WO2017111400A1 - 내마찰성 및 내백청성이 우수한 도금 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

내마찰성 및 내백청성이 우수한 도금 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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김종상
손일령
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    • Y10T428/12757—Fe

Definitions

  • the present invention relates to a plated steel material having excellent friction resistance and whiteness resistance and a manufacturing method thereof.
  • Zinc plating method that suppresses the corrosion of iron through the cathode method is widely used to produce steel having high corrosion resistance characteristics excellent corrosion resistance performance.
  • hot-dip galvanized steel which forms a plating layer by immersing steel in molten zinc, has a simpler manufacturing process and lower price than electric galvanized steel, and is widely used in automobiles, home appliances, and building materials. The demand is increasing.
  • Hot-dip galvanized steel has the characteristic of sacrificial corrosion protection where zinc, which has lower redox potential than iron, is corroded first when steel is exposed to corrosive environment, and corrosion of steel is suppressed.
  • the formation of dense corrosion products on the surface blocks the steel from the oxidizing atmosphere, thereby improving the corrosion resistance of the steel.
  • One of the various objects of the present invention is to provide a plated steel material having excellent friction resistance and whiteness resistance and a method of manufacturing the same.
  • the plated steel material having a plating layer containing the residual Zn and unavoidable impurities, the following formula 1 It provides a plated steel material.
  • [Mg] is the same S means the Mg concentration (% by weight) in the surface of the plating layer, [Mg] 1/2 is the thickness of the plating layer, 1 / 2t (t in the thickness direction from the surface of the coating layer and below) Mg concentration in weight (position)
  • Another embodiment of an aspect of the present invention is a plated steel material having a plating layer containing Al: 0.5 to 14%, Mg: 0.5 to 5%, balance Zn and unavoidable impurities in weight%, wherein the plating layer is included in the plating layer.
  • the ratio (C 1 / C) of the Mg content (C 1 , wt%) contained in the region from the surface of the plating layer to a position up to 1 / 7t in the thickness direction with respect to the average content (C 0 , wt%) of Mg. 0 ) provides a plated steel having a thickness of 1.02 or more.
  • One embodiment of another aspect of the present invention in a weight%, the step of preparing a plating bath containing Al: 0.5 to 14%, Mg: 0.5 to 5%, the balance Zn and unavoidable impurities, possessed in the plating bath Immersing the iron and performing plating to obtain a plated steel, adjusting a plating adhesion amount of the plated steel, and spraying and cooling a droplet of magnesium-based phosphate aqueous solution onto the plated steel having the plated deposition amount controlled thereto. It provides a method for producing a plated steel.
  • Another embodiment of another aspect of the present invention by weight%, preparing a plating bath containing Al: 0.5 to 14%, Mg: 0.5 to 5%, the balance Zn and unavoidable impurities, possessed in the plating bath Immersing the iron and performing plating to obtain a plated steel, adjusting the plating adhesion amount of the plated steel, and first cooling the plated steel having the plated adhesion amount adjusted to 5 / ° C. or less (excluding 0 / sec) Primary cooling to a primary cooling end temperature of greater than 380 ° C. and less than or equal to 420 ° C.
  • the plated steel according to an embodiment of the present invention has an advantage of excellent friction resistance and whitening resistance.
  • 1 is a result of measuring the change in the content of Al, Mg, Zn and Fe in accordance with the plating layer depth of the plated steel by GDS.
  • the plated steel material of this invention sequentially contains a base iron and a plating layer from the inside.
  • the base iron may be a base iron or wire, and in the present invention, the composition, microstructure and the like of the base iron is not particularly limited.
  • the plating layer is formed on the surface of the base iron, to prevent corrosion of the base iron in a corrosive environment.
  • the plating layer may include, by weight, Al: 0.5 to 14%, Mg: 0.5 to 5%, balance Zn, and inevitable impurities.
  • Mg is an element that plays a very important role in improving the corrosion resistance of the plated steel by forming a Zn-Al-Mg-based intermetallic compound by reacting with Zn and Al in the plated layer. If the content is too low, Mg is sufficient in the microstructure of the plated layer. Since a positive Zn-Al-Mg type intermetallic compound cannot be secured, there exists a possibility that the effect of improving corrosion resistance may not be enough. Therefore, the Mg in the plating layer may be included 0.5% by weight or more, preferably 1% by weight or more. However, when the content is excessive, not only the effect of improving the corrosion resistance is saturated, but also Mg oxide-related dross is formed in the plating bath, which may deteriorate the plating property.
  • the Zn-Al-Mg-based intermetallic compound having a high hardness in the microstructure of the plating layer may be formed too much, resulting in a decrease in bending workability. Therefore, the Mg in the plating layer may be included 5 wt% or less, preferably 3 wt% or less.
  • the Al in the plating layer is 0.5. It may be included by weight or more, preferably 1% by weight or more.
  • the Al in the plating layer may be included 14 wt% or less, preferably 11 wt% or less.
  • the present inventors have studied in depth to maximize the friction resistance and whitening resistance of the plated steel, and as a result, when the Mg contained in the plating layer is concentrated near the surface of the plating layer, the friction resistance and the whitening resistance of the plated steel can be improved.
  • Figured out The greater the surface concentration of Mg plated, the greater the hardness of the surface of the plated layer is, so that the friction resistance of the plated steel is improved, and a large amount of stable Mg-based corrosion product is formed at the surface layer of the initial layer of corrosion, thereby improving the whiteness of the plated steel. .
  • the concentration of Mg in the plated layer may satisfy the following Equation 1.
  • the more preferable range is 0.4 or more, and the most preferable range is 0.6 or more.
  • [Mg] S means Mg content (wt%) on the surface of the plating layer
  • [Mg] 1/2 is 1 / 2t in the thickness direction from the surface of the plating layer (t is the thickness of the plating layer, hereinafter the same) Mg content (% by weight) at the position.
  • the present invention though not particularly limited to a specific method for measuring the [Mg] S and [Mg] 1/2, for example, it is possible to use the following method. That is, after cutting the plated steel vertically, using the Glow Discharge Spectrometry (GDS), the content distribution of Mg, Zn and Fe in the cross section of the plated layer was measured, and then 0.5 mm in the thickness direction from the plated layer surface.
  • GDS Glow Discharge Spectrometry
  • the maximum value of the Mg content (% by weight) in the region within ⁇ m is defined as [M] S
  • the Mg content (% by weight) at the intermediate point where the contents of Zn and Fe coincide with each other from the surface of the plating layer is defined as [Mg ] Can be defined as 1/2 .
