KR100349086B1 - 가공성, 도금밀착성 및 표면품질이 우수한 용융아연도금열연강판의 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 적정의 연성을 확보하여 심가공이 가능하고, 엣지부 및 표면층의 혼립조직 형성에 의한 강판재 가공표면의 표면결함을 방지하기 위하여, 0.015∼0.040 wt％의 C, 0.15∼0.25 wt％의 Mn, 0.012 wt％ 이하의 P, 0.010 wt％ 이하의 S, 0.02∼0.05 wt％의 Al, 0.004 wt％ 이하의 N, 10∼25 ppm의 B 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 구성된 성분계로 구성된 슬라브를 1120~1180℃로 추출하여 열간압연한 후 680∼720℃에서 권취한 열연강판을 산세 후 440∼500℃에서 가열하고, 0.14∼0.20％의 Al, 30 ppm이하의 Pb, 30 ppm이하의 Sb, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물이 포함된 용융아연 도금욕에 침적하여 도금하는 것을 특징으로 하는 가공성, 도금밀착성 및 표면품질이 우수한 용융아연도금 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.
Description
본 발명은 용융아연도금 열연강판(Hot-rolled Galvanized Iron, 이하 HGI라 칭함)을 제조하는 방법에 관한 것으로서, 특히 중저탄소강을 소지강판으로 한 가공성, 도금밀착성, 표면품질이 우수한 용융아연도금 열연강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
일반적으로, 용융아연도금강판은 도금소재에 따라 HGI재와 용융아연도금 냉연강판(Cold-rolled Galvanized Iron, 이하 CGI라 칭함)으로 분류할 수 있는 데, 근래에는 냉연공정이 필요하지 않아 가격이 비교적 저렴한 HGI에 대한 수요가 점차 증가하고 있다. 따라서 심가공을 필요로 하는 전기 스위치박스, 하이드로 포밍재, 자동차 및 가정 내판 경가공용 등에 사용할 수 있는 가공성이 우수한 HGI재의 개발 필요성이 절실해졌다.
종래, 심가공용 용융아연도금강판을 제조하는 방법으로는 극저탄소강을 베이스로 하고 탄질화물 형성 원소인 Ti 또는 Ti와 Nb을 첨가한 심가공용(Deep DrawingQuality: 이하 DDQ라 칭함) 또는 초심가공용(Extra Deep Drawing Quality: 이하 EDDQ라 칭함) 냉연강판을 연속 용융아연도금설비(Continuous Galvanizing Line: 이하 CGL이라 칭함)에서 강판의 재결정 온도 이상인 800~860℃로 연속소둔후 용융도금을 실시하여 제조하였다. 그러나, 최근 냉연 공정 단축에 따른 제조비용 절감목적으로 열연강판을 도금소재로 하여 CGI재의 EDDQ, DDQ와 동등한 고가공성이 요구되는 경우가 많아지고 있다.
이러한 요구에 따라 최근에는 두께 2.5㎜ 이상의 후물재 열연강판의 경우 심가공성을 확보하기 위해 탄소가 0.002 wt%이하인 극저탄소강을 이용한 다음과 같은 기술들이 개발되고 있다.
일본 고베제강은 0.002 wt% C - 0.03 wt% Ti 강을 Ar3변태온도 이상의 온도에서 압연한 후 600℃이하의 온도에서 권취시켜 가공성이 뛰어난 열연강판의 제조기술을 개발하였으며, 일본강관에서는 0.002 wt% C - 0.01~0.02 wt% Ti 또는 Nb강을 650℃이상에서 권취하여 가공용 열연강판을 제조하는 기술을 개발하였다.
이와 같이 연성확보를 위해 재질적으로 유리한 극저탄소강을 사용하고 있음에도 HGI재 생산의 약 90% 를 차지하는 두께 2.3㎜ 이하의 박물인 HGI재를 제조하는 데는 문제가 있어 왔다.
