WO2024144046A1 - 고내식성 도금 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2024144046A1
WO2024144046A1 PCT/KR2023/020901 KR2023020901W WO2024144046A1 WO 2024144046 A1 WO2024144046 A1 WO 2024144046A1 KR 2023020901 W KR2023020901 W KR 2023020901W WO 2024144046 A1 WO2024144046 A1 WO 2024144046A1
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molten alloy
alloy plating
layer
phase
plated steel
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PCT/KR2023/020901
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French (fr)
Inventor
이재민
소성민
Original Assignee
현대제철 주식회사
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    • 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
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • 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
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    • C23C2/26—After-treatment
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    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching

Definitions

  • the present invention relates to steel materials, and more specifically, to highly corrosion-resistant plated steel materials with excellent corrosion resistance and a method of manufacturing the same.
  • Hot-dip galvanized steel sheets have excellent self-sacrificing properties and are widely used in construction materials and home appliances.
  • zinc (Zn) acts as a sacrificial anode in the portion where the iron of the base material is exposed, and zinc is lost from the plating layer. Due to this sacrificial anode function of zinc, it plays an excellent role in suppressing the rusting of iron in the base material in a corrosive environment, but the anode efficiency is reduced.
  • Mg magnesium
  • zinc (Zn) zinc
  • highly corrosion-resistant plating products are being produced that generate dense corrosion products in a corrosive environment, improve anode efficiency, and exhibit excellent corrosion resistance.
  • corrosion resistance increases as magnesium is added to zinc, there is a problem in that corrosion resistance decreases due to a decrease in plating layer processability and an increase in magnesium oxide.
  • the cooling step may have a cooling rate of 7°C/sec to 30°C/sec.
  • the plating base layer may include a primary Al phase, an Al/Zn eutectoid phase, or both.
  • the cooling step may have a cooling rate of 7°C/sec to 30°C/sec.
  • the molten alloy plating layer may include a plating base layer and an Fe-Al alloy layer.
  • the total thickness of the molten alloy plating layer may be more than twice the thickness of the Fe-Al alloy layer.
  • the area fraction of the primary Al phase, the Al/Zn eutectoid phase, or both in the molten alloy plating layer may be in the range of 20% to 60%.
  • the highly corrosion-resistant plated steel manufactured by the method for manufacturing the highly corrosion-resistant plated steel described above includes base iron; and a molten alloy formed on the base iron, in weight percent, containing aluminum (Al): 6% to 18%, magnesium (Mg): 3% to 6%, and the balance containing zinc (Zn) and other inevitable impurities.
  • a primary Al phase or Al/Zn eutectoid phase may be formed in the molten alloy plating layer formed on the base iron as it solidifies after plating.
  • the primary Al phase or Al/Zn eutectoid phase forms a structurally strong passivation layer in a corrosive environment, improving corrosion resistance and providing crack resistance of the plating layer.
  • a eutectic phase with a lamellar structure with high hardness is mostly formed, and therefore crack resistance is improved by primary Al with excellent elongation.
  • the generation of the Fe-Al alloy layer between the base iron and the molten alloy plating layer must be prevented or at least minimized.
  • the Fe-Al alloy layer grows excessively, and the aluminum content required to generate the primary Al phase or the Al/Zn eutectoid phase is insufficient.
  • the amount of the primary Al phase or the Al/Zn eutectoid phase formed in the molten alloy plating layer is drastically reduced.
  • the primary Al phase or the Al/Zn eutectoid phase may not be sufficiently formed due to the insufficient aluminum content.
  • magnesium content is less than 3% by weight, its contribution to corrosion resistance may be minimal, and if the magnesium content exceeds 5% by weight, the quality of the steel may be deteriorated due to magnesium oxide dross.
  • the content ratio of aluminum:magnesium is controlled in the range of 2:1 to 6:1. At this content ratio, the primary Al phase or the Al/Zn eutectoid phase can be sufficiently formed.
  • the magnesium serves to prevent diffusion of elements for forming the Fe-Al alloy layer, suppressing the growth of the thickness of the Fe-Al alloy layer, and consequently facilitating the formation of the primary Al phase or the Al/Zn eutectoid phase.
  • the molten alloy plating layer may include a plating base layer and an Fe-Al alloy layer.
  • the plating base layer is formed on the base iron by the components of the molten alloy plating bath, and refers to a layer having a composition similar to the composition range of the molten alloy plating bath.
  • the Fe-Al alloy layer is a layer in which iron contained in the base iron is It is formed by alloying with aluminum contained in a molten alloy plating bath, and mainly refers to the layer formed at the interface between the base iron and the molten alloy plating layer. In order to form the highly corrosion-resistant plated steel material of the present invention, it is desirable to prevent or suppress the formation of the Fe-Al alloy layer as much as possible.
  • the cooling step may have a cooling rate of 7°C/sec to 30°C/sec.
  • the cooling rate is less than 7°C/sec, the Fe-Al alloy layer continues to grow during solidification, making it difficult to form a primary Al phase or an Al/Zn eutectoid phase.
  • the cooling rate exceeds 30°C/sec, the surface quality of the steel may deteriorate after the appearance of the plating surface is solidified unevenly.
  • the lower the cooling rate the more the formation of the primary Al phase is promoted, and the higher the cooling rate is, the more the formation of the Al/Zn eutectic phase is promoted.