  • [M] S is defined as the maximum value of the Mg content (% by weight) in the region within 0.5 ⁇ m in the thickness direction from the plating layer surface, not simply the Mg content on the plating layer surface. This may be formed or other foreign matters are adsorbed, and accordingly, the GDS data of the plating layer pole surface layer may be data such as other foreign matters, not the original data of the plating layer.
  • the plated steel material of the present invention has a content of Mg (C 1 , in a region from the surface of the plated layer to a position up to 1 / 7t in the thickness direction relative to the average content (C 0 , wt%) of Mg contained in the plated layer).
  • Weight%) ratio (C 1 / C 0 ) may be 1.02 or more, more preferably 1.04 or more, most preferably 1.10 or more.
  • the present invention though not particularly limited to a specific method of measuring the C 0 and C 1, for example, it is possible to use the following method. That is, after cutting the plated steel vertically, the cross-sectional photograph is taken at 3,000 times with a field emission scanning microscope (FE-SEM), and EDS (Energy) is applied to 28 places at equal intervals from the surface of the plated layer to the interface. Dispersive Spectroscopy) was used for the point analysis of Mg content, and then the average value of Mg content measured at three places near the surface of the plating layer was defined as C 1 , and the average value of Mg content measured at all 28 sites including three places near the surface of the plating layer Can be defined as C 0 .
  • FE-SEM field emission scanning microscope
  • the independent claims of the present invention do not particularly limit this.
  • the above-described position distribution may be obtained by spraying and cooling a droplet of magnesium-based phosphate aqueous solution during cooling of the plating layer in a molten state.
  • the plating layer may include a Zn single phase structure and a Zn-Al-Mg based intermetallic compound as its microstructure.
  • a Zn single phase structure and a Zn-Al-Mg based intermetallic compound as its microstructure.
  • Zn-Al-Mg intermetallic compound e.g., Zn / Al / MgZn 2 3 won process organization, Zn / MgZn 2 2 won process organization, Zn-Al 2 At least one selected from the group consisting of raw process tissue and MgZn 2 single-phase tissue, but is not necessarily limited thereto.
  • the Zn single phase tissue may include 0.03% by weight or less (including 0% by weight) of Mg.
  • the solid state limit of Mg relative to Zn in the state diagram is 0.05% by weight, and Mg may contain up to 0.05% by weight of Zn single phase tissue.
  • Mg may contain up to 0.05% by weight of Zn single phase tissue.
  • the melting point of the Zn single-phase structure may be lowered to cause liquid metal embrittlement (LME) cracking during spot welding.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the upper limit of the content of Mg contained in the Zn single-phase tissue is 0.03% by weight, more preferably 0.01% by weight.
  • the present invention is not particularly limited thereto.
  • the present invention by controlling the plating bath inlet temperature and the plating bath temperature of the base iron or by spraying and cooling the droplets of the magnesium-based phosphate aqueous solution during cooling of the plating layer in the molten state, Content can be obtained.
  • the plated steel material of the present invention described above can be produced by various methods, the production method is not particularly limited. However, it can be manufactured by the following method as an embodiment.
  • the temperature of a plating bath is 440-460 degreeC, and it is more preferable that it is 445-455 degreeC.
  • the ratio of T 2 to T 1 is preferably controlled to 1.10 or less, more preferably 1.08 or less, and even more preferably 1.05 or less.
  • the surface temperature of the base steel sheet drawn into the plating bath means the surface temperature of the base steel sheet immediately before or after the plating bath immersion. In this way, if the low controlling the ratio (T 2 / T 1) of the T 2 for T 1, Zn single phase this will be mostly solidified at the interface between the plating layer and possessing iron, so that can be further facilitate the surface concentration of Mg have.
  • the wiping gas is preferably nitrogen (N 2 ) gas or argon (Ar) gas.
  • the plated steel whose plating adhesion amount is adjusted is cooled.
  • the cooling of the plated steel may be by any one of the following two methods.
  • Cooling by spraying droplets of aqueous solution of magnesium-based phosphate onto the plated steel material with a controlled coating deposition amount not only helps to improve the surface concentration of magnesium, but also rapidly cools the molten plating layer by an endothermic reaction, thereby causing Mg dissolved in the Zn single phase structure. It also helps to reduce the content of.
  • the magnesium-based phosphate aqueous solution may be, for example, Mg 3 (PO 4 ) 2 .
  • the droplet injection start temperature may be 405 ⁇ 425 ° C, more preferably 410 ⁇ 420 ° C.
  • droplet injection start temperature means the surface temperature of the plated steel material at the time of starting droplet injection. If the droplet injection start temperature is less than 405 ° C., solidification of the Zn single phase structure may already be initiated and surface concentration of Mg may not be effectively achieved. On the other hand, if the droplet injection start temperature is higher than 425 ° C., the endothermic reaction by droplet injection is effective. Because of this, there is a fear that securing the target organization is difficult.
  • the droplet injection may be a charge injection so that the magnesium-based phosphate droplets are attached by electrostatic attraction with the plated steel.
  • Such charging injection not only helps to form the droplets finely and uniformly, but also after the injected droplets collide with the surface of the plated steel, the amount of repelling is reduced, which is advantageous for rapid cooling of the molten plating layer. This is more effective in securing the surface concentration of magnesium plated layer.
  • the injection amount of the droplet may be 50 ⁇ 100g / m 2 . If the injection amount is less than 50 g / m 2 , the effect may be insufficient. On the other hand, if the injection amount exceeds 100 g / m 2 , the effect is saturated, which is not preferable.
  • the concentration of the magnesium-based phosphate aqueous solution may be 1 to 3% by weight. If the concentration of the phosphate aqueous solution is less than 1% by weight, the effect may not be sufficient. If the concentration of the phosphate solution is more than 3% by weight, the effect may not only be saturated, but in the case of continuous production, nozzle clogging may occur, which may interfere with the production. It may cause.
  • This step is performed to induce Zn to solidify near the interface between the base iron and the plating layer.
  • the cooling rate is preferably 5 ° C / sec or less (except 0 ° C / sec), more preferably 4 ° C / sec or less (except 0 ° C / sec), and 3 ° C / sec or less (0 Even more preferred). If the cooling rate exceeds 5 ° C / sec, solidification of Zn may be started from the surface of the plating layer having a relatively low temperature, and thus it may be difficult to secure a desired surface concentration of Mg. On the other hand, the lower the cooling rate, the more advantageous it is to secure the surface concentration ratio of Mg. Therefore, the lower limit of the cooling rate during the primary cooling is not particularly limited.