일반적으로 사상압연온도가 Ar3변태점 이하가 되면 기지인 오스테나이트 내에 페라이트가 미세하게 석출되고, 이 오스테나이트 기지내의 페라이트 입자는 권취시 결정핵으로 작용하여 점차 조대립 또는 거대립으로 성장한다. 특히 극박인 경우에는 오스테나이트 영역내에서 압연을 하여도 표면층이나 엣지부는 온도확보가 곤란하기 때문에 오스테나이트와 페라이트의 2상영역에서 압연되어 비균일의 페라이트 거대립의 혼립조직이 형성되기 용이하게 된다. 여기에 권취온도가 고온이면 비균일하고 조대한 페라이트 입자의 미세립에 대한 잠식이 더욱 조장된다. 이러한 혼립조직의 형성으로 인해 HGI재의 가공시 표면에 오렌지 필 등의 재질 결함이 유발된다.
이를 회피하기 위한 한 방법으로 열간사상압연온도를 Ar3온도보다 매우 높게 설정하고, 권취온도를 저온으로 설정하는 방법이 제시되고 있는데, 에너지 소모의 효율성과 경제성을 고려하여 사상압연온도는 Ar3온도보다 약간 높은 온도로 설정하고, 권취온도는 대략 600℃이상으로 행하고 있다.
그러나, 극저탄소강을 사용한 박물의 HGI재의 제조에 있어, 열간압연시 Ar3변태점이 높아 압연온도의 확보가 어렵고, 이로 인해 소지강판에 미세립과 조대립이 혼재한 혼합조직이 발생하여 열연강판을 산세 후 440~500℃로 가열하여 도금하는 과정에서 시효에 의해 재질이 급격히 열화되는 문제가 발생하게 된다.
일반적으로 심가공 냉연강판 제조에 사용되는 Ti 또는 Ti 및 Nb 을 첨가한 극저탄소강의 경우 통상 3.5~4.0㎜의 두께로 압연되며, 910℃이상에서 열간압연이 실시되고 있다. 그러나 두께 2.3㎜이하인 강판의 경우에는 사상압연온도는 저하되어 통상 840~880℃의 범위가 된다. 따라서 극저탄소강의 박물의 경우 열간압연시온도저하에 의한 불균일 조직의 생성이 초래될 수 있는 것이다.
또한 극저탄소강의 열연강판을 산세도금공정에서 800℃로 열처리할 경우 항복강도 13~14 ㎏/㎟, 연신율 50% 이상의 초심가공용 HGI를 제조할 수 있으나, 산세도금공정은 강판의 가열능력이 440~500℃로 한정되어 있어 실질적으로 불가능하다.
본 발명은 상기와 같은 종래의 기술의 한계를 극복하기 위한 것으로서, 적정 연성을 확보한 고가공성 용융아연도금 열연강판을 제공하는 데 그 목적이 있다.
본 발명의 다른 목적은 사상압연온도를 Ar3온도 이상으로 확보하여 혼립조직의 발생이 없어 표면결함등이 없는 박판의 용융아연도금 열연강판을 제공하는 데 있다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명은 0.015∼0.040 wt％의 C, 0.15∼0.25 wt％의 Mn, 0.012 wt％ 이하의 P, 0.010 wt％ 이하의 S, 0.02∼0.05 wt％의 Al, 0.004 wt％ 이하의 N, 10∼25 ppm의 B 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 구성된 성분계로 구성된 슬라브를 1120~1180℃로 추출하여 열간압연한 후 680∼720℃에서 권취한 열연강판을 산세 후 440∼500℃에서 가열하고, 0.14∼0.20％의 Al, 30 ppm이하의 Pb, 30 ppm이하의 Sb, 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물이 포함된 용융아연 도금욕에 침적하여 도금하는 것을 특징으로 하는 가공성, 도금밀착성 및 표면품질이 우수한 용융아연도금 열연강판의 제조방법을 제공한다.
이하, 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
본 발명에서 각 성분의 수치한정 이유는 다음과 같다.
본 발명의 열연강판의 탄소함량은 0.015~0.040wt%로 한정하였다. 본 발명의 가공용 용융아연도금 열연강판은 Ar3변태점을 낮추기 위해 탄소성분을 높인 중저탄소강으로 한 것이며, 탄소가 0.040wt%이상 첨가되면 Ar3변태점이 저하되어 열연강판의 혼립조직 발생 가능성은 저하되나 항복 및 인장강도가 상승하고 연신율이 저하되며, 용융아연도금후 고용탄소량의 증가를 유발한다. 또한 탄소량이 0.015wt%이하로 첨가되면 Ar3 변태점이 높아져 소지철 내부에 혼립조직이 생겨 가공성에 불리하다.