  • the total thickness of the molten alloy plating layer must be at least 2 times the thickness of the Fe-Al alloy layer, and may range from 2 to 20 times, for example.
  • the fraction of the primary Al phase or the Al/Zn eutectoid phase in the molten alloy plating layer rapidly decreases, so Accordingly, corrosion resistance and plating layer processability decrease simultaneously.
  • the area fraction of the primary Al phase, Al/Zn eutectoid phase, or both in a cross-section (eg, longitudinal cross-section) of the molten alloy plating layer may be in the range of 20% to 60%.
  • the remaining fraction is a binary eutectic phase consisting of two elements of zinc, aluminum and magnesium, such as MgZn 2 phase, Mg 2 Zn 11 phase, etc., or Al/Zn/Mg 3 consisting of three elements. It may include the original process phase, and the area fraction may range from 40% to 80%. This area fraction can exclude the Fe-Al alloy phase.
  • the area fraction refers to the area ratio derived from a photo of the microstructure of the steel through an image analyzer.
  • the area fraction of the primary Al phase, Al/Zn eutectoid phase, or both is less than 20%, corrosion resistance may not be improved, and the area fraction of the primary Al phase, Al/Zn eutectoid phase, or both If it exceeds 60%, an MgZn 2 phase with brittle properties is excessively formed around the primary Al phase, which may cause cracks in the plating layer.
  • the base iron includes carbon (C): 0.15% by weight, silicon (Si): 0.01% by weight, manganese (Mn): 0.6% by weight, phosphorus (P): 0.05% by weight, sulfur (S): 0.05% by weight, and Parts include iron (Fe) and impurities that are inevitably contained in the steelmaking process.
  • C carbon
  • Si silicon
  • Mn manganese
  • P phosphorus
  • S sulfur
  • Parts include iron (Fe) and impurities that are inevitably contained in the steelmaking process.
  • the composition and content of the base iron are exemplary and the technical idea of the present invention is not limited thereto.
  • the base iron is immersed in an alkaline solution at 50°C for about 30 minutes, and then washed with water to remove foreign substances and oil on the surface.
  • the base iron is annealed at a temperature of 680°C to 850°C in a reducing atmosphere consisting of nitrogen gas containing 7% hydrogen gas.
  • the annealed base iron was cooled to a temperature that did not differ by more than ⁇ 20°C from the plating bath and then immersed in a molten alloy plating bath at 420°C to 500°C for 1 to 5 seconds. Afterwards, the total thickness of the molten alloy plating layer was adjusted to approximately 20 ⁇ m by nitrogen wiping. The plated steel base was then cooled to produce plated steel.
  • the corrosion resistance of the plated steel was evaluated by a salt spray test using a 5% NaCl solution at 35°C to determine the occurrence time of red rust.
  • Table 1 shows the composition of the molten alloy plating bath used to manufacture plated steel materials in the examples and comparative examples of the present invention.
  • the molten alloy plating baths of the examples are in weight percent, aluminum (Al): 6% to 18%, magnesium (Mg): 3% to 6%, and the balance is zinc (Zn) and other inevitable It contains impurities, and the aluminum:magnesium content ratio satisfies the range of 2:1 to 6:1.
  • Comparative Example 1 has a difference in that the aluminum content is lower than the lower limit suggested by the present invention and does not contain magnesium.
  • Comparative Example 2 has a difference in that the aluminum content is lower than the lower limit suggested by the present invention, and the content ratio of aluminum:magnesium is not satisfied.
  • Comparative Example 3 has the difference that the aluminum content and magnesium content are each lower than the lower limits suggested by the present invention.
  • Comparative Example 4 has the difference that the aluminum content is higher than the upper limit suggested by the present invention and the magnesium content is lower than the lower limit suggested by the present invention.
  • Comparative Example 5 has a difference in that the magnesium content is lower than the lower limit suggested by the present invention, and the aluminum:magnesium content ratio is not satisfied.
  • Comparative Example 6 has a difference in that the cooling rate is lower than the lower limit suggested by the present invention.
  • the overall composition of the molten alloy plating layer of the plated steel material was found to be the same or almost similar to the composition of the molten alloy plating bath. Therefore, the composition of the molten alloy plating bath in Table 1 can be considered as the composition of the entire plating layer of the plated steel material.
  • Table 2 shows the properties and corrosion resistance of the molten alloy plating layer of the plated steel materials of the Examples and Comparative Examples of the present invention.
  • red rust occurrence time is as follows. ⁇ : 2400 hours or more, ⁇ : 1800 hours or more to less than 2400 hours, ⁇ : 800 hours or more to less than 1800 hours, X: less than 600 hours.
  • the area fraction of the primary Al phase, Al/Zn eutectoid phase, or both was found to be 20% or more, which satisfies the range of 20% to 60% suggested by the present invention.
  • the thickness of the Fe-Al alloy layer was 7 ⁇ m or less, and the total thickness of the molten alloy plating layer was more than twice the thickness of the Fe-Al alloy layer.
  • the corrosion resistance is excellent as the red rust occurrence time is more than 1800 hours.
  • Comparative Example 1 the primary Al phase or Al/Zn eutectoid phase was not formed due to the low aluminum content, and the thickness of the Fe-Al alloy layer was small, but the corrosion resistance was evaluated to be poor as the red rust generation time was less than 600 hours. do.