  • cooling end temperature is more than 380 degreeC and 420 degreeC or less, It is more preferable that it is 390 degreeC or more and 415 degrees C or less, It is still more preferable that it is 395 degreeC or more and 405 degrees C or less. If the cooling end temperature is 380 ° C. or less, the content of Mg dissolved in the Zn single-phase structure is increased, or a large amount of Zn-Al-Mg-based intermetallic compound is formed near the interface between the base iron and the plating layer. Mg surface hardening may be difficult. On the other hand, when it exceeds 420 degreeC, there exists a possibility that solidification of Zn may not fully be performed.
  • the primary cooled plated steel is maintained at a constant temperature at the primary cooling end temperature.
  • the holding time is preferably 1 second or more, more preferably 5 seconds or more, and even more preferably 10 seconds or more.
  • the alloy phase with a low solidification temperature is intended to maintain partial liquidity and induce partial solidification only of Zn.
  • the constant temperature plated steel is secondarily cooled. This step is to solidify the plating layer of the remaining liquid phase, thereby sufficiently securing the surface concentration of Mg.
  • the cooling rate is preferably 10 ° C / sec or more, more preferably 15 ° C / sec or more, and even more preferably 20 ° C / sec or more.
  • solidification of the residual liquid phase can be induced in the surface portion of the relatively low temperature plating layer, thereby sufficiently securing the surface concentration of Mg.
  • the cooling rate is less than 10 ° C / sec, it may be difficult to secure the surface concentration of the target Mg, the plating layer may be stuck to the upper roll (rolling) of the plating apparatus may fall off.
  • the faster the cooling rate the more advantageous it is to secure the surface concentration ratio of the desired Mg, and therefore the upper limit of the cooling rate during the second cooling is not particularly limited.
  • the cooling end temperature is preferably 320 ° C. or lower, more preferably 300 ° C. or lower, and even more preferably 280 ° C. or lower.
  • the temperature change of the steel plate thereafter is not particularly limited because it does not affect the surface concentration of Mg.
  • a low carbon cold rolled steel sheet having a thickness of 0.8 mm, a width of 100 mm, and a length of 200 mm was prepared as a holding steel plate as a test piece for plating, and then the holding steel plate was immersed in acetone and ultrasonically washed to remove foreign substances such as rolling oil present on the surface. Subsequently, after performing a 750 ° C. reducing atmosphere heat treatment performed to ensure mechanical properties of the steel sheet at a general hot dip plating site, a zinc-based plating bath containing 2.5% by weight of Al and 3% by weight of Mg (plating bath temperature: 450 ° C.) Immersed in) to prepare a plated steel.
  • the surface temperature of the base iron introduced into the plating bath was constant at 470 ° C.
  • each of the manufactured plated steels was gas-wiped to adjust the plating adhesion amount to 70 g / m 2 per one side, and the cooling was performed under the conditions shown in Table 1 below.
  • each plated steel was vertically cut, and the distribution of magnesium in the plated layer was measured by GDS and EDS analysis, and the results are shown in Table 1 together.
  • the specific measuring method is as above-mentioned.
  • Friction resistance was evaluated by the following method.
  • the peeling test was done about each plated steel material. More specifically, the cellophane adhesive tape (NB-1, Ichiban Co., Ltd.) was brought into close contact with the bent portion of each plated steel wire bent at 10 R, and then peeled off instantaneously. The number was measured. As a result of the measurement, when the number of plated layer defects is 5 / m 2 or less, " ⁇ ", when the number of plated layer defects is 10 / m 2 or less, " ⁇ ", and when the number of plated layer defects exceeds 10 / m 2 "X" was evaluated, and the results are shown in Table 2 together.
  • the whitening resistance was evaluated by the following method.
  • Each plated steel was loaded into a salt spray tester and the red blue development time was measured according to the international standard (ASTM B117-11). At this time, 5% saline (temperature 35, pH 6.8) was used, and 2 ml / 80 cm 2 of saline was sprayed per hour. The area of white rust formed after 72 hours was analyzed by an image analyzer and evaluated as " ⁇ " for 5% or less, " ⁇ " for 10% or less, and "X" for more than 10%.
  • the spot weldability was evaluated by the following method.
  • a welding current of 7kA is flowed, and an energization time of 11 cycles (here, 1 cycle means 1/60 seconds, the same hereafter) and a holding time of 11 cycles with an applied pressure of 2.1 kN Welding was performed continuously under the conditions.
  • 1 cycle means 1/60 seconds, the same hereafter
  • a holding time of 11 cycles with an applied pressure of 2.1 kN Welding was performed continuously under the conditions.
  • the thickness of the steel sheet is t
  • the number of RBIs up until the previous stage is determined as the number of continuous RBIs based on the RBI where the diameter of the nugget becomes smaller than 4vt.
  • the greater the number of continuous RBIs the better the spot weldability.
  • the continuous RBI was 700 or more hits, "? &Quot;
  • Cooling method Mg content (% by weight) and distribution [Mg] S [Mg] 1/2 ([Mg] S- [Mg] 1/2 ) / [Mg] 1/2 C 0 C 1 C 1 / C 0
  • Inventive Example 1 -Mg 3 (PO 4 ) 2 Aqueous solution (2 wt%)
  • Inventive Example 2 -Primary air cooling to 400 ° C with an average cooling rate of 2 ° C / s-Maintain constant temperature for 10 seconds at 400 ° C-Secondary air cooling to 280 ° C with an average cooling rate of 20 ° C / s 3.55 2.71 0.31 3.09 2.97 1.04
  • Comparative Example 1 Air cooling up to 280 ° C with an average cooling rate of 12 ° C / s 2.54 2.42 0.04 3.04 3.00 1.01
  • Figure 1 is a result of measuring the change in the content of Al, Mg, Zn and Fe according to the plating layer depth of the plated steel by GDS
  • Figure 1 (a) is a GDS measurement result of Inventive Example 1
  • b) is a result of GDS measurement of Comparative Example 1.
  • FIG. 2 is a photograph of the surface of the plated steel after evaluation of whitening resistance
  • FIG. 2A is a surface photograph of Inventive Example 1
  • FIG. 2B is a surface photograph of Comparative Example 1.