망간(Mn)은 고용강화 원소로서 탄소와 더불어 강도를 확보하고 또한 Ar3변태점을 저하시키는 원소이기 때문에 첨가시 유리하나, 이 역시 0.25wt％ 이상 첨가할 경우 강도가 상승하고 연성 저하 및 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 또한 망간을 0.15wt％ 이하로 첨가할 경우에는 Mn/S비가 저하되어 가공성에 유해한 S를 MnS 화합물로 석출시키지 못하므로써 FeS, FeMnS 형태의 저융점 유화물이 소지철 입계에 존재하여 연속주조,조압연 형태의 열간 소성변형저항을 받을 때 입계에서 공공(void)이 형성되어 강판 표면에 파임결함을 유발한다. 이러한 이유로 본 발명에서는 망간성분을 0.15∼0.25wt％로 제한하였다.
인(P)은 석출강화 원소로서, 성분함량이 높으면 가공성에 나쁜 영향을 미치므로 고용강화량을 감소 시키기 위하여 P는 120 ppm이하로 한정하였다.
황(S)은 강중 불순물로서 강중에 불가피하게 존재 하나 조대한 황화물이 형성되므로 가능한 저하시키는 것이 바람직하다. 현재의 탈황기술로는 수 ppm 이하까지 저감시킬 수 있으나 생산성 등의 측면을 고려하여 본 발명에서는 100 ppm이하로 한정하였다.
알루미늄(Al)은 강의 탈산에 필요한 원소로서, 탈산에 필요한 통상 수준인 0.02∼0.05 wt％로 한정하였다.
질소(N)는 강중에 고용되어 있으면 연성을 저하시키는 데, 본 발명에서와 같이 PGL공정에서는 고용 질소가 재질시효를 유발하기 때문에 40ppm 이하로 한정하였고, 열간 압연후 680∼720℃의 고온 권취를 함으로서 대부분의 질소가 AlN, BN의 화합물로써 석출되도록 하였다.
보론(B)은 Ar3변태점을 현저히 낮추고, 또한 탄소와 질소를 고용석출물로 고정하여 소지철의 연질화에 기여한다. 보론을 첨가할 경우의 Ar3변태점 온도는 다음과 같은 식에 의해 얻어질 수 있다.
Ar3= 910 - 730[C] - 73[Mn] - 16,000[B] (단위 : wt％)
그러나 지나치게 많이 첨가하면 제조원가가 상승하고 내2차 가공취성 등의 문제가 발생하므로 B/N 비가 0.5 이상인 10∼25ppm으로 한정하는 것이 바람직하다. 일반적으로 B/N 비가 0.7∼0.8 범위 일때가 연신율이 높아진다.
본 발명에서는 슬라브를 종래보다 대략 50℃ 낮은 1120∼1180℃ 수준으로 추출하였다. 이는 MnS와 AlN의 석출을 촉진하여 고연성을 확보하기 위한 것이다. 추출온도가 1180℃이상으로 높을 경우에는 열연강판 표면에 스케일 결함이 증가하고, 1120℃이하일 경우에는 조압연 및 사상압연의 목표온도를 확보하지 못하는 문제점이 발생한다.
본 발명에서는 또한 조압연 후 엣지히터(Edge Heater)를 적용하여 열연강판의 엣지(Edge)부 온도를 중앙부와 동일한 온도를 확보하도록 할 수 있다. 조압연 후 열간상태의 바(Bar)의 엣지부가 중앙부 대비 공기와의 접촉면적이 커서 빠르게 냉각되어 이 바를 압연시 폭방향별로 소지철 조직이 상이하게 되고, 재질편차가 발생하여 엣지부에 혼립조직이 발생하며 페라이트 입도가 작아져 연신율이 감소한다. 이와 같은 문제점을 해결하기 위해 엣지부에 엣지히터를 사용하여 온도를 확보할 수 있기 때문이다.
