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KR102189791B1 - 저밀도 용융 아연도금 강철 및 이의 제조 방법 - Google Patents

저밀도 용융 아연도금 강철 및 이의 제조 방법 Download PDF

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KR102189791B1
KR102189791B1 KR1020187031773A KR20187031773A KR102189791B1 KR 102189791 B1 KR102189791 B1 KR 102189791B1 KR 1020187031773 A KR1020187031773 A KR 1020187031773A KR 20187031773 A KR20187031773 A KR 20187031773A KR 102189791 B1 KR102189791 B1 KR 102189791B1
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씬옌 진
치 양
리 왕
구앙쿠이 후
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바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사
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Abstract

강철의 핵 부분에 위치한 강철 기판 (1) 및 그 표면에 위치한 피막 층 (3)을 포함하고; 계면 층이 상기 강철 기판 (1) 및 상기 피막 층 (3) 사이에 위치하고, 상기 계면 층은 철 입자 층 (4)을 포함하고, 상기 강철 기판 (1) 상에 분산되어 있고 또한 상기 강철 기판 (1)을 덮고 있는 철 입자가 상기 철 입자 층 (4)에 위치하며, 상기 철 입자는 제 1 억제 층 (5)으로 덮여있고; 3.0% 내지 7.0%의 질량 퍼센트의 원소 Al을 포함하는 저밀도 용융 아연도금 강철이 제공된다. 이에 상응하여, 본 발명은 또한 상기 저밀도 용융 아연도금 강철의 제조 방법을 포함한다. 상기 저밀도 용융 아연도금 강철은 저밀도, 높은 강도 및 높은 아연도금성 및 피막 층 부착성을 갖는다.

Description

저밀도 용융 아연도금 강철 및 이의 제조 방법
본 발명은 저밀도 강철, 및 더 구체적으로 저밀도 용융 아연도금 강철에 관련되어 있다.
환경 규제와 에너지 절약 및 소비 감소에 대한 높아지는 요구에 따라, 경량화는 자동차의 발전 방향 중 하나이다. 소재 관점에서 경량 자동차를 달성하는 방법은 다음과 같다: 강철 대신 알루미늄 및 마그네슘과 같은 가벼운 합금을 사용하거나; 소재의 감소를 달성하기 위해 기존의 저강도 강철 대신 고강도 강철을 사용하거나; 강철의 밀도를 감소시킴으로써 강철의 비강도를 증가시키는 것, 즉 저밀도 강철을 개발하는 것이다.
알루미늄은 강철보다 훨씬 낮은 밀도를 갖기 때문에, 선행 기술에서, 소재 밀도의 감소는 강철에 일정량의 알루미늄을 첨가함으로써 달성되었다.
예를 들어, "고강도 극저탄소 저밀도 강철 및 상기 강철을 제조하기 위한 방법"으로 명명된 중국 특허 (공개 번호: CN104220609A, 공개일: 2014년 12월 17일)는 고강도 극저탄소 저밀도 강철 및 이의 제조 방법을 개시하고 있고, 이때 상기 강철은 밀도를 감소시키기 위하여 중량 퍼센트 6 내지 9%의 Al 함량을 갖고 있다.
또한, "우수한 스탬핑 능력을 갖는 저밀도 강철"로 명명된 중국 특허 (공개 번호: CN101755057A, 공개일: 2010년 6월 23일)는 열간 압연 페라이트 강철 판을 개시하고, 이때 Al 함량은 6%≤Al≤10%이다.
연속적 용융도금 과정에서, 열처리된 띠강을 아연 배스에 담그고, 또한 금속 또는 합금 층 (예를 들어 Zn, Zn-Al, Zn-Al-Mg 등)을 띠강의 표면에 도금하여 띠강의 내식성을 개선한다. 일반적인 강종 (ordinary steel grades)의 용융 아연도금은 잘 알려진 기술이다. 그러나, 원소 Si 및 Mn의 함량이 높은 고강도 강철 및 진보된 고강도 강철의 용융 아연도금은 다음과 같은 이유로 아연도금성에 어려움을 갖는다: 용융도금 전의 열처리 대기환경은 Fe에 대하여 환원성이지만, Si 및 Mn에 대해서 산화성이고, 띠강의 표면 상에 형성된 원소 Si 및 Mn의 산화 막은 아연도금 되는 아연 (galvanized zinc)의 띠강에 대한 습윤성을 심각하게 저하시켜, 도포되지 않은 철 및 피막 층의 불량한 부착과 같은 품질 문제를 야기한다.
강철에 첨가된 합금 원소 중, 원소 Si의 표면 풍부함 (surface enrichment)은 아연도금에 가장 큰 영향을 미친다. 따라서, 용융도금이 필요한 강종를 설계할 때, 매트릭스의 Si 함량을 주로 조절하거나, 또는 Si를 다른 원소로 대체한다. 선행 기술에서 Al 및 Si는 오스테나이트를 안정화하는 유사한 효과를 갖는다는 것이 알려져있다. 따라서, Al 함량은 일반적으로 약 2%이지만, 띠강의 아연도금성을 개선하기 위해 용융 아연도금 변태 유도 가소성 강철 (hot dip galvanized transformation induced plasticity steel; TRIP 강철)에서 Si 대신 주로 Al가 사용된다.
본 발명의 목적 중 하나는 저밀도, 고강도, 및 우수한 아연도금성의 장점을 갖는 저밀도 용융 아연도금 강철을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 상기 설명된 저밀도 용융 아연도금 강철 중 어느 하나를 제조할 수 있는, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법을 제공하는 데 있다.