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Abstract

본 발명의 일 실시 형태는, 중량%로, Al: 0.5~14%, Mg: 0.5~5%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금층을 가지는 도금 강재에 있어서, 하기 식 1을 만족하는 도금 강재를 제공한다. [식 1] ([Mg]S - [Mg]1/2) / [Mg]1/2 ≥ 0.3 (여기서, [Mg]S는 도금층 표면에서의 Mg 함량(중량%)를 의미하고, [Mg]1/2은 도금층의 표면으로부터 두께 방향으로 1/2t(t는 도금층의 두께, 이하 동일함) 위치에서의 Mg 함량(중량%)를 의미함)

Description

내마찰성 및 내백청성이 우수한 도금 강재 및 그 제조방법
본 발명은 내마찰성 및 내백청성이 우수한 도금 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
음극방식을 통해 철의 부식을 억제하는 아연도금법은 방식 성능 및 경제성이 우수하여 고내식 특성을 갖는 강재를 제조하는데 널리 사용되고 있다. 특히, 용융된 아연에 강재를 침지하여 도금층을 형성하는 용융아연 도금 강재는 전기아연 도금 강재에 비해 제조공정이 단순하고, 제품가격이 저렴하여 자동차, 가전제품 및 건축자재용 등의 산업전반에 걸쳐 그 수요가 증가하고 있다.
용융 아연 도금 강재는 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 부식 생성물을 형성시켜 산화 분위기로부터 강재를 차단함으로써 강재의 내부식성을 향상시킨다.
그러나, 산업 고도화에 따른 대기오염의 증가 및 부식환경의 악화가 증가하고 있고, 자원 및 에너지 절약에 대한 엄격한 규제로 인해 종래의 아연 도금 강재보다 더 우수한 내식성을 갖는 강재 개발의 필요성이 높아지고 있다.
그 일환으로, 아연 도금욕에 알루미늄(Al) 및 마그네슘(Mg) 등의 원소를 첨가하여 강재의 내식성을 향상시키는 아연합금계 도금 강재 제조기술의 연구가 다양하게 진행되어 왔다. 대표적인 아연합금계 도금재로서 Zn-Al 도금 조성계에 Mg을 추가로 첨가한 Zn-Al-Mg계 도금 강재 제조 기술에 관한 연구가 활발히 진행되고 있다.
본 발명의 여러 목적 중 하나는, 내마찰성 및 내백청성이 우수한 도금강재와 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면의 일 실시 형태는, 중량%로, Al: 0.5~14%, Mg: 0.5~5%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금층을 가지는 도금 강재에 있어서, 하기 식 1을 만족하는 도금 강재를 제공한다.
[식 1]
([Mg]S - [Mg]1/2) / [Mg]1/2 ≥ 0.3
(여기서, [Mg]S는 도금층 표면에서의 Mg 농도(중량%)를 의미하고, [Mg]1/ 2은 도금층의 표면으로부터 두께 방향으로 1/2t(t는 도금층의 두께, 이하 동일함) 위치에서의 Mg 농도(중량%)를 의미함)
본 발명의 일 측면의 다른 실시 형태는, 중량%로, Al: 0.5~14%, Mg: 0.5~5%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금층을 가지는 도금 강재에 있어서, 상기 도금층에 포함된 Mg의 평균 함량(C0, 중량%)에 대한 상기 도금층의 표면으로부터 두께 방향으로 1/7t까지의 위치까지의 영역에 포함된 Mg의 함량(C1, 중량%)의 비(C1/C0)가 1.02 이상인 도금 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면의 일 실시 형태는, 중량%로, Al: 0.5~14%, Mg: 0.5~5%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 준비하는 단계, 상기 도금욕에 소지철을 침지하고, 도금을 행하여 도금 강재를 얻는 단계, 상기 도금 강재의 도금 부착량을 조절하는 단계, 및 상기 도금 부착량이 조절된 도금 강재에 마그네슘계 인산염 수용액의 액적을 분사하여 냉각하는 단계를 포함하는 도금 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면의 다른 실시 형태는, 중량%로, Al: 0.5~14%, Mg: 0.5~5%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 준비하는 단계, 상기 도금욕에 소지철을 침지하고, 도금을 행하여 도금 강재를 얻는 단계, 상기 도금 강재의 도금 부착량을 조절하는 단계, 및 상기 도금 부착량이 조절된 도금 강재를 5/℃sec 이하(0/sec 제외)의 1차 냉각속도로 380℃ 초과 420℃ 이하의 1차 냉각종료온도까지 1차 냉각하는 단계, 상기 1차 냉각된 도금 강재를 상기 1차 냉각종료온도에서 1초 이상 항온 유지하는 단계, 및 상기 항온 유지된 도금 강재를 10℃/sec 이상의 2차 냉각속도로 320℃ 이하의 2차 냉각종료온도까지 2차 냉각하는 단계를 포함하는 도금 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명의 일 실시 예에 따른 도금 강재는 내마찰성 및 내백청성이 우수한 장점이 있다.
다만, 본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 도금 강재의 도금층 깊이에 따른 Al, Mg, Zn 및 Fe의 함량 변화를 GDS로 측정한 결과이다.
도 2는 내백청성 평가 후, 도금 강재의 표면을 관찰한 사진이다.
이하, 본 발명의 일 측면인 도금 강재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 도금 강재는, 그 내부로부터 소지철 및 도금층을 순차로 포함한다. 이때, 소지철은 소지철 또는 선재일 수 있으며, 본 발명에서는 상기 소지철의 조성, 미세 조직 등에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 또한, 도금층은 소지철의 표면에 형성되어, 부식 환경 하 소지철의 부식을 방지한다.
도금층은 중량%로, Al: 0.5~14%, Mg: 0.5~5%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
Mg는 도금층 내 Zn 및 Al과 반응하여 Zn-Al-Mg계 금속간 화합물을 형성함으로써 도금 강재의 내식성 향상에 매우 주요한 역할을 하는 원소로서, 만약, 그 함량이 지나치게 낮을 경우 도금층의 미세조직 내 충분한 양의 Zn-Al-Mg계 금속간 화합물을 확보할 수 없어 내식성 향상 효과가 충분치 못할 우려가 있다. 따라서, 도금층 내 상기 Mg는 0.5중량% 이상 포함될 수 있고, 바람직하게는 1중량% 이상 포함될 수 있다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 내식성 향상 효과가 포화될 뿐만 아니라, 도금욕 내에 Mg 산화물 관련 드로스가 형성되어 도금성이 악화될 우려가 있다. 또한, 도금층의 미세조직 내 경도가 높은 Zn-Al-Mg계 금속간 화합물이 지나치게 많이 형성되어 굽힘가공성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 도금층 내 상기 Mg는 5중량% 이하 포함될 수 있고, 바람직하게는 3중량% 이하 포함될 수 있다.