본 발명에서는 사상압연온도를 통상 사상압연온도 수준인 840∼880℃로 하였으며, 압연 후 680∼720℃의 고온 권취를 실시하여 고연성을 확보토록 하였다. 일반적으로 용융아연 열연강판은 권취온도가 680∼720℃ 수준일때 가장 양호한 고연성의 재질을 확보 할 수 있기 때문이다. 그러나 720℃를 초과하는 고온권취시에는 소지강판에 조대립이 형성되어 가공시 크랙이 발생하게 되고, 저온권취시에는 고연성 확보에 불리하므로 권취온도 하한값을 680℃로 제한하였다. 그리고 680∼720℃ 로 고온권취를 행할 경우에는 용융아연도금공정에서 시효경화를 유발하는 고용 탄소 및 질소를 BC, BN 탄화물로 쉽게 석출시킴으로서 시효경화에 대한 이들 고용원소의 영향을 최소화할 수 있다.
본 발명에 따른 열연강판은 두께 2.5㎜ 이상의 후판은 물론 그 이하의 박판의 경우에도 적용될 수 있다.
이렇게 제조된 열연강판은 산세를 통해 열연 스케일을 제거한 다음 440∼500℃에서 가열하여 도금소재 표면을 환원한 후 도금욕에 침적하여 용융아연도금을 행한다. 도금 후 공냉시킨 다음, 0.5% 이하의 연신율로 조질압연을 실시하여 본 발명의 가공용 용융아연도금 열연강판을 제조하는 것이다. 이 때 도금욕에 침적시 강판의 온도는 430~460℃의 범위가 되도록 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 도금욕은 Al은 0.14~0.20 %, Pb는 30ppm이하, Sb는 30ppm이하, 나머지는 Zn 및 기타 불가피한 불순물의 성분인 것으로 한다.
가공용 HGI는 표면품질이 우수해야 하므로 피팅마크, 흐름무늬 및 생산후 3개월 경과 후 강판 표면이 검게 변하는 흑변현상이 없어야 한다. 일반적으로 Pb,Sb가 스팽글 입계에 존재하면 시간이 경과한 후 입계에 편석이 발생하여 가공시 도금박리를 유발하고, 또한 도금욕에 Pb,Sb성분이 포함되면 제로스팽글 제조를 위해 인산암모늄 용액 등을 분사하는데 분사자국이 피팅형태를 보임에 따라 표면 및 조도가 거칠어져 프레스 가공시 금형틀과 강판과의 마찰계수가 커져 가공에 불리하게 작용한다. 그래서 레귤러 스팽글 형성원소인 Pb, Sb 성분을 각각 30ppm 이하로 한정하고, Al을 0.14∼0.20％, 나머지는 Zn 및 기타 불가필한 성분을 함유한 도금욕 성분으로 용융아연도금하여 가공시 박리를 방지하고 표면품질을 개선하여 가공시에도금박리 및 흑변현상 등을 해결하였다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
[실시예]
표 1에는 본 발명에 이용한 강, 종래강 및 비교강의 화학성분과 이에 따른 Ar3온도를 나타낸 것이다.
종래재1은 저탄소강, 종래재2는 중저탄소강, 종래재 3은 Ti을 첨가한 극저탄소강, 종래재 4는 Ti을 첨가한 세미극저탄소강이다. 비교재 1,2는 중저탄소강 성분계에 보론을 미량 첨가 하였다. 반면에 발명재는 비교재에 비해 C, P 및 S성분을 낮춰 가공성을 확보하도록 하였다.
| 구분시편 | 화 학 성 분 (wt%) | Ar3(℃) | ||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Al | Ti | B(ppm) | N(ppm) | ||
| 종래재1 | 0.040 | 0.01 | 0.25 | 0.012 | 0.009 | 0.036 | - | - | 25 | 862 |
| 종래재2 | 0.018 | 0.01 | 0.18 | 0.013 | 0.010 | 0.035 | - | 22 | 883 | |
| 종래재3 | 0.004 | 0.01 | 0.15 | 0.011 | 0.009 | 0.032 | 0.050 | 20 | 896 | |
| 종래재4 | 0.008 | 0.01 | 0.17 | 0.010 | 0.009 | 0.034 | 0.052 | 21 | 891 | |
| 비교재1 | 0.029 | 0.01 | 0.19 | 0.012 | 0.007 | 0.035 | - | 18 | 19 | 846 |
| 비교재2 | 0.031 | 0.01 | 0.19 | 0.015 | 0.010 | 0.030 | - | 12 | 18 | 854 |
| 발명재 | 0.020 | 0.01 | 0.19 | 0.008 | 0.006 | 0.034 | - | 15 | 20 | 845 |
이와 같이 보론을 첨가한 비교재1,2 및 발명재의 경우 Ar3온도가 약 40℃정도 감소한 것을 알 수 있다.