  • Comparative Example 2 due to the low aluminum content, almost no primary Al phase or Al/Zn eutectoid phase was formed, and the thickness and thickness ratio of the Fe-Al alloy layer were small due to the low aluminum content, but the time for occurrence of red rust was low. As it appears to be more than 800 hours but less than 1800 hours, the corrosion resistance is evaluated as poor.
  • Comparative Example 3 As the aluminum content was low, the primary Al phase or Al/Zn eutectoid phase was formed in a small proportion, and the thickness and thickness ratio of the Fe-Al alloy layer were small due to the low aluminum content, but the red rust generation time was low. As it appears to be more than 800 hours but less than 1800 hours, the corrosion resistance is evaluated as poor.
  • Comparative Example 6 the aluminum and magnesium contents were at appropriate levels, but the cooling rate was low, so the primary Al phase or Al/Zn eutectoid phase was not formed in sufficient amounts, and instead, a thick Fe-Al alloy layer was formed, and red rust occurred. As the time is more than 800 hours but less than 1800 hours, the corrosion resistance is evaluated as poor.
  • the total thickness of the molten alloy plating layer the thickness of the Fe-Al alloy layer is 2:1 or more, so that the total thickness of the molten alloy plating layer is the Fe. -It must be at least twice as thick as the Al alloy layer thickness.
  • the fraction of the primary Al phase or Al/Zn eutectoid phase present in the molten alloy plating layer exists in an area fraction in the range of 20% to 60% based on the cross section of the molten alloy plating layer.
  • Figure 2 is a scanning electron microscope photograph showing the microstructure of a highly corrosion-resistant plated steel material according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 (a) is Comparative Example 4. Since the aluminum content is higher than the upper limit suggested by the present invention and the magnesium content is lower than the lower limit presented by the present invention, the Fe-Al alloy layer on the base iron is about 12%. It was formed thick with a thickness of ⁇ m.
  • Figure 2 (b) is Example 2, in which a thin Fe-Al alloy layer was formed on the base iron with a thickness of about 1.5 ⁇ m, and the primary Al phase was formed at a fraction of about 26%.
  • Figure 2 (c) is Example 4, in which a thin Fe-Al alloy layer was formed on the base iron with a thickness of about 4 ⁇ m, and the primary Al phase and Al/Zn eutectoid phase were formed at a total fraction of about 30%.
  • the examples show that the formation of the Fe-Al alloy layer is suppressed as much as possible and the corrosion resistance is improved as the primary Al phase and Al/Zn eutectoid phase are sufficiently formed.
  • a highly corrosion-resistant plated steel material can be provided that provides excellent corrosion resistance by generating a primary Al phase or an Al/Zn eutectoid phase and suppressing the formation of an Fe-Al alloy layer. .

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Abstract

본 발명은, 내식성이 우수한 고내식성 도금 강재 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고내식성 도금 강재의 제조방법은, 중량%로, 알루미늄(Al): 6%~18%, 마그네슘(Mg): 3%~6%, 및 잔부는 아연(Zn) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융합금도금욕에 소지철을 침지하는 단계; 침지된 상기 소지철을 상기 용융합금도금욕에서 인출하여, 상기 소지철 상에 용융합금도금층을 형성하는 단계; 및 상기 용융합금도금층이 형성된 소지철을 냉각하는 단계;를 포함하고, 상기 용융합금도금욕의 알루미늄:마그네슘의 함량 비율은 2:1 ~ 6:1 범위이다.

Description

고내식성 도금 강재 및 그 제조방법
본 발명은 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 내식성이 우수한 고내식성 도금 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
용융아연도금강판은 자기 희생성이 우수하여 건자재와 가전재 등에 많이 적용되고 있다. 용융아연도금강판은 부식환경에 노출되면, 모재의 철이 노출된 부분에서 아연(Zn)이 희생양극으로 작용하게 되고, 도금층으로부터 아연의 손실이 발생한다. 이러한 아연의 희생양극 작용에 따라 부식환경에서 모재의 철의 녹 발생을 탁월하게 억제하는 역할을 하지만, 양극 효율이 저하된다. 이러한 문제점을 해결하기 위해서 아연(Zn)에 마그네슘(Mg)을 첨가함으로써, 부식환경에서 치밀한 부식 생성물을 생성시켜 양극 효율을 향상시키고 우수한 내식성을 발현하는 고내식 도금제품이 생산되고 있다. 그러나, 아연에 마그네슘이 첨가됨에 따라 내식성이 증가되지만, 도금층 가공성 감소와 마그네슘 산화물의 증가에 인하여 내식성이 저하되는 문제점이 있다.