Al는 Mg 산화물 드로스 형성을 억제하며, 도금층 내 Zn 및 Mg과 반응하여 Zn-Al-Mg계 금속간 화합물을 형성함으로써 도금 강재의 내식성 향상에 매우 주요한 역할을 하는 원소로서, 만약, 그 함량이 지나치게 낮을 경우 Mg 드로스 형성 억제능이 부족하고 도금층의 미세조직 내 충분한 양의 Zn-Al-Mg계 금속간 화합물을 확보할 수 없어 내식성 향상 효과가 충분치 못할 우려가 있다 따라서, 도금층 내 상기 Al은 0.5중량% 이상 포함될 수 있고, 바람직하게는 1중량% 이상 포함될 수 있다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 내식성 향상 효과가 포화될 뿐만 아니라, 도금욕 온도가 올라가 도금장치의 내구성에 악영향을 미칠 우려가 있다. 더욱이, 도금층의 미세조직 내 경도가 높은 Zn-Al-Mg계 금속간 화합물이 지나치게 많이 형성되어 굽힘가공성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 도금층 내 상기 Al은 14중량% 이하 포함될 수 있고, 바람직하게는 11중량% 이하 포함될 수 있다.
본 발명자들은 도금 강재의 내마찰성 및 내백청성을 극대화하기 위해 깊이 있게 연구하였으며, 그 결과 도금층에 함유된 Mg를 도금층 표면 부근에 농화시킬 경우, 도금 강재의 내마찰성 및 내백청성을 향상시킬 수 있음을 알아내었다. 이는 Mg의 도금층 표면 농화율이 클수록 도금층 표면의 경도가 커져 도금 강재의 내마찰성이 향상되게 되며, 부식 초기 도금층의 표층부에 안정된 Mg계 부식 생성물을 다량 형성하여 도금 강재의 내백청성이 향상되게 되는 것이다.
본 발명의 도금 강재는 도금층 중 Mg의 농도가 하기 식 1을 만족할 수 있다. 한편, 보다 바람직한 범위는 0.4 이상이고, 가장 바람직한 범위는 0.6 이상이다.
[식 1] ([Mg]S - [Mg]1/2) / [Mg]1/2 ≥ 0.3
상기 식 1에서, [Mg]S는 도금층 표면에서의 Mg 함량(중량%)를 의미하고, [Mg]1/2은 도금층의 표면으로부터 두께 방향으로 1/2t(t는 도금층의 두께, 이하 동일함) 위치에서의 Mg 함량(중량%)를 의미한다.
한편, 본 발명에서는 상기 [Mg]S 및 [Mg]1/ 2을 측정하는 구체적인 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 다음과 같은 방법을 이용할 수 있다. 즉, 도금 강재를 수직으로 절단한 후, 글로우방전분광분석기(GDS, Glow Discharge Emission Spectrometry)을 이용하여 도금층 단면에서의 Mg, Zn 및 Fe의 함량 분포를 측정한 후, 도금층 표면으로부터 두께 방향으로 0.5μm 이내의 영역 중 Mg 함량(중량%)의 최대값을 [M]S로 정의하고, 도금층 표면으로부터 Zn 및 Fe의 함량이 서로 일치하는 위치의 중간 지점에서의 Mg 함량(중량%)을 [Mg]1/2로 정의할 수 있다. 이때, [M]S를 단순히 도금층 표면에서의 Mg 함량이 아닌 도금층 표면으로부터 두께 방향으로 0.5μm 이내의 영역 중 Mg 함량(중량%)의 최대값으로 정의하는 까닭은 GDS 분석 전 도금층 표면에 미세 산화막이 형성되거나 기타 이물질이 흡착될 수 있으며, 이에 따라, 도금층 극표층의 GDS 데이터는 도금층 본연의 데이터가 아닌 기타 이물질 등의 데이터일 수 있기 때문이다.
본 발명의 도금 강재는 도금층에 포함된 Mg의 평균 함량(C0, 중량%)에 대한 상기 도금층의 표면으로부터 두께 방향으로 1/7t까지의 위치까지의 영역에 포함된 Mg의 함량(C1, 중량%)의 비(C1/C0)는 1.02 이상일 수 있고, 보다 바람직하게는 1.04 이상일 수 있으며, 가장 바람직하게는 1.10 이상일 수 있다.
한편, 본 발명에서는 상기 C0 및 C1을 측정하는 구체적인 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 다음과 같은 방법을 이용할 수 있다. 즉, 도금 강재를 수직으로 절단한 후, 주사전자현미경(FE-SEM, Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 3,000배로 그 단면 사진을 촬영하고, 도금층의 표면으로부터 계면까지 등간격으로 28곳에 대하여 EDS(Energy Dispersive Spectroscopy)를 이용하여 Mg 함량을 점 분석한 후, 도금층 표면 근방 3곳에서 측정된 Mg 함량의 평균값을 C1으로 정의하고, 도금층 표면 근방 3곳을 포함한 28곳 전부에서 측정된 Mg 함량의 평균값을 C0로 정의할 수 있다.
상술한 Mg의 분포를 조절하는 방법은 여러가지가 있을 수 있으므로 본 발명의 독립 청구항에서는 이를 특별히 제한하지 않는다. 다만, 한가지 예를 든다면 후술하는 바와 같이 용융 상태의 도금층 냉각시 마그네슘계 인산염 수용액의 액적을 분사하여 냉각함으로써 상기와 같은 위치 분포를 얻을 수 있다.
도금층은, 그 미세조직으로 Zn 단상조직과 Zn-Al-Mg계 금속간 화합물을 포함할 수 있다. 본 발명에서는 상기 Zn-Al-Mg계 금속간 화합물의 종류에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, Zn/Al/MgZn2 3원 공정조직, Zn/MgZn2 2원 공정조직, Zn-Al 2원 공정조직 및 MgZn2 단상조직로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상일 수 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다.
일 예에 따르면, Zn 단상조직은 0.03중량% 이하(0중량% 포함)의 Mg를 포함할 수 있다.
상태도 상 Zn에 대한 Mg의 고용 한계는 0.05중량%인 바, Mg는 Zn 단상조직 내 0.05중량%까지 포함되어 있을 수 있다. 그런데, 이와 같이 Zn 단상조직 내 Mg가 포함될 경우, Mg의 도금층 표면 농화에 불리할 경우, Zn 단상조직의 융점을 낮춰 점용접시 액상금속취화(LME, Liquid Metal Embrittlement) 균열 발생을 야기할 수 있다. 이에, 본 발명에서는 Zn 단상조직에 고용된 Mg의 함량을 최대한 억제하고자 한다. 본 발명에서 목적하는 효과를 달성하기 위한 Zn 단상조직에 포함된 Mg의 함량의 상한은 0.03중량%이며, 보다 바람직하게는 0.01중량%이다.
