강판을 소지로 하여 용융 아연계 도금하여 도금층을 형성하되, 도금층 냉각시 도금층의 응고핵이 도금층과 소지강판의 계면에서 생성된 직후에 인산염 수용액을 분사하여 냉각하는 방법에 의하여 제조될 수 있다. 이를 보다 구체적으로 설명하면 다음과 같다.

{0001}면의 우선 배향성은 도금층의 응고핵이 생성되는 위치와 냉각 속도에 의해 결정되는데, 만약, 도금층의 응고시 인산염 수용액을 분사하여 의도적으로 도금층의 표면에 응고핵을 생성하게 되면 도금조직의 크기가 작아질 뿐만 아니라 {0001}면의 우선 배향성이 증가한다. 이와 달리, 통상의 경우에는 상대적으로 온도가 낮은 도금층과 소지강판의 계면에서 응고핵이 우선적으로 생성되게 되며, 이와 같이 도금층과 소지강판의 계면에서 응고핵이 생성될 경우 {0001}면의 우선배향성이 낮아진다. 따라서, 도금층과 소지강판의 계면에서 응고핵이 생성된 직후 인산염 수용액을 분사할 경우 {0001}면의 우선 배향성을 크게 증가시키지 않으면서도 도금조직의 크기를 미세화할 수 있는 것이다.

도금층과 소지강판의 계면에서 응고핵이 생성되는 온도는 순수한 아연일 경우 419.5이나, 도금욕 중 Al의 농도가 증가할수록 응고핵이 생성되는 온도가 낮아지는 경향이 있다. 따라서, 도금층과 소지강판의 계면에서 응고핵이 생성된 직후의 온도를 여기서 특별히 한정할 수는 없으나, 대략 418℃ 내지 419.5℃라 할 것이다. 여기서, 도금층과 소지강판의 계면에서 응고핵이 생성된 직후라 함은 통상의 CGL (Continuous Galvanizing Line)을 기준으로 할 때, 에어 와이핑 장치를 통과한 강판의 표면부 엣지에 응고가 시작된 시점으로부터 약 1초 경과 후의 시점을 의미할 수 있다.

한편, 전술한 바와 같이, 본 발명에서는 응고핵이 생성된 후 인산염 수용액을 분사하기 때문에, 인산염 수용액을 분사하더라도 응고핵 형성이 촉진되는 것은 아니고, 단순히 도금조직의 성장이 억제되는 효과만을 얻을 수 있는 바, 통상의 강판을 소지로 하여 도금을 실시할 경우, 도금조직 미세화 효과를 충분히 얻을 수 없다. 따라서, 본 발명에서는 표면이 활성화된 강판을 소지로 함으로써 응고핵 생성을 촉진할 필요가 있는데, 응고핵 생성을 촉진하기 위한 방법으로는 다음의 방법을 들 수 있다.

첫째로, 도금전 소지강판의 표면에 미세 요철을 형성함으로써 불균질 핵생성(heterogeous nucleation)을 촉진시키는 방법을 들 수 있다. 도금 전 소재의 표면에 부여된 표면 요철이 응고핵에 미치는 영향을 분석한 결과, 표면에 부여된 다양한 파장의 표면 요철 중 파장(wave length)이 0.1~1μm의 범위에 해당하고, 파고(wave height)가 0.1~0.5μm의 범위에 해당할 경우 응고핵 생성이 촉진되어 응고핵 밀도가 증가함을 알아내었다. 여기서, 파장과 파고 각각은 평균값을 의미하며, 만약, 파장과 파고 중 어느 하나가 상기의 범위에서 벗어날 경우 응고핵 형성에 영향을 미치지 않는다. 한편, 상기와 같은 미세 표면 요철은 탈지 후 도금 전 샌드페이퍼에 의해 그 표면을 연마함으로써 형성할 수 있다.

둘째로, 도금전 소지강판의 표면에 이물질을 균일하게 분포시키는 방법을 들 수 있다. 예컨대, 소둔 전 소지강판을 탈지 처리하여 압연유를 제거시에 압연유를 완전히 제거하지 않고 일부 잔존시키는 방법을 들 수 있다. 이 경우 표면에 잔존한 탄소가 응고핵으로의 역할을 하게 된다. 이때 표면에 잔존하는 압연유의 양은 단위 면적당 10mg/m²~1g/m²의 범위가 적당하다.

발명의 실시를 위한 형태

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.