상기 성분의 강을 연주공정에서 슬라브로 제조한 후 1150∼1200℃ 범위에서 3시간 재가열하고 , 최종 두께 1.6 mm로 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이때 열간 사상압연온도는 860℃로 하였고, 권취온도는 680∼720℃ 범위로 하였다.
이렇게 제조된 열연강판을 산세용융아연도금공정에서 열연강판 표면의 스케일을 산세를 통하여 제거하고, 산세된 강판코일을 440∼500℃ 범위로 가열한 후, 430∼460℃로 아연도금욕에 침적하여 도금하였다.
도금욕 성분은 Al은 0.14~0.20 %, Pb는 30ppm이하, Sb는 30ppm이하, 나머지는 Zn 및 기타 불가피한 불순물의 성분인 것으로 하고, 스킨패스밀에서 0.4％의 연신율로 조질압연을 실시하여 HGI를 제조하였다.
표 2는 이와 같이 하여 제작된 용융아연도금 열연강판과 열연강판의 재질을 나타낸 것이다.
종래재1,2,3,4와 비교재 및 발명재의 HGI의 소지철 조직은 모두 등축 페라이트로 구성되어 있다
| 구분시편 | 권취온도(℃) | 열 연 강 판 | 용융아연도금 열연강판(HGI) | ||||||
| 항복강도(㎏/㎟) | 인장강도(㎏/㎟) | 연신율 (%) | 항복강도(㎏/㎟) | 인장강도(㎏/㎟) | 연신율 (%) | 항복비 (%) | 경도 (Hrb) | ||
| 종래재1 | 650 | 27.3 | 36.8 | 39 | 29.4 | 37.5 | 37 | 78.4 | 65 |
| 종래재2 | 700 | 25.2 | 33.8 | 44.5 | 26.1 | 33.8 | 39 | 71.3 | 60 |
| 종래재3 | 700 | 21.9 | 30.4 | 45.5 | 30 | 37 | 37 | 81.0 | 61 |
| 종래재4 | 700 | 23.2 | 32.0 | 44.5 | 27 | 37 | 38 | 73.0 | 59 |
| 비교재1 | 640670 | 2120 | 3232 | 4647 | 23.222.5 | 35.635 | 40.743 | 6564 | 52.451.2 |
| 비교재2 | 640670700 | 2421.620 | 3432.131.9 | 424446 | 26.623.622.0 | 37.235.534.6 | 384042 | 71.566.563.6 | 58.354.651.4 |
| 발명재 | 680720 | 2019.5 | 3231 | 4849 | 21.020.0 | 3434 | 4546 | 61.858.8 | 49.047.0 |
상기 표2에서 비교재 및 본발명은 종래의 저탄소강, 중저탄소강, 극저탄소강 및 세미극저탄소강에 비하여 연신율이 우수한 재질을 나태내고 있다.
한편 전 강종 모두 열연강판에 비해 HGI의 재질은 강도는 상승하고 연신율은 감소하는 경향을 보이고 있다. 그 이유는 PGL공정의 열처리 및 용융아연도금 과정에서 도금전 열간 압연상태에서의 탄소 및 질소의 침입형 고용원소량과 용융아연도금처리 과정에서 일부 탄화물(시멘타이트)의 재용해로 고용탄소량이 증가되어 시효경화에 기여하기 때문이다.