상술한 Zn 단상조직 내 고용된 Mg의 함량을 조절하는 방법은 여러가지가 있을 수 있으므로 본 발명에서는 이를 특별히 제한하지 않는다. 다만, 한가지 예를 든다면 후술하는 바와 같이 소지철의 도금욕 인입 온도 및 도금욕 온도를 적절히 제어하거나, 용융 상태의 도금층 냉각시 마그네슘계 인산염 수용액의 액적을 분사하여 냉각함으로써, 상기와 같은 Mg의 함량을 얻을 수 있다.
전술한 바와 같이, 이상에서 설명한 본 발명의 도금 강재는 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 그 일 구현예로써 다음과 같은 방법에 의하여 제조될 수 있다.
먼저, 중량%로, Al: 0.5~14%, Mg: 0.5~5%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 준비한 후, 상기 도금욕에 소지철을 침지하고, 도금을 행하여 도금 강재를 얻는다.
일 예에 따르면, 도금욕의 온도는 440~460℃인 것이 바람직하고, 445~455℃인 것이 보다 바람직하다.
일 예에 따르면, 도금욕의 온도를 T1(℃)이라 하고, 상기 도금욕에 인입되는 소지철의 표면 온도를 T2(℃)라 할 때, 상기 T1에 대한 T2의 비(T2/T1)은 1.10 이하로 제어하는 것이 바람직하고, 1.08 이하로 제어하는 것이 보다 바람직하며, 1.05 이하로 제어하는 것이 보다 더 바람직하다. 여기서, 도금욕에 인입되는 소지강판의 표면온도란, 도금욕 침지 직전 혹은 직후의 소지강판의 표면온도를 의미한다. 이와 같이, T1에 대한 T2의 비(T2/T1)를 낮게 제어할 경우, Zn 단상이 도금층과 소지철의 계면에서 주로 응고되게 되며, 이에 따라 Mg의 표면 농화를 보다 촉진시킬 수 있다.
다음으로, 상기 도금 강재를 가스 와이핑 처리하여 도금 부착량을 조절한다. 원활한 냉각속도 조절 및 도금층의 표면 산화를 방지하기 위하여 상기 와이핑 가스는 질소(N2) 가스 또는 아르곤(Ar) 가스를 사용하는 것이 바람직하다.
다음으로, 도금 부착량이 조절된 도금 강재를 냉각한다. 이때, 도금 강재의 냉각은 다음 두 가지 방법 중 어느 하나의 방법에 의할 수 있다.
(1) 마그네슘계 인산염 수용액의 액적 분사에 의한 냉각
도금 부착량이 조절된 도금 강재에 마그네슘계 인산염 수용액의 액적을 분사하여 냉각한다. 이와 같이 마그네슘계 인산염 수용액의 액적 분사에 의한 냉각을 실시할 경우, 마그네슘의 도금층 표면 농화율 향상에 도움이 될 뿐만 아니라, 흡열 반응에 의해 용융 상태의 도금층을 급속 냉각시킴으로써 Zn 단상조직 내 고용된 Mg의 함량 저감에도 도움이 된다. 여기서, 마그네슘계 인산염 수용액은, 예를 들어, Mg3(PO4)2일 수 있다.
일 예에 따르면, 액적 분사시, 액적 분사 개시 온도는 405~425℃일 수 있고, 보다 바람직하게는 410~420℃일 수 있다. 이때, 액적 분사 개시 온도란, 액적 분사를 개시하는 시점에서의 도금 강재의 표면 온도를 의미한다. 만약, 액적 분사 개시 온도가 405℃ 미만일 경우에는 이미 Zn 단상조직의 응고가 개시되어, Mg의 표면 농화가 효과적으로 이뤄지지 않을 우려가 있으며, 반면, 425℃를 초과하는 경우 액적 분사에 의한 흡열 반응이 효과적이지 않아 목적하는 조직 확보가 곤란할 우려가 있다.
일 예에 따르면, 액적 분사는, 마그네슘계 인산염 액적(droplet)이 도금 강재과의 정전기 인력에 의해 부착되도록 대전 분사하는 것일 수 있다. 이와 같은 대전 분사는, 액적을 미세하고 균일하게 형성시키는데 도움이 될 뿐만 아니라, 분사된 액적이 도금 강재의 표면에 충돌한 후, 튕겨져 나오는 양이 감소되어 용융 상태의 도금층의 급속 냉각에 유리하며, 이로 인해 마그네슘의 도금층 표면 농화율 확보에 보다 효과적이다.
일 예에 따르면, 액적 분사시, 액적의 분사량은 50~100g/m2일 수 있다. 만약, 분사량이 50g/m2 미만인 경우에는 그 효과가 미흡할 우려가 있으며, 한편, 100g/m2을 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되므로 바람직하지 않다.
일 예에 따르면, 마그네슘계 인산염 수용액의 농도는 1~3중량%일 수 있다. 인산염 수용액의 농도가 1중량% 미만일 경우, 그 효과가 충분치 못할 우려가 있으며, 3중량%를 초과할 경우, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 연속생산을 하는 경우 노즐 막힘 현상이 발생되어 생산에 지장을 초래할 우려가 있다.
(2) 다단(2단) 냉각
도금 부착량이 조절된 도금 강재를 1차 냉각한다. 본 단계는 Zn이 소지철과 도금층의 계면 부근에서 응고되도록 유도하기 위해 실시되는 단계이다.
1차 냉각시, 냉각 속도는 5℃/sec 이하(0℃/sec 제외)인 것이 바람직하고, 4℃/sec 이하(0℃/sec 제외)인 것이 보다 바람직하며, 3℃/sec 이하(0℃/sec 제외)인 것이 보다 더 바람직하다. 만약, 상기 냉각속도가 5℃/sec를 초과하는 경우에는, 상대적으로 온도가 낮은 도금층의 표면으로부터 Zn의 응고가 시작되어 목적하는 Mg의 표면 농화율 확보가 어려울 수 있다. 한편, 상기 냉각속도가 느릴수록 Mg의 표면 농화율 확보에 유리하므로, 상기 1차 냉각시 냉각속도의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
또한, 1차 냉각시, 냉각종료온도는 380℃ 초과 420℃ 이하인 것이 바람직하고, 390℃ 이상 415℃ 이하인 것이 보다 바람직하며, 395℃ 이상 405℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하다. 만약, 상기 냉각종료온도가 380℃ 이하인 경우에는 Zn 단상조직에 고용된 Mg의 함량이 증가하거나, 소지철과 도금층의 계면 부근에서 다량의 Zn-Al-Mg계 금속간 화합물이 형성됨으로써, 목적하는 Mg의 표면 농화율 확보가 어려울 수 있다. 반면, 420℃를 초과하는 경우에는 Zn의 응고가 충분히 이뤄지지 않을 우려가 있다.