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 내식성이 우수한 고내식성 도금 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다. 그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 내식성이 우수한 고내식성 도금 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고내식성 도금 강재의 제조방법은, 중량%로, 알루미늄(Al): 6%~18%, 마그네슘(Mg): 3%~6%, 및 잔부는 아연(Zn) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융합금도금욕에 소지철을 침지하는 단계; 침지된 상기 소지철을 상기 용융합금도금욕에서 인출하여, 상기 소지철 상에 용융합금도금층을 형성하는 단계; 및 상기 용융합금도금층이 형성된 소지철을 냉각하는 단계;를 포함하고, 상기 용융합금도금욕의 알루미늄:마그네슘의 함량 비율은 2:1 ~ 6:1 범위일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용융합금도금욕은 420℃ ~ 500℃ 범위로 유지될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용융합금도금욕은 용융된 합금의 융점에서 20℃ ~ 50℃ 범위로 증가된 온도로 유지될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉각하는 단계는 7℃/초 내지 30℃/초의 냉각 속도로 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉각하는 단계는 10℃/초 내지 15℃/초의 냉각 속도로 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용융합금도금층은 도금 기지층과 Fe-Al 합금층을 포함하고, 상기 용융합금도금층의 전체 두께는 상기 Fe-Al 합금층의 두께에 대하여 2 배 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 도금 기지층은 초정 Al 상, Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용융합금도금층에서 상기 초정 Al 상, 상기 Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두의 면적 분율은 20% 내지 60% 범위일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고내식성 도금 강재는, 소지철; 및 상기 소지철 상에 형성된, 중량%로, 알루미늄(Al): 6%~18%, 마그네슘(Mg): 3%~6%, 및 잔부는 아연(Zn) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융합금도금층;을 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용융합금도금층은 도금 기지층과 Fe-Al 합금층을 포함하고, 상기 도금 기지층은 초정 Al 상, Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두를 포함하고, 상기 용융합금도금층에서 상기 초정 Al 상, 상기 Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두의 면적 분율은 20% 내지 60% 범위일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용융합금도금층은 도금 기지층과 Fe-Al 합금층을 포함하고, 상기 용융합금도금층의 전체 두께는 상기 Fe-Al 합금층의 두께에 대하여 2 배 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용융합금도금층의 알루미늄:마그네슘의 함량 비율은 2:1 ~ 6:1 범위일 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 고내식성 도금 강재는, 중량%로, 알루미늄(Al): 6%~18%, 마그네슘(Mg): 3%~6%, 및 잔부는 아연(Zn) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 알루미늄:마그네슘의 함량 비율은 2:1 ~ 6:1 범위인 용융합금도금욕을 이용하여 형성함으로써, 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상을 생성시키고, Fe-Al 합금층의 형성을 억제시켜 우수한 내식성을 제공할 수 있다. 이러한 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상이 충분하게 형성되기 위해서는 전체 도금층의 두께는 합금층 대비 2배 이상이어야 한다. 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상의 분율은 용융합금도금층의 단면 기준으로 20% ~ 60% 존재하는 것이 바람직하며, 이에 따라 우수한 내식성을 제공할 수 있다. 상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고내식 도금 강재의 제조방법을 나타내는 공정 순서도이다.
도 2a 내지 도 2c는 본 발명의 실시예에 따른 고내식 도금 강재의 미세조직을 나타내는 주사전자현미경 사진이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다. 이하의 "용융합금도금"의 용어는 "용융아연도금"을 포괄하는 용어로서 사용됨에 유의한다.
아연에 마그네슘이 첨가되면 용융합금도금 강재의 내식성이 증가되지만, 마그네슘의 첨가는 도금층의 가공성을 감소시킬 수 있고, 제조 시에 마그네슘 산화물이 증가되므로, 마그네슘의 첨가량은 제한될 수 있다. 이러한 문제점을 최소화하기 위하여 알루미늄을 첨가한다. 알루미늄이 첨가되면, 도금욕의 마그네슘의 산화를 방지할 수 있으므로 생산 안정화를 증가시키고, 이와 더불어 알루미늄은 도금층에 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상을 형성하여 다양한 환경에서 우수한 내식성을 발현하게 된다. 도금층의 주요 구성 성분인 아연과 마그네슘은 우수한 희생방식능력을 가지고 있고 부식환경에서 부식 감량을 통해서 내식성을 발현한다. 반면, 도금층의 초정 Al 또는 Al/Zn 공석상 경우는 희생방식을 하지 않고 자체적으로 견고한 부동태층을 형성하여 부식환경에서 구조적으로 높은 내식성을 유지한다,
본 발명에서는 알루미늄과 마그네슘의 함량 범위 및 함량 비율을 제어하고, 도금층과 합금층의 비율을 제어하여, 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상을 안정적으로 형성하여 내식성을 증가시킨 도금 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고내식 도금 강재의 제조방법(S100)을 나타내는 공정 순서도이다.
도 1을 참조하면, 상기 고내식 도금 강재의 제조방법(S100)은, 중량%로, 알루미늄(Al): 6%~18%, 마그네슘(Mg): 3%~6%, 및 잔부는 아연(Zn) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융합금도금욕에 소지철을 침지하는 단계(S110); 침지된 상기 소지철을 상기 용융합금도금욕에서 인출하여, 상기 소지철 상에 용융합금도금층을 형성하는 단계(S120); 및 상기 용융합금도금층이 형성된 상기 소지철을 냉각하는 단계(S130);를 포함하고, 상기 용융합금도금욕의 알루미늄:마그네슘의 함량 비율은 2:1 ~ 6:1 범위이다. 이에 따라 내식성이 우수한 도금층을 형성할 수 있다.
상기 용융합금도금욕은 420℃ ~ 500℃ 범위로 유지될 수 있다.
상기 용융합금도금욕은 용융된 합금의 융점에서 20℃ ~ 50℃ 범위로 증가된 온도로 유지될 수 있다.
상기 냉각하는 단계는 7℃/초 내지 30℃/초의 냉각 속도로 가질 수 있다.
상기 냉각하는 단계는 10℃/초 내지 15℃/초의 냉각 속도로 가질 수 있다.
상기 용융합금도금층은 도금 기지층과 Fe-Al 합금층을 포함할 수 있다. 상기 용융합금도금층의 전체 두께는 상기 Fe-Al 합금층의 두께에 대하여 2 배 이상일 수 있다.