(실시예 1)

두께가 0.8 mm인 소지강판을 아세톤에 침지하고 초음파 세척하여 표면에 존재하는 압연유 등의 이물질을 제거하였다. 이후, 일반 용융도금 현장에서 강판의 기계적 특성 확보를 위해 실시하는 750℃ 환원 분위기 열처리를 실시하였다. 이후, 분당 80m로 이동되는 조건 하 Al 0.30중량%, Mg: 0.05중량%, Ca: 0.05중량%, Mn: 0.05중량% 및 Be: 0.002중량%을 포함하는 용융 아연 도금욕에 침지한 후, 에어와이핑하여 아연을 강판 양면 합계로 140g/m² 부착시킨 후에 냉각하여 도금층을 응고시켰다. 이때, 모든 예들은 1.5중량%의 인산수소암모늄 ((NH₄)₂HPO₄) 수용액 액적을 대전 분사(액적 분사량: 70g/m²) 하여 냉각하였으며, 압연유 잔존 여부와 인산염 분사 개시 시점만을 달리하여 제조하였다 이를 하기 표 3에 나타내었다. 하기 표 3의 압연유 잔존 여부에서 "○"는 의도적으로 압연유를 잔존시킨 경우로서, 단위 면적 당 300mg/m²의 압연유가 잔존하는 경우를 의미하고, "X"는 소지강판의 표면에 10 mg/m² 미만의 압연유가 잔존하는 경우를 의미한다. 또한, 하기 표 3의 인산염 분사 개시 시점에서, "응고 직전"은 에어 와이핑 장치를 통과한 강판의 표면부 엣지에 응고가 시작된 시점을 의미하고, "응고 직후"는 에어 와이핑 장치를 통과한 강판의 표면부 엣지에 응고가 시작된 시점으로부터 1초 경과 후를 의미하며, "응고 후"는 에어 와이핑 장치를 통과한 강판의 표면 온도가 415℃인 경우를 의미한다.

이후, 제조된 도금강판을 컴 성형하여 골링성을 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 1에 함께 나타내었다. 금형과 마찰된 면에 흠이 없이 양호한 표면을 얻을 때까지의 연속성형횟수가 200회 미만인 경우 "X", 200회 이상 400회 미만인 경우 "△", 400회 이상 500회 미만인 경우 "○", 500회 이상인 경우 "◎"로 평가하였다.

이후, 제조된 도금강판의 도장후 선영성을 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 1에 함께 나타내었다. 구체적으로 각각의 도금강판 상에 85μm 두께의 동일한 종류의 도막을 형성한 후, BYK Gardner 사의 Wavescan을 사용하여 LW 값을 10회 측정하여 평균을 구하였다.

이후, 제조된 도금강판의 저온취성파괴 특성을 평가하였고, 보다 구체적으로, T-peel test를 통해 연성파괴모드가 관찰되는지 여부를 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 1에 함께 나타내었다. 도 1에 도시한 바와 같이 T-peel test는 통상의 lab shear test와 달리 c-axis에 인장응력을 모사할 수 있다. 접착제의 면적은 12.5mm×12.5mm였고, 시편온도를 -40℃에서 20분 간 유지한 후, 인장시험기에서 450mm/min의 속도로 응력을 가하였다. -40℃에서 연성파괴 모드가 관찰될 경우 "○", 취성파괴 모드가 관찰될 경우 "X"로 평가하였다.

표 1에서 발명예 1-1의 경우는 스팽글 크기가 80μm이고, {0001}면의 우선배향성이 50%에 해당하여 골링성, 선영성 및 저온취성 파괴 특성 모두 우수하게 나타났다. 이는 표면에 잔존한 탄소가 응고핵으로 작용하여 응고가 도금층 계면에서 시작하고, Zn 수지상정이 성장할 때 인산염 수용액을 분사함으로써 스팽글 크기가 적고 랜덤 배향성을 갖는 도금층이 제조된 것으로 판단된다.

이와 달리, 비교예 1-1은 응고 직전에 인산염 수용액을 분사한 경우로, 스팽글 크기는 50μm로 매우 작았으나 Zn {0001}면이 발달하여 저온취성 파괴 특성이 불량하였다. 이는 강판에 부착된 수용액 액적이 응고핵으로 작용하고 응고가 급속하게 이루어졌기 때문으로 추정된다.

비교예 1-2는 강판온도가 415℃에서 인산염 수용액을 분사한 경우로 표면에 잔존한 탄소가 응고핵으로 작용은 하나 냉각 속도가 느려 스팽글 크기가 130μm로 되어 도장후 선영성이 불량하였다.

비교예 1-3, 1-4 및 1-5는 표면에 탄소를 완전히 제거하여 도금을 한 경우에 대한 것으로, 비교예 1-3은 비교예 1-1과 유사한 특성을 가지고 있었다. 이로부터 도금층의 응고가 시작되기 전에 인산염 수용액을 분사하는 경우에는 인산염 수용액이 응고핵으로 작용하기 때문에 표면 탄소의 잔존 효과가 없음을 알 수 있다.

비교예 1-4는 발명예 1-1과 비교하여 스팽글 크기가 150μm로 조대하여 골링성 및 도장후 선영성이 불량하였다. 즉 표면에 탄소가 없을 때는 응고시작시 도금층과 소지철 계면에서 응고핵 밀도가 낮아 스팽글의 크기 증가하는 것을 알수가 있다.