이후, 상기 1차 냉각된 도금 강재를 상기 1차 냉각종료온도에서 항온 유지한다.
항온 유지시, 유지시간은 1초 이상인 것이 바람직하고, 5초 이상인 것이 보다 바람직하며, 10초 이상인 것이 보다 더 바람직하다. 응고온도가 낮은 합금상은 액상으로 유지함과 함께, Zn만의 부분 응고를 유도하기 위함이다. 한편, 항온 유지 시간이 길수록 목적하는 Mg의 표면 농화율 확보에 유리하므로, 상기 항온 유지 시간의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
이후, 상기 항온 유지된 도금 강재를 2차 냉각한다. 본 단계는 잔류 액상의 도금층을 응고시켜, Mg의 표면 농화율을 충분히 확보하기 위한 단계이다.
2차 냉각시, 냉각속도는 10℃/sec 이상인 것이 바람직하고, 15℃/sec 이상인 것이 보다 바람직하며, 20℃/sec 이상인 것이 보다 더 바람직하다. 상기와 같이 2차 냉각시 급냉을 실시함으로써 상대적으로 온도가 낮은 도금층의 표면부에 잔류 액상의 응고를 유도할 수 있으며, 이로 인해 Mg의 표면 농화율을 충분히 확보할 수 있다. 만약, 상기 냉각속도가 10℃/sec 미만인 경우에는 목적하는 Mg의 표면 농화율 확보가 어려울 수 있으며, 도금 장치의 상부 롤(roll) 등에 도금층이 늘어붙어 탈락될 우려가 있다. 한편, 상기 냉각속도가 빠를수록 목적하는 Mg의 표면 농화율 확보에 유리하므로, 상기 2차 냉각시 냉각속도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
또한, 2차 냉각시, 냉각종료온도는 320℃ 이하인 것이 바람직하고, 300℃ 이하인 것이 보다 바람직하며, 280℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 냉각종료온도가 상기의 범위를 가질 경우, 도금층의 완전한 응고를 달성할 수 있으며, 그 이후의 강판의 온도 변화는 Mg의 표면 농화율에 영향을 미치지 아니하므로 특별히 한정하지 않는다.
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.
도금용 시험편으로 두께 0.8mm, 폭 100mm, 길이 200mm인 저탄소 냉연강판을 소지강판으로 준비한 후, 상기 소지강판을 아세톤에 침지하고 초음파 세척하여 표면에 존재하는 압연유 등의 이물질을 제거하였다. 이후, 일반 용융도금 현장에서 강판의 기계적 특성 확보를 위하여 실시하는 750℃ 환원 분위기 열처리를 실시한 후, 2.5중량%의 Al 및 3중량%의 Mg를 포함하는 아연계 도금욕(도금욕 온도: 450℃)에 침지하여 도금 강재를 제조하였다. 이때, 도금욕에 인입되는 소지철의 표면 온도는 470℃로 일정하게 하였다. 이후, 제조된 각각의 도금 강재를 가스 와이핑하여 도금 부착량을 편면당 70g/m2으로 조절하였으며, 하기 표 1의 조건으로 냉각을 실시하였다.
이후, 각각의 도금 강재를 수직으로 절단하고, GDS 및 EDS 분석을 통해 도금층 내 마그네슘의 분포를 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 1에 함께 나타내었다. 구체적인 측정 방법은 전술한 바와 같다.
이후, 각각의 도금 강재의 내마찰성, 내백청성 및 점용접성을 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
내마찰성은 다음과 같은 방법에 의해 평가하였다.
마찰 특성 시험(linear friction test)을 위해, 툴 헤드(tool head)로 제조된 각각의 도금 강재의 표면에 일정한 압력을 가한 채 총 20회 마찰을 가하였다. 이때 목표하중은 333.3kgf였고, 압력은 3.736MPa였으며, 1회 마찰시 툴 헤드(tool head)의 이동 거리는 200mm였고, 툴 헤드(tool head)의 이동 속도는 20mm/s였다.
마찰 후, 각각의 도금 강재에 대해 박리 시험을 실시하였다. 보다 구체적으로는, 10R로 굽힘 가공된 각각의 도금 강선의 굽힘 가공부에 셀로판 점착 테이프(Ichiban사 NB-1)를 밀착시킨 후 이를 순간적으로 박리하였으며, 광학 현미경(50배율)을 이용하여 도금층 결함 개수를 측정하였다. 측정 결과, 도금층 결함 개수가 5개/m2 이하인 경우 "◎", 도금층 결함 개수가 10개/m2 이하인 경우, "○", 도금층 결함 개수가 10 개/m2를 초과하는 경우 "X"로 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 함께 나타내었다.
내백청성은 다음과 같은 방법에 의해 평가하였다.
각각의 도금 강재를 염수 분무 시험기에 장입하였으며, 국제 규격(ASTM B117-11)에 의해 적청 발생 시간을 측정하였다. 이때, 5% 염수(온도 35, pH 6.8)을 이용하였으며, 시간 당 2ml/80cm2의 염수를 분무하였다. 72시간 경과 후 형성되는 백청의 면적을 image analyzer로 분석하여 5% 이하인 경우 "◎", 10% 이하인 경우 "○", 10%를 초과하는 경우 "X"로 평가하였다.
점용접성은 다음과 같은 방법에 의해 평가하였다.
선단경 6mm인 Cu-Cr 전극을 사용하여 용접 전류 7kA를 흘려주며, 가압력 2.1kN으로 11Cycles(여기서, 1Cycle은 1/60초를 의미함, 이하 동일)의 통전 시간과 11Cycles의 홀딩(Holding) 시간 조건에서 연속하여 용접을 실시하였다. 강판의 두께를 t라고 할 때, 너깃의 직경이 4vt보다 작아지는 타점을 기준으로 그 직전까지의 타점수를 연속 타점수로 정하였다. 여기서, 연속 타점수가 클수록 점용접성이 우수함을 의미한다. 연속타점수가 700타 이상인 경우 "◎", 500타 이상인 경우 "○", 500타 미만인 경우 "X"로 평가하였다.