상기 도금 기지층은 초정 Al 상(Zn 고용된 Al단상 조직), Al/Zn 공석상(eutetoid phase), 또는 이들 모두를 포함할 수 있다.
상기 용융합금도금층에서 상기 초정 Al 상, 상기 Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두의 면적 분율은 20% 내지 60% 범위일 수 있다.
상술한 고내식성 도금 강재의 제조방법에 의하여 제조된 고내식성 도금 강재는, 소지철; 및 상기 소지철 상에 형성된, 중량%로, 알루미늄(Al): 6%~18%, 마그네슘(Mg): 3%~6%, 및 잔부는 아연(Zn) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융합금도금층;을 포함하고, 상기 용융합금도금층은 도금 기지층과 Fe-Al 합금층을 포함하고, 상기 용융합금도금층의 전체 두께는 상기 Fe-Al 합금층의 두께에 대하여 2 배 이상일 수 있다.
상기 도금 기지층은 초정 Al 상, Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두를 포함하고, 상기 용융합금도금층에서 상기 초정 Al 상, 상기 Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두의 면적 분율은 20% 내지 60% 범위일 수 있다.
상기 용융합금도금욕에 첨가되는 알루미늄은 도금 시 마그네슘의 산화를 방지하기 위해서 첨가된다, 상기 용융합금도금욕의 마그네슘의 첨가량이 3% 이상인 경우에는, 상기 알루미늄의 첨가량이 마그네슘 첨가량에 비하여 적어도 2배 이상 되어야, 용융합금도금욕에서의 마그네슘의 산화를 방지하여 산화 드로스(Dross)를 감소시킬 수 있다.
상기 용융합금도금층의 알루미늄:마그네슘의 함량 비율은 2:1 ~ 6:1 범위일 수 있다.
상기 용융합금도금욕에 알루미늄을 6% 이상 첨가한 경우에는, 도금 후 응고되면서 소지철 상에 형성된 용융합금도금층에 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상을 형성할 수 있다. 상기 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상은 부식 환경에서 구조적으로 견고한 부동태층을 형성하게 되어 내식성을 향상시키며 또한, 도금층의 크랙 저항성을 제공하는 상이다. 본 발명의 조성범위에서는, 대부분 경도가 높은 라멜라 구조의 공정상이 형성되므로, 연신이 우수한 초정 Al에 의해서 크랙 저항성이 향상된다.
그러나 상기 초정 Al 상 또는 상기 Al/Zn 공석상이 생성되려면, 소지철과 용융합금도금층 사이에 생성되는 Fe-Al 합금층의 생성을 방지하거나 적어도 최소화하여야 한다. 상기 용융합금도금욕에 알루미늄을 18%를 초과하여 첨가한 경우에는, 상기 Fe-Al 합금층이 과도하게 성장하게 되어, 상기 초정 Al 상 또는 상기 Al/Zn 공석상 생성에 필요한 알루미늄 함량이 부족하게 되어, 결과적으로 상기 용융합금도금층에 형성되는 상기 초정 Al 상 또는 상기 Al/Zn 공석상의 양이 급격하게 감소하게 된다.
또한, 상기 용융합금도금욕에 알루미늄을 18%를 초과하여 첨가한 경우에는 마그네슘의 첨가량과는 무관하게 용융 온도가 증가하게 되어 도금층 형성 단계에서 합금층의 확산 속도가 급격하게 증가하게 되므로, 상기 초정 Al 및 또는 상기 Al/Zn 공석상이 형성되지 못하게 된다.
반면, 상기 용융합금도금욕에 알루미늄을 6% 미만으로 첨가한 경우에는, 알루미늄의 함량이 부족하여 상기 초정 Al 상 또는 상기 Al/Zn 공석상이 충분히 형성되지 못할 수 있다.
상기 마그네슘이 3 중량% 미만인 경우에는, 내식성에 기여하는 바가 미미할 수 있고, 상기 마그네슘이 5 중량%를 초과하는 경우에는, 마그네슘 산화 드로스에 의한 강재의 품질저하를 야기할 수 있다.
이러한 상기 초정 Al 상 또는 상기 Al/Zn 공석상의 감소를 방지하기 위하여, 알루미늄:마그네슘의 함량 비율은 2:1 ~ 6:1 범위로 제어한다. 이러한 함량 비율에서는 상기 초정 Al 상 또는 상기 Al/Zn 공석상이 충분하게 형성될 수 있다. 상기 마그네슘은 Fe-Al 합금층의 형성을 위한 원소의 확산을 방지하는 역할을 하여 Fe-Al 합금층의 두께 성장을 억제하고 결과적으로 초정 Al 상 또는 상기 Al/Zn 공석상의 형성을 용이하게 한다.
상기 용융합금도금층은 도금 기지층과 Fe-Al 합금층을 포함할 수 있다. 상기 도금 기지층은 용융합금도금욕의 구성 성분에 의하여 소지철 상에 형성되고, 상기 용융합금도금욕의 조성 범위와 유사한 조성을 가지는 층을 지칭한다 상기 Fe-Al 합금층은 소지철에 포함된 철이 용융합금도금욕에 포함된 알루미늄과 합금화하여 형성되며, 주로 상기 소지철과 용융합금도금층의 계면에 형성된 층을 지칭한다. 본 발명의 고내식성 도금 강재를 형성하기 위하여는 상기 Fe-Al 합금층의 형성을 가능한 방지 또는 억제하는 것이 바람직하다.