본 발명의 목적 중 하나는 저밀도, 고강도, 및 우수한 아연도금성의 장점을 갖는 저밀도 용융 아연도금 강철을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명은 강철의 핵 부분에 위치한 강철 기판 및 강철 기판의 표면 상에 위치한 피막 층을 포함하고; 계면 층이 상기 강철 기판과 상기 피막 층 사이에 위치하고, 상기 계면 층은 철 입자 층을 포함하고, 상기 강철 기판 상에 분산되어 있고 또한 강철 기판을 덮고 있는 철 입자가 철 입자층에 위치하며, 상기 철 입자는 제 1 억제 층으로 덮여있고; 3.0% 내지 7.0%의 질량 퍼센트의 원소 Al을 포함하는 저밀도 용융 아연도금 강철을 제공한다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어서, 원소 Al의 설계 원칙은 원소 Al이 페라이트 형성 원소라는 것이다. 원소 Al의 첨가는 강철 판의 밀도를 현저히 감소시킬 수 있기 때문에, 본 발명에서의 원소 Al의 질량 퍼센트는 3.0% 이상이다. 그러나, 7.0%를 초과하는 질량 퍼센트를 갖는 원소 Al은 오스테나이트의 형성을 억제한다. 또한, 원소 Al은 강철 중의 오스테나이트의 적층 결함 에너지를 상당히 증가시킨다. 따라서, 7.0%를 초과하는 질량 퍼센트를 갖는 원소 Al은 강철 중의 잔류 오스테나이트 (residual austenite)가 변형 중에 마르텐사이트 변태 (martensitic transformation)를 일으키도록 유도되는 것을 억제하여, 강철 판의 우수한 강도 및 가소성 매칭 (plasticity matching)을 수득하는 것을 어렵게 한다. 따라서, 본 발명은 원소 Al의 질량 퍼센트를 3.0 내지 7.0%로 정의한다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철의 표면은 철 입자 층을 갖고, 철 입자 층은 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철이 우수한 아연도금성 및 피막 층 부착성을 갖게 한다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 강철 기판이 철 입자 층에 인접한 내부 산화 층을 갖고, 또한 상기 내부 산화층은 Al의 산화물을 포함한다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 내부 산화 층은 Mn 산화물을 추가적으로 포함한다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 내부 산화 층은 0.2 내지 10 μm의 두께를 갖는다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 내부 산화 층의 두께가 0.2 μm 미만이면, 원소 Al의 외부 산화를 효과적으로 억제 할 수 없고; 또한 내부 산화 층의 두께가 10 μm를 초과하면, 강철 기판의 내부 산화층의 성형 특성에 영향을 미칠 수 있다. 따라서, 바람직하게는, 상기 내부 산화 층의 두께는 0.2 내지 10 μm로 조절된다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 내부 산화 층의 산화물은 그레인 경계 (grain boundary) 및 그레인 내부에 존재한다. 내부 산화 층의 산화물은 주로 Al 산화물 및 Mn 산화물이고, 이들은 내부 산화 층의 그레인 내부 및 그레인 경계에 동시에 분포되어있다.
또한 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 계면 층은 0.1 내지 5 μm의 두께를 갖는다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 계면 층의 두께가 0.1 μm 미만이면, 피막 층의 부착성이 나쁘고; 또한 계면 층의 두께가 5 μm를 초과하면, 철 입자 층을 형성하기 위한 보다 긴 열처리 방치 시간 (annealing holding time)이 필요하다. 따라서, 본 발명의 계면 층의 두께는 0.1 내지 5 μm로 조절된다. 바람직하게는, 상기 계면 층의 두께는 0.3 내지 3 μm로 조절된다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 철 입자는 0.1 내지 5 μm의 입자 크기를 갖는다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 입자 크기가 0.1 μm 미만이면, 철 입자의 두께 및 커버리지 면적이 작고, 또한 피막 층의 부착성이 나쁘다; 또한 입자 크기가 5 μm를 초과하면, 철 입자 층이 지나치게 두꺼워진다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 철 입자는 강철 기판의 표면적의 30% 이상을 덮고 있다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 인접한 철 입자 사이의 최대 공간은 철 입자의 평균 입자 크기의 10 배 이하이다.
상기 해결책에 있어, 인접한 철 입자 사이의 최대 공간이 철 입자의 평균 입자 크기의 10 배를 초과하는 경우, 용융 아연도금 처리 중에 아연도금 되는 아연이 철 입자 사이의 공간에 완전히 침투하지 않을 수 있고, 또한 아연도금 되는 아연의 습윤성 및 아연 층의 부착성이 영향을 받을 수 있다. 이에 따라, 바람직하게는, 본 발명은 인접한 철 입자 사이의 최대 공간이 철 입자의 평균 입자 크기의 10 배 이하가 되도록 정의한다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 강철 기판 표면 상의 철 입자로 덮혀있지 않은 부분은 제 2 억제 층으로 덮여있다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 제 2 억제 층의 두께는 제 1 억제 층의 두께보다 얇다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 제 2 억제 층은 원소 Fe, Al, 및 Zn을 포함한다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 제 1 억제 층은 원소 Fe, Al, 및 Zn를 포함한다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에있어, 제 1 억제 층 및 제 2 억제 층은 Fe, Al, 및 Zn으로 이루어지며, 이때 상기 제 1 억제 층은 피막 층과 접촉하는 철 입자의 표면을 덮고, 또한 제 2 억제 층은 강철 기판의 표면이 철 입자에 의해 덮이지 않은 부분에 위치한다. 이것은, 강철 판을 아연 배스에 담그면, 아연 배스 중의 원소 Al 및 소량의 원소 Zn이 표면이 철 입자 층으로 덮여있는 강철 판의 Fe와 먼저 반응하여 제 1 억제 층을 형성하고; 또한 Fe, Al 및 Zn을 포함하는 소량의 제 2 억제 층이 강철 기판의 표면 중에서 철 입자에 의해 덮여있지 않은 부분 또는 철 입자 사이의 간격의 위치에서 형성될 수 있으나, 하지만 이의 두께는 철 입자 표면 상의 억제 층보다 얇다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 강철 기판의 미세구조는 페라이트 및 잔류 오스테나이트이다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 잔류 오스테나이트의 상 비율은 6 내지 30%이다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 잔류 오스테나이트 중의 원소 C의 질량 퍼센트는 0.8% 이상이다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, C는 오스테나이트 생성을 촉진시키는 중요한 고용체 강화 원소 (solid solution strengthening element)이다. 원소 Al이 풍부한 저밀도 강철에 있어, 잔류 오스테나이트 중의 C의 질량 퍼센트가 0.8% 미만이면, 잔류 오스테나이트의 함량 및 역학적 안정성이 비교적 낮아, 강철 판의 강도 및 연성이 저하된다. 따라서, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 잔류 오스테나이트 중의 C 함량은 0.8% 이상이다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철의 밀도는 7500㎏/m3 보다 작다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 강철 기판의 화학 원소의 질량 퍼센트는 C: 0.25 내지 0.50%, Mn: 0.25 내지 4.0%, Al: 3.0 내지 7.0%이고, 또한 나머지는 Fe 및 다른 불가피한 불순물이다.