이러한 재질열화 정도는 극저탄소강 > 세미극저탄소강 > 중저탄소강 > 저탄소강 순이며, 극저 및 세미극저탄소강은 Ar3변태점이 높아, 두께 1.6mm의 박물재는 온도가 감소하여 열간압연 마무리 온도를 Ar3변태점 이상으로 압연을 하지 못하므로 혼립조직이 발생한다. 따라서 표 2에 나타난 기계적 성질로 볼 때 저탄소강, 중저탄소강, 세미극저탄소강, 극저탄소강으로 제조한 HGI는 가공용 소재로 사용하기에는 부적합함을 알 수 있다. 반면에 비교재 및 본발명은 중저탄소강에 B를 첨가하므로써 Ar3변태점을 855℃ 이하로 감소시켜 혼립조직을 방지하고, C 및 N를 고용석출물로 고정하기 때문에 열연강판의 연질화에 기여하여 연신율이 4％ 이상 향상 됨을 볼 수 있다. 그리고 극저 및 세미극저탄소강에 비해 강도의 상승정도가 3 kg/㎟ 미만으로 적음을 알 수 있다. 또한 본발명의 경우 가공용 HGI 연신율 하한기준인 42％ 이상 재질의 안정적인 확보를 위해 중저탄소강 성분계에서 강도상승 및 가공성에 유해한 원소인 C을 80 ppm, P 70 ppm 및 S 40 ppm을 감소시키고, 슬라브의 추출온도를 1150℃로 낮춰 추출함으로서, MnS, AlN의 석출을 촉진시키도록 하였다.
열간압연후 권취온도별 시험결과 권취온도가 고온일수록, 즉, 700±20℃ 범위에서 연신율이 가장 높았으며, 권취온도 30℃ 상승에 연신율 2％가 높아졌다. 최종적으로 얻어진 본발명에 따른 용융아연도금강판의 기계적 성질은 종래의 중저탄소강 성분계를 이용한 종래재2에 대비하여 항복강도는 5.1 kg/㎟ 감소, 연신율은 6％상승, 경도는 11 감소, 항복비 10 이상 감소된 결과, 항복강도 20∼21 kg/㎟(기준 24이하) , 인장강도 34 kg/㎟,(기준 31 이상), 연신율 45％(기준 42이상) 이상인 가공용 용융 아연 도금 열연강판이 제조됨을 알 수 있다. 특히 종래재 대비하여 인장강도는 동등수준이나 항복강도가 4∼5 kg/㎟ 감소하여 항복비가 현저히 낮아져서 가공영역이 넓어 짐으로써 가공용으로 사용 하기에는 최적임을 알 수 있다.
상기한 바와 같이, 본 발명에 의하면, Ar3변태점온도를 저하시켜 사상압연온도를 Ar3변태점온도 이상으로 확보할 수 있어 혼립조직의 생성을 억제하여 표면결함을 없는 두께 2.3㎜이하인 후판 강판을 제조할 수 있다.
또한 본 발명에 의하면, 적정한 연성을 확보한 용융아연도금 열연강판을 제공함으로써 가공성이 우수한 용융아연도금강판을 저렴하게 제조할 수 있다.
이상에서 설명한 것은 본 발명의 가공성, 도금밀착성 및 표면품질이 우수한 용융아연도금 열연강판의 제조방법의 하나의 실시예에 불과한 것으로서, 본 발명은 상기한 실시예에 한정하지 않고, 이하의 특허청구범위에서 청구하는 바와 같이 본 발명의 요지를 벗어남이 없이 당해 발명이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구든지 다양한 변경 실시가 가능한 범위까지 본 발명의 기술적 정신이 있다고 할 것이다.
Claims (2)
- 0.015∼0.040 wt％의 C, 0.15∼0.25 wt％의 Mn, 0.012 wt％ 이하의 P, 0.010 wt％ 이하의 S, 0.02∼0.05 wt％의 Al, 0.004 wt％ 이하의 N, 10∼25 ppm의 B 및 잔부가 Fe와 불가피한 불순물로 구성된 성분계의 슬라브를 1120~1180℃로 추출하여 열간압연한 후 680∼720℃에서 권취하여 열연강판을 제조하는 단계;상기 열연강판을 산세 후 440∼500℃에서 가열하는 단계;상기 가열한 열연강판을 용융아연 도금욕에 침적하여 도금하는 단계;를 포함하여 구성된 것을 특징으로 하는 용융아연도금 열연강판의 제조방법.
- 제 1항에 있어서,상기 도금욕은 0.14∼0.20％의 Al, 30 ppm이하의 Pb, 30 ppm이하의 Sb, 잔부가 Zn 및 기타 불가피한 불순물로 구성된 것을 특징으로 하는 용융아연도금 열연강판의 제조방법.
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