이러한 Fe-Al 합금층의 형성은 용융합금도금욕의 온도에 의한 영향을 받을 수 있다. 상기 용융합금도금욕은 420℃ ~ 500℃ 범위로 유지될 수 있다. 상기 용융합금도금욕은 용융된 합금의 융점에서 20℃ ~ 50℃ 범위로 증가된 온도로 유지될 수 있다.
상기 Fe-Al 합금층의 형성은 용융합금도금층이 형성된 후에 냉각하는 단계에서도 이루어지므로, 상기 Fe-Al 합금층의 형성을 최소화하는 냉각 속도가 요구된다. 이에 따라, 상기 냉각하는 단계는 7℃/초 내지 30℃/초의 냉각 속도로 가질 수 있다. 바람직하게는 10℃/초 내지 15℃/초의 냉각 속도를 가짐에 따라 내식성과 도금 가공성이 우수한 도금 강재를 제조할 수 있다. 상기 냉각 속도가 7℃/초 미만인 경우에는, 응고 중에 Fe-Al 합금층이 계속 성장하게 되어 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상의 형성이 어려워지게 된다. 상기 냉각 속도가 30℃/초를 초과하는 경우에는, 도금 표면의 외관이 불균일하게 응고된 후 강재의 표면 품질이 저하될 수 있다. 냉각 속도가 낮을수록 초정 Al 상의 형성이 촉진되고, 냉각 속도가 높을수록 Al/Zn 공석상의 형성이 촉진된다.
또한, 상기 초정 Al 상 또는 상기 Al/Zn 공석상의 형성이 용이하기 위하여는, 전체 도금층 내의 합금층의 두께를 제어할 필요가 있다. 상기 용융합금도금층의 전체 두께는 상기 Fe-Al 합금층의 두께에 대하여 2 배 이상이어야 하고, 예를 들어 2 배 내지 20 배의 범위일 수 있다. 상기 용융합금도금층의 전체 두께가 상기 Fe-Al 합금층의 두께에 대하여 2배 미만인 경우에는, 상기 용융합금도금층에서의 상기 초정 Al 상 또는 상기 Al/Zn 공석상의 분율이 급격하게 감소하게 되며, 이에 따라 내식성 및 도금층 가공성이 동시에 감소하게 된다.
상기 용융합금도금층의 단면(예를 들어, 종단면)에서 상기 초정 Al 상, Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두의 면적 분율은 20% 내지 60% 범위일 수 있다. 나머지 분율은 MgZn2 상, Mg2Zn11상 등과 같이 아연, 알루미늄, 및 마그네슘 중 두 개의 원소를 포함하여 구성된 2원 공정상(eutectic phase) 또는 세 개의 원소를 포함하여 구성된 Al/Zn/Mg 3원 공정상을 포함할 수 있고, 면적 분율은 40% 내지 80% 범위일 수 있다. 이 면적 분율에는 Fe-Al 합금상을 제외할 수 있다. 상기 면적 분율은 상기 강재의 미세조직 사진을 이미지 분석기를 통하여 도출한 면적비율을 의미한다. 상기 초정 Al 상, Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두의 상기 면적 분율이 20% 미만인 경우에는 내식성이 향상되지 않을 수 있고, 상기 초정 Al 상, Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두의 상기 면적 분율이 60%를 초과하는 경우에는, 상기 초정 Al 상 주위로 취성 특성을 가지는 MgZn2 상이 과도하게 형성되어 도금층 크랙이 발생할 수 있다.
실험예
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다. 여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
소지철로서 1.2 mm 냉연강판을 준비한다. 상기 소지철은 탄소(C): 0.15 중량%, 실리콘(Si): 0.01 중량%, 망간(Mn): 0.6 중량%, 인(P): 0.05 중량%, 황(S): 0.05 중량% 및 잔부는 철(Fe)과 제강 공정 등에서 불가피하게 함유되는 불순물을 포함한다. 그러나, 상기 소지철의 조성과 함량은 예시적이며 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
상기 소지철을 50℃의 알칼리 용액에 약 30분 동안 침지시킨 후, 물로 세척하여 표면의 이물질과 기름을 제거한다. 상기 소지철을 7% 수소 가스를 함유한 질소 가스로 구성된 환원 분위기에서 680℃ ~ 850℃의 온도로 소둔처리한다.
소둔처리된 소지철을 도금욕과 ±20℃ 이상 차이 나지 않는 온도까지 냉각 후 420℃ ~ 500℃의 용융합금도금욕에 1초 ~ 5초간 침적하였다. 이후에 질소 와이핑으로 용융합금도금층의 전체 두께를 약 20 μm 내외로 조절하였다. 이어서 도금처리된 소지철을 냉각하여 도금 강재를 제조하였다.
상기 도금 강재의 내식성을 35℃의 5% NaCl 용액을 이용하여 염수 분무시험으로 적청 발생시간을 평가하였다.
표 1은 본 발명의 실시예와 비교예의 도금 강재를 제조하기 위하여 사용된 용융합금도금욕의 조성을 나타낸다.