상기 언급된 불가피한 불순물은 주로 원소 S, P 및 N을 일컬으며, 또한 P≤0.02%，S≤0.01%，N≤0.01%이도록 조절할 수 있다.
저밀도 용융 아연도금 강철 중의 각각의 화학적 원소의 설계 원칙은 다음과 같다:
C: C는 오스테나이트 형성을 촉진하는 중요한 고용체 강화 원소이다. Al이 풍부한 저밀도 강철에 있어, C의 질량 퍼센트가 0.25 % 미만이면, 잔류 오스테나이트의 함량 및 역학적 안정성이 상대적으로 낮아져, 강철 판의 낮은 강도 및 낮은 연성을 야기하고; C의 질량 퍼센트가 0.5%를 초과하면, 페라이트 그레인 경계에 분포하는 층상 카바이드 (lamellar carbide) 및 카바이드 입자가 거칠어져, 이로 인해 강철 판의 압연 변형 능력이 저하된다. 따라서, 본 발명에 있어, C 질량 퍼센트는 0.25 내지 0.50%로 조절된다.
Mn: Mn은 오스테나이트의 안정성을 향상시키고, ??칭 도중 강철의 임계 냉각 속도를 감소시키며 강철의 경화능 (hardenability)을 향상시킬 수 있다. Mn은 또한 강철의 가공 경화 특성을 향상시켜, 이로 인해 강철 판의 강도를 증가시킬 수 있다. 그러나, 지나치게 높은 Mn 함량은 슬래브 중에 Mn 편석 (segregation) 및 열간 압연 판 중에 현저한 띠 모양의 구조 (band-like structure) 분포를 발생시켜, 이로 인해 강철 판의 연성 및 굽힘 특성이 저하된다. 또한, 지나치게 높은 Mn 함량은 냉간 압연 변형 중에 열간 압연 판에 균열을 발생하게 하기 쉽다. 따라서, 본 발명에 있어, Mn의 질량 퍼센트는 0.25 내지 4.0%로 조절된다.
원소 Al은 페라이트 형성 원소이다. 원소 Al을 첨가함으로써 강철 판의 밀도를 현저히 감소시킬 수 있기 때문에, 본 발명에서 원소 Al의 질량 퍼센트는 3.0% 이상이다. 그러나, 7.0%를 초과하는 질량 퍼센트를 갖는 원소 Al은 오스테나이트의 형성을 억제한다. 추가적으로, 원소 Al은 강철 중의 오스테나이트의 적층 결함 에너지를 현저하게 증가시킬 수 있다. 따라서, 7.0%를 초과하는 질량 퍼센트를 갖는 원소 Al은 변형 중에 강철 중의 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트 변태를 일으키도록 유도되는 것을 억제하여, 강철 판이 우수한 강도 및 가소성 매칭을 수득하는 것을 어렵게 한다. 따라서, 본 발명에 있어, 원소 Al의 질량 퍼센트는 3.0 내지 7.0%로 정의된다.
P: P는 고용체 강화 원소이다. 그러나, P는 강철의 저온 취성 (cold brittleness)을 증가시키고, 강철의 가소성을 감소시키며 또한 냉간 굽힘 특성 (cold bending property) 및 용접성 (weldability)을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에 있어, P의 질량 퍼센트는 0.02% 이하로 정의된다.
S: S는 강철을 고온 취성화 (hot brittle)시키며, 강철의 연성 및 인성을 감소시키고, 용접성을 저하 시키며 또한 강철의 내식성을 감소시킨다. 따라서, 본 발명에 있어, S의 질량 퍼센트는 0.01% 이하로 정의된다.
N: N 및 Al은 AlN을 형성하고, 또한 경화 (solidification) 동안 주상 수지상정 (columnar dendrite)이 정제될 수 있다. 그러나, N 함량이 너무 높으면, 형성된 거친 AlN 입자가 강철 판의 연성에 영향을 미친다. 추가적으로, 과량의 AlN은 강철의 열가소성을 감소시킨다. 따라서, 본 발명에 있어, N의 질량 퍼센트는 0.01% 이하로 정의된다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철은 원소 Si, Ti, Nb, V, Cr, Mo, Ni, Cu, B, Zr 및 Ca 중 적어도 하나를 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철은 25%를 초과하는 연신율 및 800 MPa를 초과하는 인장 강도를 갖는다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, 피막 층은 5 내지 200 μm의 두께를 갖는다. 용융 아연 배스에서 나온 띠강이 에어 나이프를 통과할 때, 에어 나이프의 유속 및 에어 나이프와 띠강 사이의 각도를 조절하여 피막 층의 두께는 5 내지 200 μm로 제한된다.
본 발명의 다른 목적은 상기 설명된 저밀도 용융 아연도금 강철 중 어느 하나를 제조할 수 있는, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법을 제공하는 데 있다.
상기 목표를 달성하기 위하여, 본 발명은
띠강을 제조하는 제 1 단계;
750 내지 950 °C의 균열 온도까지 가열하고 그후 30 내지 600 초 동안 방치하며, 이때 열처리 대기환경의 이슬점은 -15 °C 내지 -20 °C인, 띠강을 연속적 열처리하는 제 2 단계;
용융도금하는 제 3 단계
를 포함하는, 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법을 제공한다.