비고 냉각방법 Mg 함량 (중량%) 및 분포
[Mg]S [Mg]1/2 ([Mg]S-[Mg]1/2)/[Mg]1/2 C0 C1 C1/C0
발명예1 - Mg3(PO4)2 수용액(2wt%) 대전 분사- 분사 개시 온도: 415℃- 분사량: 80g/m2 3.74 2.31 0.61 3.18 2.74 1.16
발명예2 - 평균 냉각 속도 2℃/s로 400℃까지 1차 공냉- 400℃에서 10초 간 항온 유지- 평균 냉각 속도 20℃/s로 280℃까지 2차 공냉 3.55 2.71 0.31 3.09 2.97 1.04
비교예1 - 평균 냉각 속도 12℃/s로 280℃까지 공냉 2.54 2.42 0.04 3.04 3.00 1.01
비고 내마찰성 내백청성 점용접성
발명예1 ◎ ◎ ◎
발명예2 ○ ○ ○
비교예1 X X X
표 1 및 2를 참조할 때, 발명예 1 및 2의 경우, 도금층 내 Mg의 분포가 적절하여, 내마찰성 및 내백청성이 우수할 뿐만 아니라, 접용접성 또한 우수한 것으로 나타났다. 반면, 비교예 1의 경우, Mg의 표면 농화율이 낮아 내마찰성, 내백청성 및 점용접성이 모두 열위하게 나타났다.
한편, 도 1은 도금 강재의 도금층 깊이에 따른 Al, Mg, Zn 및 Fe의 함량 변화를 GDS로 측정한 결과로, 도 1의 (a)는 발명예 1의 GDS 측정 결과이며, 도 1의 (b)는 비교예 1의 GDS 측정 결과이다.
도 2는 내백청성 평가 후, 도금 강재의 표면을 관찰한 사진으로, 도 2의 (a)는 발명예 1의 표면 사진이며, 도 2의 (b)는 비교예 1의 표면 사진이다.

Claims (17)

  1. 중량%로, Al: 0.5~14%, Mg: 0.5~5%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금층을 가지는 도금 강재에 있어서, 하기 식 1을 만족하는 도금 강재.
    [식 1]
    ([Mg]S - [Mg]1/2) / [Mg]1/2 ≥ 0.3
    (여기서, [Mg]S는 도금층 표면에서의 Mg 함량(중량%)를 의미하고, [Mg]1/ 2은 도금층의 표면으로부터 두께 방향으로 1/2t(t는 도금층의 두께, 이하 동일함) 위치에서의 Mg 함량(중량%)를 의미함)
  2. 중량%로, Al: 0.5~14%, Mg: 0.5~5%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금층을 가지는 도금 강재에 있어서,
    상기 도금층에 포함된 Mg의 평균 함량(C0, 중량%)에 대한 상기 도금층의 표면으로부터 두께 방향으로 1/7t까지의 위치까지의 영역에 포함된 Mg의 함량(C1, 중량%)의 비(C1/C0)가 1.02 이상인 도금 강재.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 도금층은 그 미세조직으로 Zn 단상조직 및 Zn-Al-Mg계 금속간 화합물을 포함하는 도금 강재.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 Zn-Al-Mg계 금속간 화합물은 Zn/Al/MgZn2 3원 공정조직, Zn/MgZn2 2원 공정조직, Zn-Al 2원 공정조직 및 MgZn2 단상조직로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상인 도금 강재.
  5. 제3항에 있어서,
    상기 Zn 단상조직은 0.03중량% 이하(0중량% 포함)의 Mg를 포함하는 도금 강재.
  6. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 도금층은 중량%로, Al: 1~11%, Mg: 1~3%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금 강재.
  7. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 도금층의 표면 마찰 계수는 0.15 이하인 도금 강재.
  8. 중량%로, Al: 0.5~14%, Mg: 0.5~5%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 준비하는 단계;
    상기 도금욕에 소지철을 침지하고, 도금을 행하여 도금 강재를 얻는 단계;
    상기 도금 강재의 도금 부착량을 조절하는 단계; 및
    상기 도금 부착량이 조절된 도금 강재에 마그네슘계 인산염 수용액의 액적을 분사하여 냉각하는 단계;
    를 포함하는 도금 강재의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 액적 분사 개시 온도는 405~425℃인 도금 강재의 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 액적 분사시, 상기 액적이 도금 강재와의 정전기 인력에 의해 부착되도록 대전 분사하는 것을 특징으로 하는 도금 강재의 제조방법.
  11. 제8항에 있어서,
    상기 액적 분사시, 액적의 분사량은 50~100g/m2인 도금 강재의 제조방법.
  12. 제8항에 있어서,
    상기 마그네슘계 인산염 수용액은 Mg3(PO4)2인 도금 강재의 제조방법.
  13. 제8항에 있어서,
    상기 마그네슘계 인산염 수용액의 농도는 1~3중량%인 도금 강재의 제조방법.
  14. 중량%로, Al: 0.5~14%, Mg: 0.5~5%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 준비하는 단계;
    상기 도금욕에 소지철을 침지하고, 도금을 행하여 도금 강재를 얻는 단계;
    상기 도금 강재의 도금 부착량을 조절하는 단계;
    상기 도금 부착량이 조절된 도금 강재를 5℃/sec 이하(0℃/sec 제외)의 1차 냉각속도로 380℃ 초과 420℃ 이하의 1차 냉각종료온도까지 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 도금 강재를 상기 1차 냉각종료온도에서 1초 이상 항온 유지하는 단계; 및
    상기 항온 유지된 도금 강재를 10℃/sec 이상의 2차 냉각속도로 320℃ 이하의 2차 냉각종료온도까지 2차 냉각하는 단계를 포함하는 도금 강재의 제조방법.
  15. 제8항 또는 제14항에 있어서,
    상기 도금욕의 온도는 440~460℃인 도금 강재의 제조방법.
  16. 제8항 또는 제14항에 있어서,
    상기 도금욕의 온도를 T1(℃)이라 하고, 상기 도금욕에 인입되는 소지철의 표면 온도를 T2(℃)라 할 때, 상기 T1에 대한 T2의 비(T2/T1)가 1.10 이하인 도금 강재의 제조방법.
  17. 제8항 또는 제14항에 있어서,
    상기 도금욕은 중량%로, Al: 1~11%, Mg: 1~3%, 잔부 Zn 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금 강재의 제조방법.
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