구분 Al Mg Zn Al:Mg 냉각속도(℃/초)
비교예1 0.2 0 Bal. - 7
비교예2 3.0 3.0 Bal. 1:1 7
비교예3 5.0 2.0 Bal. 2.5:1 7
비교예4 20.0 5.0 Bal. 4:1 7
비교예5 18.0 1.5 Bal. 9:1 7
비교예6 18.0 3.0 Bal. 6:1 3
실시예1 6.0 3.0 Bal. 2:1 7
실시예2 10.0 3.0 Bal. 3.3:1 7
실시예3 12.0 4.0 Bal. 3:1 7
실시예4 15.0 5.0 Bal. 3:1 7
실시예5 18.0 3.0 Bal. 6:1 7
표 1을 참조하면, 실시예들의 용융합금도금욕은 중량%로, 알루미늄(Al): 6%~18%, 마그네슘(Mg): 3%~6%, 및 잔부는 아연(Zn) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하였고, 알루미늄:마그네슘의 함량 비율은 2:1 ~ 6:1 범위를 만족한다.
비교예1은 알루미늄의 함량이 본 발명이 제시한 하한에 비하여 낮으며, 마그네슘을 포함하지 않은 상이점이 있다. 비교예2는 알루미늄 함량이 본 발명이 제시한 하한에 비하여 낮으며, 알루미늄:마그네슘의 함량 비율을 만족하지 못하는 상이점이 있다. 비교예3은 알루미늄 함량 및 마그네슘 함량이 각각 본 발명이 제시한 하한에 비하여 낮은 상이점이 있다. 비교예4는 알루미늄 함량이 본 발명이 제시한 상한에 비하여 높고 마그네슘 함량이 본 발명이 제시한 하한에 비하여 낮은 상이점이 있다. 비교예5는 마그네슘 함량이 본 발명이 제시한 하한에 비하여 낮으며, 알루미늄:마그네슘의 함량 비율을 만족하지 못하는 상이점이 있다. 비교예6은 냉각 속도가 본 발명이 제시한 하한에 비하여 낮은 상이점이 있다.
여기에서, 상기 도금 강재의 용융합금도금층의 전체 조성은 상기 용융합금도금욕의 조성과 동일하거나 거의 유사한 것으로 나타났다. 따라서, 표 1의 용융합금도금욕의 조성을 상기 도금 강재의 전체 도금층의 조성으로서 고려할 수 있다.
표 2는 본 발명의 실시예와 비교예의 도금 강재의 용융합금도금층의 특성 및 내식성을 나타낸다.
구분 초정 Al 상 또는
Al/Zn 공석상 분율
(%)		 합금층
두께
(μm)		 용융합금도금층:합금층
두께 비율		 적청발생
시간 평가
비교예1 0 0.2 - ×
비교예2 0 1 20:1 △
비교예3 5 1 20:1 △
비교예4 0 12 1.6:1 △
비교예5 8 11 1.8:1 △
비교예6 12 11 1.8:1 △
실시예1 22 1 20:1 ○
실시예2 26 1.5 1:1 ○
실시예3 32 2 10:1 ◎
실시예4 30 4 5:1 ◎
실시예5 32 7 2.8:1 ○
표 2에서 적청 발생시간의 평가는 다음과 같다. ◎: 2400 시간 이상, ○: 1800 시간 이상 ~ 2400 시간 미만, △: 800 시간 이상 ~ 1800 시간 미만, X: 600 시간 미만이다.
표 2를 참조하면, 실시예들에서 초정 Al 상, Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두의 면적 분율이 20% 이상으로 나타났으며, 이는 본 발명이 제시한 범위 20% 내지 60%를 만족한다. 실시예들은 Fe-Al 합금층의 두께가 7 μm 이하였고, 상기 용융합금도금층의 전체 두께가 상기 Fe-Al 합금층의 두께에 비하여 2 배 이상으로 나타났다. 실시예들은 적청 발생시간이 1800 시간 이상으로 나타남에 따라 내식성이 우수함을 알 수 있다.
비교예1은 알루미늄의 함량이 낮아 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상이 형성되지 않았으며, Fe-Al 합금층의 두께가 작았으나, 적청 발생시간이 600 시간 미만으로 나타남에 따라 내식성이 나쁜 것으로 평가된다.
비교예2는 알루미늄 함량이 낮음에 따라 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상이 거의 형성되지 않았으며, 알루미늄 함량이 낮으므로 Fe-Al 합금층의 두께 및 두께 비율이 작게 나타났으나, 적청 발생시간이 800 시간 이상 ~ 1800 시간 미만으로 나타남에 따라 내식성이 나쁜 것으로 평가된다.
비교예3은 알루미늄 함량이 낮음에 따라 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상이 적은 분율로 형성되었고, 알루미늄 함량이 낮으므로 Fe-Al 합금층의 두께 및 두께 비율이 작게 나타났으나, 적청 발생시간이 800 시간 이상 ~ 1800 시간 미만으로 나타남에 따라 내식성이 나쁜 것으로 평가된다.
비교예4은 알루미늄 함량이 높고 마그네슘 함량이 낮음에 따라 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상을 형성하지 못하고 이를 대신하여 Fe-Al 합금층이 두껍게 형성되었고, 적청 발생시간이 800 시간 이상 ~ 1800 시간 미만으로 나타남에 따라 내식성이 나쁜 것으로 평가된다.
비교예5는 마그네슘 함량이 낮음에 따라 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상을 충분한 양으로 형성하지 못하고 이를 대신하여 Fe-Al 합금층이 두껍게 형성되었고, 적청 발생시간이 800 시간 이상 ~ 1800 시간 미만으로 나타남에 따라 내식성이 나쁜 것으로 평가된다.