본 기술적 해결방안에 있어, 제 2 단계에서의 연속적 열처리의 균열 온도 (soaking temperature) 및 방치 시간 (holding time)은 주로 연속적 열처리 후 강철 판의 표면에 철 입자 층을 형성하기 위하여 정의된다. 균열 온도를 750 °C 내지 950 °C로 조절하고 또한 방치 시간을 30 내지 600 초로 조절하는 이유는 다음과 같다: 750 °C 미만의 균열 온도 또는 30 초 미만의 방치 시간에서, 저밀도 용융 아연도금 강철의 강철 기판 (steel substrate)의 마르텐사이트는 오스테나이트 입자를 형성하기 위한 오스테나이트 역상 변태 (austenite reverse phase transformation)를 충분히 거치지 않고, 저밀도 용융 아연도금 강철 판의 강철 매트릭스 중의 카바이드가 오스테나이트 입자를 형성하기 위해 완전히 용해되지 않고, 또한 띠형태의 고온 페라이트가 충분히 동적 재결정화되고 또한 정제되지 못하여, 열처리 후의 강철 판의 표면 상에 철 입자 층이 충분히 형성되지 않고, 이는 아연 배스의 습윤성, 아연도금성 및 피막 층의 부착성에 해로운 영향을 미친다. 균열 온도가 950 °C를 초과하거나 방치 시간이 600 초를 초과하면, 균열 처리 후에 강철 판 기판 (steel sheet substrate)의 미세구조 내의 오스테나이트 그레인이 조대화되고, 강철 중의 오스테나이트 안정성이 저하되어, 열처리 후에 강철 판 매트릭스 중의 잔류 오스테나이트 함량의 감소 및 잔류 오스테나이트 안정성의 저하를 야기한다. 결과적으로, 열처리 후 강철 판의 역학적 특성이 악화된다. 균열 온도가 950 °C를 초과하거나 방치 시간이 600 초를 초과하면, 열처리 후 강철 판 표면 상의 철 입자의 입자 크기가 너무 커지고 또한 내부 산화 층이 너무 두꺼워져서, 강철 판 표면의 성형 특성에 해로운 영향을 미친다.
또한, 본 발명의 기술적 해결방안은 열처리 대기환경의 이슬점을 -15 °C 내지 20 °C로 정의한다. 이러한 이슬점 범위 내에서, 열처리 대기환경은 Fe에 대하여 환원성이며, 따라서 철 산화물이 환원된다. 열처리 대기환경의 이슬점이 -15 °C보다 낮으면, 상기 열처리 대기환경은 여전히 띠강 중의 원소 Al에 대하여 산화성이고, 또한 띠강 중의 Al은 띠강의 표면 상에 연속적인 치밀한 Al2O3 피막을 형성하며, 이는 용융 아연도금 도중에 강철 판의 특성에 영향을 미친다. 열처리 대기환경의 이슬점이 20 °C 보다 높으면, 열처리 대기환경 중의 산소 포텐셜이 너무 높아지고, 강철 매트릭스로의 O 원자의 확산 능력이 증가하며, 또한 강철 판 표면 상에 형성된 Al 및 Mn 등의 합금 원소로 형성된 내부 산화 층이 지나치게 두꺼워져, 강철 판 표면의 성형 특성에 영향을 미친다. 바람직하게는, 본 기술적 해결방안에 있어, 개선된 시행 효과를 달성하기 위하여, 열처리 대기환경의 이슬점은 -10 내지 0 °C로 조절된다.
바람직하게는, 본 기술적 해결방안에 있어, 개선된 시행 효과를 달성하기 위하여, 균열 처리의 방치 시간은 30 내지 200초로 조절된다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법의 제 1 단계에 있어, 캐스팅 슬래브는 방치 시간 0.5 내지 3 시간으로 1000 내지 1250 °C에서 가열되고 또한 마무리 압연 온도는 800 내지 900 °C로 조절되고, 그후 열간 압연 판을 500 내지 750 °C에서 코일링하며, 열간 압연된 코일을 언코일하고 그후 산세척 및 냉간 압연 처리하며, 이때 냉간 압연 비율은 30 내지 90%이다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법에 있어, 상기 제 1 단계의 가열 온도는 다음 이유들에 의하여 1000 내지 1250 °C로 정의된다: 가열 온도가 1250 °C를 초과하면, 강철 판의 슬래브가 과열되고 또한 슬래브의 그레인 구조가 거칠어져, 열간 가공성의 저하를 야기하고, 또한 초고온에 의해 슬래브의 표면 상에서 심한 탈탄이 발생한다; 가열 온도가 1000 °C 보다 낮으면, 고압 물 디스케일링 (high-pressure water descaling) 및 초기 압연 후의 슬래브의 마무리 압연 온도가 너무 낮아져, 슬래브의 지나친 변형 저항을 야기하고, 표면 결함이 없이 미리 정해진 두께를 갖는 강철 판을 제조하는 것이 어려워진다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법에 있어, 다음 원인으로 인해 상기 제 1 단계의 방치 시간은 0.5 내지 3 시간으로 정의된다: 방치 시간이 3 시간을 초과하면, 강철 판의 슬래브의 그레인 구조가 거칠어지고 또한 슬래브의 표면 상의 탈탄이 심각해진다; 방치 시간이 0.5 시간 미만이면, 슬래브의 내부가 균일하지 못하다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법에 있어, 상기 제 1 단계의 마무리 압연 온도는 캐스팅 슬래브의 열간 압연을 완료하기 위하여 800 내지 900 °C로 정의된다. 마무리 압연 온도가 지나치게 낮으면, 슬래브의 변형 저항이 지나치게 높아져, 표면 및 엣지 결함이 없이 요구되는 두께를 갖는 열간 압연 강철 판 및 냉간 압연 강철 판을 제조하는 것이 어렵다. 또한, 본 발명의 마무리 압연 온도가 800 °C 보다 낮으면, 슬래브 내부의 열간 압연된 띠형태의 고온 페라이트가 충분히 회복되지 않고 또한 재결정화 및 정제될 수 없다. 슬래브를 배출한 후 열간 압연 공정 도중에 슬래브 온도는 자연적으로 감소하기 때문에, 마무리 압연 온도를 900 °C 이상으로 조절하는 것은 어렵다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법에 있어, 상기 제 1 단계에 있어, 열간 압연 판을 500 내지 750 °C 에서 코일링하도록 정의된다. 코일링 온도가 750 °C보다 높으면, 열간 압연된 띠가 편평하게 코일링되는 것을 방지하기가 어렵고, 또한 열간 압연된 코일의 헤드, 미들 및 테일 소재의 미세구조의 불균일성이 증가하며; 코일링 온도가 500 °C보다 낮으면, 열간 압연된 코일의 높은 인장 강도가 냉간 압연에 어려움을 야기할 수 있다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철 판을 제조하기 위한 방법에 있어서, 제 1 단계의 냉간 압연 비율은 다음 이유들에 의하여 정의된다: 열간 압연 강철 판은 산세척 후 미리 정해진 두께를 수득하기 위하여 냉간 압연 변형을 거치고, 30%를 초과하는 냉간 압연 비율은 후속 열처리 공정에서 오스테나이트 생성 속도를 증가시키며, 변형된 고온 페라이트의 형성에 기여하고 또한 열처리된 강철 판의 미세구조 균일성을 향상시켜, 이로 인해 열처리된 강철 판의 연성을 향상시킨다. 그러나, 냉간 압연 비율이 90%를 초과하면, 가공 경화에 의한 소재의 변형 저항이 매우 높아져, 미리 정해진 두께 및 양호한 판 타입을 갖는 냉간 압연 강철 판을 제조하는 것이 매우 어렵다. 따라서, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철의 냉간 압연 비율은 30 내지 90%로 조절된다.