비교예 1-5는 강판 온도가 415℃에서 용액을 분사한 경우로 골링성과 도장후 선영성이 불량하였다. 비교예 1-5와 비교예 1-2를 비교하면 인산염 분사 조건이 동일함에도 비교예 2의 스팽글 크기가 130μm로 비교예 1-5의 150μm로 보다 작은 것은 강판 표면에 존재하는 탄소가 응고핵으로 작용하여 비교예 1-2에서 응고핵 밀도가 비교예 1-5보다 높아 스팽글이 작아진 것으로 추정된다.

이상 표 1로부터 도금전 강판 표면에 탄소를 존재시키고 응고가 시작된 후에 인산염 수용액을 분사하는 경우만이 본 발명에서 제안하는 바와 같이 스팽글 크기가 120μm 이하이고, {0001}면의 우선배향성이 70% 이하인 아연도금층이 형성됨을 알 수 있다.

한편, 도 2의 (a)는 발명예 1-1에 따른 시편을 저온취성파괴 특성 평가 후 그 표면을 관찰한 사진이며, 도 2의 (b)는 비교예 1-1에 따른 시편을 저온취성파괴 특성 평가 후 그 표면을 관찰한 사진이다. 도 2를 참조하면 발명예 1-1의 경우 연성파괴가 발생하였으며, 비교예 1-1의 경우 취성파괴가 발생하였음을 시각적으로 확인할 수 있다.

(실시예 2)

두께가 0.8 mm인 소지강판을 아세톤에 침지하고 초음파 세척하여 표면에 존재하는 압연유 등의 이물질을 제거할 때 압연유를 완전히 제거하지 않고 강판 표면에 300 mg/m²이 남도록 하였다. 이후, 일반 용융도금 현장에서 강판의 기계적 특성 확보를 위해 실시하는 750℃ 환원 분위기 열처리를 실시하였다. 이후, 분당 80m로 이동되는 조건 하 하기 표 2의 조성을 갖는 용융 아연 도금욕에 침지한 후, 에어와이핑하여 아연을 강판 양면 합계로 140g/m² 부착시킨 후에 냉각하여 도금층을 응고시켰다. 모든 실시예들은 인산수소암모늄((NH₄)₂HPO₄) 수용액 액적을 대전 분사하여 냉각하였으며, 에어 와이핑 장치를 통과한 강판의 표면부 엣지에 응고가 시작된 시점으로부터 1초 경과 후 액적 분사를 개시하였다. 이때, 수용액의 농도는 1.5중량%였고, 액적의 분사량은 70g/m²이었다.

이후, 실시예 1과 동일한 방법 및 기준에 의해 골링성, 도장후 선영성 및 저온취성파괴 특성을 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

표 3을 참조할 때, 본 발명에서 제안하는 조건을 모두 만족하는 발명예 2-1 내지 2-7의 경우 골링성, 도장 후 선영성 및 저온 취성 파괴 특성이 모두 우수하게 나타남을 확인할 수 있다. 특히, 도금욕 중 Be를 미량 첨가한 발명예 2-6 및 2-7의 경우 도장 후 선영성이 매우 우수하게 나타났다.

이에 반해, 비교예 2-1 및 2-2는 은 Ca 및 Mn의 합이 0.2중량%를 초과하는 경우로서 {0001}면에 대한 우선배향성은 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하나, 도장후 선영성이 불량하였다. 이는 도금층에 Ca 및 Mn이 드로스 형태로 도금층에 존재하여 선영성을 불량하게 만든 것으로 추정된다. 비교예 2-3은 Ca, Mn 및 Be을 첨가하지 않은 경우로서 스팽글 크기가 300μm 정도로 커서 선영성과 골링성이 불량하였다. 비교예 2-4는 Mg함량이 0.25중량%로 높은 경우로 선영성이 약간 불량하였는데 이는 도금층에 포함된 Mg이 응고 과정 중에 산화되어 표면에 줄무늬가 일명 헤어라인 결함이 나타나는 현상이 관찰되었다. 비교예 2-5는 Mg, Ca 및 Mn의 합이 0.3중량%인 경우로 도금층 표면에 드로스 형태의 점상 결함이 관찰되어 이로 인해 도장후 선영성이 불량하였다.

Claims

소지강판과 상기 소지강판 상에 형성된 용융 아연계 도금층을 포함하는 용융 아연계 도금강판에 있어서,
상기 용융 아연계 도금층은 미세조직으로 평균 원상당 직경이 120μm 이하인 Zn 단상조직을 포함하며,
상기 Zn 단상조직 중 {0001}면이 강판 표면에 평행한 결정 구조를 갖는 Zn 단상조직의 면적분율이 70% 이하인 용융 아연계 도금강판.
제1항에 있어서,
상기 용융 아연계 도금층은 미세조직으로 평균 원상당 직경이 20~100μm인 Zn 단상조직을 포함하는 용융 아연계 도금강판.
제1항에 있어서,
상기 용융 아연계 도금층은 중량%로, Al: 0.15~0.4%, Mg, Ca 및 Mn 중 1종 이상: 합계 0.05~0.2%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 용융 아연계 도금강판.
제3항에 있어서,
상기 용융 아연계 도금층은 중량%로, Be: 0.0001~0.002%를 더 포함하는 용융 아연계 도금강판.