비교예6은 알루미늄의 함량과 마그네슘 함량이 적절한 수준이지만, 냉각 속도가 낮아 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상을 충분한 양으로 형성하지 못하고 이를 대신하여 Fe-Al 합금층이 두껍게 형성되었고, 적청 발생시간이 800 시간 이상 ~ 1800 시간 미만으로 나타남에 따라 내식성이 나쁜 것으로 평가된다.
따라서, 용융합금도금층에 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상 생성되기 위해서는 상기 용융합금도금층의 전체 두께: 상기 Fe-Al 합금층의 두께가 2:1 이상으로 상기 용융합금도금층의 전체 두께가 상기 Fe-Al 합금층 두께에 비하여 2배 이상 두꺼워야 한다. 또한, 용융합금도금층에 존재하는 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상의 분율이 상기 용융합금도금층의 단면 기준으로 20% ~ 60% 범위의 면적 분율로 존재하는 것이 바람직하다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 고내식 도금 강재의 미세조직을 나타내는 주사전자현미경 사진이다.
도 2의 (a)는 비교예4로서, 알루미늄 함량이 본 발명이 제시한 상한에 비하여 높고 마그네슘 함량이 본 발명이 제시한 하한에 비하여 낮으므로, 소지철 상에 Fe-Al 합금층이 약 12 μm 두께로 두껍게 형성되었다.
도 2의 (b)는 실시예2로서, 소지철 상에 Fe-Al 합금층이 약 1.5 μm 두께로 얇게 형성되었고, 초정 Al 상이 약 26% 분율로 형성되었다.
도 2의 (c)는 실시예4로서, 소지철 상에 Fe-Al 합금층이 약 4 μm 두께로 얇게 형성되었고, 초정 Al 상 및 Al/Zn 공석상이 합계로 약 30% 분율로 형성되었다.
이와 같이, 실시예들은 Fe-Al 합금층의 형성이 최대한 억제되고, 초정 Al 상 및 Al/Zn 공석상이 충분히 형성됨에 따라 내식성이 향상됨을 알 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.
상기한 바와 같이 이루어진 본 발명의 일 실시예에 따라 초정 Al 상 또는 Al/Zn 공석상을 생성시키고, Fe-Al 합금층의 형성을 억제시켜 우수한 내식성을 제공하는 고내식성 도금 강재를 제공할 수 있다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 알루미늄(Al): 6%~18%, 마그네슘(Mg): 3%~6%, 및 잔부는 아연(Zn) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융합금도금욕에 소지철을 침지하는 단계;
    침지된 상기 소지철을 상기 용융합금도금욕에서 인출하여, 상기 소지철 상에 용융합금도금층을 형성하는 단계; 및
    상기 용융합금도금층이 형성된 소지철을 냉각하는 단계;를 포함하고,
    상기 용융합금도금욕의 알루미늄:마그네슘의 함량 비율은 2:1 ~ 6:1 범위인,
    고내식성 도금 강재의 제조방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 용융합금도금욕은 420℃ ~ 500℃ 범위로 유지되는,
    고내식성 도금 강재의 제조방법.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 용융합금도금욕은 용융된 합금의 융점에서 20℃ ~ 50℃ 범위로 증가된 온도로 유지되는,
    고내식성 도금 강재의 제조방법.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 냉각하는 단계는 7℃/초 내지 30℃/초의 냉각 속도로 가지는,
    고내식성 도금 강재의 제조방법.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 냉각하는 단계는 10℃/초 내지 15℃/초의 냉각 속도로 가지는,
    고내식성 도금 강재의 제조방법.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 용융합금도금층은 도금 기지층과 Fe-Al 합금층을 포함하고,
    상기 용융합금도금층의 전체 두께는 상기 Fe-Al 합금층의 두께에 대하여 2 배 이상인,
    고내식성 도금 강재의 제조방법.
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 도금 기지층은 초정 Al 상, Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두를 포함하는,
    고내식성 도금 강재의 제조방법.
  8. 제 7 항에 있어서,
    상기 용융합금도금층에서 상기 초정 Al 상, 상기 Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두의 면적 분율은 20% 내지 60% 범위인,
    고내식성 도금 강재의 제조방법.
  9. 소지철; 및
    상기 소지철 상에 형성된, 중량%로, 알루미늄(Al): 6%~18%, 마그네슘(Mg): 3%~6%, 및 잔부는 아연(Zn) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용융합금도금층;을 포함하고,
    상기 용융합금도금층은 도금 기지층과 Fe-Al 합금층을 포함하고,
    상기 도금 기지층은 초정 Al 상, Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두를 포함하고,
    상기 용융합금도금층에서 상기 초정 Al 상, 상기 Al/Zn 공석상, 또는 이들 모두의 면적 분율은 20% 내지 60% 범위인,
    고내식성 도금 강재.
  10. 제 9 항에 있어서,
    상기 용융합금도금층은 도금 기지층과 Fe-Al 합금층을 포함하고, 상기 용융합금도금층의 전체 두께는 상기 Fe-Al 합금층의 두께에 대하여 2 배 이상인,
    고내식성 도금 강재.
  11. 제 9 항에 있어서,
    상기 용융합금도금층의 알루미늄:마그네슘의 함량 비율은 2:1 ~ 6:1 범위인,
    고내식성 도금 강재.
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