바람직하게는, 본 기술적 해결방안에 있어, 개선된 시행 효과를 달성하기 위하여, 냉간 압연 비율은 50 내지 80%이다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법의 제 2 단계에 있어, 가열 섹션 및 방치 섹션의 대기환경은 N2 및 H2의 혼합 기체이고, 이때 H2의 부피 함량은 0.5 내지 20%이다. 바람직하게는, 본 기술적 해결방안에 있어, 개선된 시행 효과를 달성하기 위하여, H2의 부피 함량은 1 내지 5%이다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법의 제 2 단계에 있어, 가열 섹션 및 균열 섹션의 대기환경은 N2와 H2의 혼합 기체이고, 이때 H2의 부피 함량은 0.5 내지 20%이다. H2를 첨가하는 목적은 띠강의 표면 상의 철 산화물을 감소시키는 것이다. 가열 속도는 1 내지 20 °C/s이다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법의 제 3 단계에 있어, 연속적 열처리 후의 띠강은 용융 아연 배스에 들어가는 띠강의 온도까지 냉각되고, 이때 냉각 속도는 1 내지 150 °C/s이며, 또한 용융 아연 배스에 들어가는 띠강의 온도는 아연 배스의 온도보다 0 내지 20 °C 높고; 그후 띠강은 용융 아연 배스의 아연 배스에 용융 도금을 위하여 담가지며; 이때 아연 배스의 온도는 선택된 아연 배스의 성분의 녹는점보다 30 내지 60 °C 높다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철의 제조 방법에 있어, 냉각 도중에 강철 판의 오스테나이트 분해를 피하기 위하여 냉각 속도는 1 내지 150 °C/s로 제어된다. 본 기술적 해결방안에 있어, 용융 아연 배스에 들어가는 띠강의 온도는 아연 배스의 온도보다 0 내지 20 °C 높고, 이는 용융 아연 배스의 열적 균형을 유지하는 데 유리하다. 용융 아연 배스에 들어가는 띠강의 지나치게 높은 온도는 띠강 중의 Fe의 아연 배스에 대한 용해 속도를 빠르게 하고, 찌꺼기의 양을 증가시키며, 또한 아연 배스 및 띠강 사이의 확산 속도를 증가시켜, 아연-철 합금 상을 형성할 위험이 생긴다. 용융 아연 배스에 들어가는 띠강의 온도가 너무 낮은 경우, 억제 층을 형성하기 위한 아연 배스 중에서의 Al 및 Fe의 반응에 도움이 되지 않으며, 이로 인해 아연 층의 부착성에 영향을 미친다. 이때, 다음 이유에 의하여 아연 배스의 온도는 선택된 아연 배스의 성분의 녹는점보다 30 내지 60 °C 높다: 아연 배스의 온도가 너무 높은 경우, 아연 배스 및 띠강 사이의 반응이 증가하여, 아연 배스의 Fe 함량의 증가를 야기하고; 아연 배스의 온도가 너무 낮은 경우, 아연 배스 중의 Al 및 기판 표면 상의 Fe 사이의 억제 층을 형성하기 위한 반응에 영향을 줄 것이다.
바람직하게는, 본 기술적 해결방안에 있어, 개선된 시행 효과를 달성하기 위하여, 냉각 속도는 10 내지 50 °C/s로 조절된다.
바람직하게는, 본 기술적 해결방안에 있어, 개선된 시행 효과를 달성하기 위하여, 용융 아연 배스에 들어가는 띠강의 온도는 아연 배스의 온도 보다 0 내지 10°C 높다.
바람직하게는, 본 기술적 해결방안에 있어, 개선된 시행 효과를 달성하기 위하여, 아연 배스의 온도는 420 내지 480 °C이다.
또한, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법에 있어, 이때, 제 3 단계에 있어, 아연 배스 중의 성분의 질량 퍼센트는 0.10≤Al≤6%, 0<Mg≤5%, 및 나머지는 Zn 및 기타 불가피한 불순물이다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법에 있어, 0.1 내지 6% Al을 아연 배스에 첨가하는 이유는 다음과 같다: 띠강이 용융 아연 배스에 담가지면, 아연 배스의 Al는 먼저 띠강과 반응하여 억제 층을 형성하며, 이로 인해 Zn 및 Fe 사이의 확산을 억제하고, 또한 피막 층의 성형 특성에 부정적으로 영향을 주는 아연-철 합금 상의 형성을 방지한다. 아연 배스에 대한 Mg의 첨가는 피막 층의 내식성을 더욱 향상시키기 위하여 유리하다. 그러나, Mg 함유량이 5%를 초과하면, 표면 산화가 증가하고, 이는 제조 상 불리하다. 따라서, 본 발명의 기술적 해결방안에 있어, Mg는 0 내지 5%로 정의된다. 또한, Al 및 Mg의 함량이 너무 높은 경우, 피막 층의 경도가 상승하고 또한 피막 층의 성형 특성이 악화된다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철의 이로운 효과는 다음과 같다:
(1) 열처리 대기환경의 이슬점을 조절함으로써, 저밀도 강철의 표면 상의 Al2O3 외부 산화의 형성이 억제되고 또한 기판의 표면 층의 내부 산화로 전환되고, 또한 철 입자가 기판의 표면 층 상에 형성되며, 이로 인해 띠강의 아연도금성 및 피막 층의 부착성을 향상시킬 수 있다.
(2) 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철은 25%를 초과하는 연신율, 800MPa를 초과하는 인장 강도, 7500 ㎏/m3 미만의 밀도를 갖는다.
상기 이점 외에도, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법은 큰 조정없이 종래의 고강도 강철을 위한 연속적 용융 도금 생산 라인에서 시행될 수 있고, 또한 우수한 홍보 및 적용 전망을 갖는다.
도 1은 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철의 구조를 도시한 개략도이다.
도 2는 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철의 단면 금속조직 구조를 도시한다.
도 3은 비교예 B1 및 실시예 A4의, 경질 압연 (hard-rolled) 강철에서 열처리 후 용융 도금 전 강철 표면의 0 내지 5 μm 범위에서의 원소 Al의 깊이 분포 곡선 (depth distribution curve)을 나타낸 그래프이다.
도 4는 비교예 B1 및 실시예 A4의, 경질 압연 (hard-rolled) 강철에서 열처리 후 용융 도금 전 강철 표면의 0 내지 5 μm 범위의 원소 Fe의 깊이 분포 곡선 (depth distribution curve)을 나타낸 그래프이다.
도 5는 Zn-0.2%Al의 용융 도금 후 비교예 B1 및 실시예 A4의 Al, Fe 및 Zn의 세 원소의 깊이 분포 곡선을 나타낸 그래프이다.
본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철 및 이의 제조 방법을 도면 및 구체적 실시예를 참조하여 더 설명하고 예시할 것이다. 그러나, 설명 및 예시는 본 발명의 기술적 해결방안의 부당한 제한을 구성하지 않는다.
도 1은 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철의 구조를 도시한다. 도 1에 도시된 바와 같이, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철은 강철 기판 1 및 그 표면 상에 피막 층 3을 포함하고, 이때 계면 층은 강철 기판 1 및 피막 층 3 사이에 위치하고, 계면 층은 철 입자층 4를 포함한다. 이때, 철 입자는 제 1 억제 층 5로 덮이고, 제 2 억제 층 6은 철 입자를 덮지 않는다. 강철 기판 1은 철 입자층 4에 인접한 내부 산화 층 2를 더 갖는다.
도 2는 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철의 단면 금속조직 구조를 도시한다. 도 2에 도시된 바와 같이, 본 발명의 저밀도 용융 아연도금 강철에 있어, Al2O3의 표면 상에 철 입자 층 4의 외부 산화의 형성은 열처리 대기환경의 이슬점을 조절함으로써 억제되고 또한 내부 산화 층 2의 내부 산화로 전환되며; 제 1 억제 층 및 제 2 억제 층은 Fe, Al 및 Zn으로 구성되고; 제 1 억제 층은 피막 층과 접촉하는 철 입자의 표면을 덮고, 또한 제 2 억제 층은 강철 기판의 표면이 철 입자에 의해 덮이지 않은 부분이다. 이것은 강철 판을 아연 배스에 담글 때, 아연 배스 중의 원소 Al 및 소량의 원소 Zn이 먼저 철 입자 층으로 덮인 강철 판 Fe와 반응하여 제 1 억제 층을 형성하고; Fe, Al 및 Zn을 포함하는 소량의 제 2 억제 층이 기판 표면 상의 철 입자에 의해 덮이지 않은 부분 또는 철 입자 사이의 간격의 위치에 형성 될 수 있으나, 이의 두께는 철 입자의 표면 상의 제 1 억제 층보다 얇다. 이때, 내부 산화 층 2의 두께는 0.2 내지 10 μm이고, 또한 내부 산화 층 2의 산화물은 그레인 경계 및 그레인 내부에 존재하며, 계면 층의 두께는 0.1 내지 5 μm이다.
실시예 A1-A16 및 비교예 B1-B6
표 1은 실시예 A1 내지 A16의 저밀도 용융 아연도금 강철 및 비교예 B1 내지 B6의 종래의 강철 판의 성분 중의 화학적 원소의 질량 퍼센트를 열거한다.
(wt%, 나머지는 Fe)
C Mn Al Si N S P
성분 I 0.37 1.1 4.1 0.31 0.0025 0.002 0.004
성분 II 0.45 2 6.1 - 0.0040 0.003 0.007
성분 III 0.34 2.8 5.2 - 0.0027 0.003 0.007
표 1로부터 알 수 있듯이, 성분 I, II, 및 III 중의 화학적 원소의 질량 퍼센트 범위는 다음과 같이 조절된다: C: 0.25~0.50%, Mn: 0.25~4.0%, Al: 3.0~7.0%, P≤0.02%, S≤0.01%, N≤0.01%, 또한 성분 I에는 Si가 첨가된다.실시예 A1 내지 A16의 저밀도 용융 아연도금 강철 및 비교예 B1 내지 B6의 종래의 강철 판은 다음 단계에 의하여 제조되었다:
(1) 띠강의 제조: 강철을 표 1의 조성에 따라 용융하고, 캐스팅 슬래브를 방치 시간 0.5 내지 3 시간으로 1000 내지 1250 °C에서 가열하고, 또한 마무리 압연 온도를 800 내지 900 °C로 조절하고, 그후 열간 압연된 판을 500 내지 750 °C에서 코일링하고, 또한 열간 압연된 코일을 언코일하고 그후 산세척 및 냉간 압연 처리하며, 이때 냉간 압연 비율은 30 내지 90%였다.
(2) 띠강의 연속적 열처리: 750 내지 950 °C의 균열 온도까지 가열한 후 30 내지 600 초를 방치하고, 이때 가열 속도는 1 내지 20 °C/s였으며, 가열 섹션 및 방치 섹션의 대기환경은 N2와 H2의 혼합 기체였고, 이때 H2의 부피 함량은 0.5 내지 20%이고, 열처리 대기환경의 이슬점은 -15 내지 20 °C였다.
(3) 용융 도금: 연속적 열처리 후의 띠강을 용융 아연 배스에 들어가는 띠강의 온도까지 냉각시키고, 이때 냉각 속도는 1 내지 150 °C/s이며, 또한 용융 아연 배스로 들어가는 띠강의 온도는 아연 배스의 온도보다 0 내지 20 °C 높았고; 그후 띠강을 용융 도금하기 위하여 용융 아연 배스의 아연 배스에 담그며; 이때 아연 배스의 온도는 선택된 아연 배스의 성분의 녹는점보다 30 내지 60 °C 높다. 이때, 아연 배스 중의 성분의 질량 퍼센트는 0.10≤Al≤6%, 0<Mg≤5%, 또한 나머지는 Zn 및 기타 불가피한 불순물이다.
표 2는 실시예 A1 내지 A16의 저밀도 용융 아연도금 강철 및 비교예 B1 내지 B6의 종래의 강철 판의 특정 공정 파라미터를 열거한다.
Figure 112018108216382-pct00001
도 3은 비교예 B1 및 실시예 A4의, 경질 압연 강철에서 열처리 후 용융 도금 전 강철 표면의 0 내지 5 μm 범위에서의 원소 Al의 깊이 분포 곡선을 나타낸 그래프이다. 도면으로부터 알 수 있는 바와 같이, 비교예 B1의 띠 표면은 Al이 풍부하고, 이는 열처리 후에 띠강 표면 상의 Al2O3 피막에 대응하며; 실시예 A4의 띠강 표면에서의 Al의 풍부함은 사라지고, 원소 Al의 풍부함은 내부 산화 층에 존재하며, 이는 외부 산화가 내부 산화로 전환되었음을 나타낸다.
도 4는 비교예 B1 및 실시예 A4의, 경질 압연 강철에서 열처리 후 용융 도금 전 강철 표면의 0 내지 5 μm 범위의 원소 Fe의 깊이 분포 곡선을 나타낸 그래프이고, 이때 비교예 B1의 띠강 표면은 낮은 Fe 함량을 가지며, 실시예의 철 입자 층은 날카로운 Fe 피크를 갖는다.
도 5는 Zn-0.2%Al 아연 배스의 용융 도금 후 비교예 B1 및 실시예 A4의 Al, Fe 및 Zn의 세 원소의 깊이 분포 곡선을 나타낸 그래프이고, 이때, 비교예 B1에 있어, 피막 층/기판 계면 중의 원소 Al은 피크 변화 없이 자연스럽게 전환되나, 반면에 실시예 A4에 있어, 피막 층/기판 계면 중의 원소 Al는 피크를 나타내며, 이는 비교예 B1이 피막 층/기판 계면 상에 제 1 억제 층 및 제 2 억제 층을 형성하지 않았고, 반면 실시예 A4는 피막 층/기판 계면 상에 유효한 제 1 억제 층 및 제 2 억제 층을 형성하였음을 보여주고, 이는 비교예 B1의 불량한 아연도금성 및 피막 층 부착성을 야기한다.
표 3은 실시예 A1 내지 A16의 저밀도 용융 아연도금 강철 및 비교예 B1 내지 B6의 종래의 강철 판의 성능 파라미터를 열거한다.
이때, 아연도금성은 피복한 후의 띠강의 외관을 육안으로 직접 관찰함으로써 결정된다. 표면이 명백히 도포되지 않은 철을 갖지 않는 경우, 아연도금성은 양호하고 (O로 표시); 표면이 명백히 도피되지 않은 철을 갖는 경우, 아연도금성은 불량하다 (X로 표시).
피막 층의 부착성은 다음 방법에 의하여 결정된다: 띠강으로부터 200mm의 길이 및 100mm의 폭을 갖는 샘플을 수득하고, 이를 180도 굽히고, 이후 평탄하게 하고, 또한 굽힘 위치를 테이프로 붙인다. 테이프 상에 아연 층이 부착되지 않거나 또는 테이프에 의해 부착된 굴곡 면 상의 피막 층의 표면이 부풀지 (fluffed) 않는 경우, 피막 층의 부착성이 양호하다 (O로 표시); 피막 층이 테이프 상에 부착되거나 또는 테이프에 의해 부착된 굴곡 면 상의 피막 층의 표면이 부푸는 경우, 피막 층의 부착성은 불량하다 (X로 표시).
실시예 및 비교예의 강철 판의 성능 파라미터
밀도 (kg/m3) 연신율 (%) 인장강도(MPa) 아연도금성 피막 층 부착성
A1 7340 25 838 ○ ○
A2 7340 32 831 ○ ○
A3 7340 33 844 ○ ○
A4 7340 25 823 ○ ○
A5 7340 28 858 ○ ○
A6 7340 34 852 ○ ○
A7 7340 29 843 ○ ○
A8 7340 33 828 ○ ○
A9 7340 29 830 ○ ○
A10 7340 27 851 ○ ○
A11 7340 27 821 ○ ○
A12 7340 26 848 ○ ○
A13 7150 27 839 ○ ○
A14 7150 28 850 ○ ○
A15 7280 33 850 ○ ○
A16 7280 26 836 ○ ○
B1 7340 28 825 X X
B2 7340 27 851 X X
B3 7340 32 848 X X
B4 7340 35 849 ○ X
B5 7340 30 836 X X
B6 7280 27 836 X X
표 3으로부터 알 수 있듯이, 실시예 A1 내지 A16 전체는 7500 kg/m3보다 작은 밀도, 25%보다 높은 연신율 및 800 Mpa보다 높은 인장 강도를 갖고, 또한 실시예 A1 내지 A16의 아연도금성 및 피막 층 부착성은 비교예 B1 내지 B6 보다 우수하다.이유는 다음과 같다: 실시예에 있어 기판의 표면은 철 입자 층을 가지기 때문에, 띠강을 아연 배스에 담글 때, 피막 층 중의 Al 및 Fe가 먼저 반응하여 억제 층을 형성하고; 반대로, 비교예에 있어 기판의 표면은 유효한 철 입자의 층을 형성하지 않으나 연속적인 치밀한 Al2O3 산화물 피막을 형성하기 때문에, 이는 아연 배스 중의 Al과 기판의 Fe의 반응을 저해하고, 이로 인해 유효한 억제 층이 형성되지 않는다.
이상의 설명은 본 발명의 구체적인 실시예에 불과하며, 또한 본 발명은 여러 가지의 유사한 변형이 가능하고 또한 상기 실시예에 한정되는 것이 아닌 것은 자명하다. 본 발명의 개시로부터 당업자에 의해 유도되거나 고안된 모든 변형은 본 발명의 범위 내에 있어야 한다.

Claims (25)

  1. 강철의 핵 부분에 위치한 강철 기판 및 상기 강철 기판의 표면에 위치한 피막 층을 포함하고; 이때:
    계면 층이 상기 강철 기판 및 상기 피막 층 사이에 위치하고, 상기 계면 층은 철 입자 층을 포함하고, 상기 강철 기판 상에 분산되어 있고 또한 상기 강철 기판을 덮고 있는 철 입자가 상기 철 입자 층에 위치하며, 상기 철 입자는 제 1 억제 층으로 덮여있고;
    상기 강철 기판의 화학적 원소의 질량 퍼센트가 C: 0.25 내지 0.50%, Mn: 0.25 내지 4.0%, Al: 3.0 내지 7.0%, 또한 나머지는 Fe 및 다른 불가피한 불순물인 저밀도 용융 아연도금 강철.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강철 기판은 상기 철 입자 층에 인접한 부분에 내부 산화 층을 갖고, 상기 내부 산화 층은 Al의 산화물을 포함하는 저밀도 용융 아연도금 강철.
  3. 제 2 항에 있어서, 상기 내부 산화 층은 부가적으로 Mn의 산화물을 포함하는 저밀도 용융 아연도금 강철.
  4. 제 2 항 또는 제 3 항에 있어서, 상기 내부 산화 층은 0.2 내지 10 μm의 두께를 갖는 저밀도 용융 아연도금 강철.
  5. 제 2 항에 있어서, 상기 내부 산화 층의 산화물은 그레인 경계 및 그레인 내부에 존재하는 저밀도 용융 아연도금 강철.
  6. 제 1 항에 있어서, 상기 계면 층은 0.1 내지 5 μm의 두께를 갖는 저밀도 용융 아연도금 강철.
  7. 제 1 항에 있어서, 상기 철 입자는 0.1 내지 5 μm의 입자 크기를 갖는 저밀도 용융 아연도금 강철.
  8. 제 1 항에 있어서, 상기 철 입자는 상기 강철 기판의 30% 내지 100%를 덮고 있는 저밀도 용융 아연도금 강철.
  9. 제 1 항에 있어서, 인접한 철 입자 사이의 최대 공간은 상기 철 입자의 평균 입자 크기의 10 배 이하인 저밀도 용융 아연도금 강철.
  10. 제 1 항에 있어서, 상기 강철 기판의 표면 상에 철 입자로 덮이지 않은 부분이 제 2 억제 층으로 덮여있는 저밀도 용융 아연도금 강철.
  11. 제 10 항에 있어서, 상기 제 2 억제 층의 두께는 제 1 억제 층의 두께보다 얇은 저밀도 용융 아연도금 강철.
  12. 제 10 항 또는 제 11 항에 있어서, 상기 제 2 억제 층은 원소 Fe, Al, 및 Zn을 포함하는 저밀도 용융 아연도금 강철.
  13. 제 1 항에 있어서, 상기 제 1 억제 층은 원소 Fe, Al, 및 Zn을 포함하는 저밀도 용융 아연도금 강철.
  14. 제 1 항에 있어서, 상기 강철 기판의 미세구조는 페라이트 및 잔류 오스테나이트인 저밀도 용융 아연도금 강철.
  15. 제 14 항에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트의 상 비율은 6 내지 30%인 저밀도 용융 아연도금 강철.
  16. 삭제
  17. 제 1 항에 있어서, 상기 저밀도 용융 아연도금 강철의 밀도는 7500 kg/m3 보다 작은 저밀도 용융 아연도금 강철.
  18. 삭제
  19. 제 1 항에 있어서, 상기 저밀도 용융 아연도금 강철은 25% 내지 35%의 연신율 및 800 MPa 내지 858 MPa의 인장 강도를 갖는 저밀도 용융 아연도금 강철.
  20. 제 1 항에 있어서, 상기 피막 층은 5 내지 200 μm의 두께를 갖는 저밀도 용융 아연도금 강철.
  21. 띠강을 제조하는 제 1 단계;
    750 내지 950 °C의 균열 온도까지 가열하고 그후 30 내지 600 초 동안 방치하며, 이때 열처리 대기환경의 이슬점은 -15 °C 내지 -20 °C인, 띠강을 연속적 열처리하는 제 2 단계;
    용융도금하는 제 3 단계
    를 포함하는 제 1 내지 15, 17, 19, 및 20 항 중 어느 하나의 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법.
  22. 제 21 항에 있어서, 상기 제 1 단계에 있어, 캐스팅 슬래브를 1000 내지 1250 °C에서 0.5 내지 3 시간의 방치 시간을 두고 가열하고 또한 마무리 압연 온도는 800 내지 900 °C이며, 그후 열간 압연된 판을 500 내지 750 °C에서 코일링하고, 또한 상기 열간 압연된 코일을 언코일하며 그후 산세척 및 냉간 압연 처리하고, 이때 냉간 압연 비율은 30 내지 90%인 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법.
  23. 제 21 항 또는 제 22 항에 있어서, 상기 제 2 단계에 있어, 가열 섹션 및 방치 섹션의 대기환경은 N2 및 H2의 혼합 기체이고, 이때 H2의 부피 함량은 0.5 내지 20%인 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법.
  24. 제 21 항에 있어서, 상기 제 3 단계에 있어, 연속적 열처리 후 상기 띠강을 용융 아연 배스에 들어가는 띠강의 온도까지 냉각시키고, 이때 냉각 속도는 1 내지 150 °C/s이며, 또한 상기 용융 아연 배스에 들어가는 띠강의 온도는 아연 배스의 온도 보다 0 내지 20 °C 높고; 그후 상기 띠강을 용융도금하기 위하여 용융 아연 배스의 아연 배스에 담그고; 이때, 상기 아연 배스의 온도는 선택된 아연 배스의 성분들의 녹는점 보다 30 내지 60 °C 높은 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법.

  25. 제 24 항에 있어서, 상기 제 3 단계에 있어, 상기 아연 배스의 성분들의 질량 퍼센트는 0.10≤Al≤6%, 0＜Mg≤5%이고, 또한 나머지는 Zn 및 기타 불가피한 불순물인 저밀도 용융 아연도금 강철을 제조하기 위한 방법.
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