KR101198470B1 - 가공성이 우수한 고항복비 고강도 용융 아연도금 강판과 그 제조 방법 - Google Patents

가공성이 우수한 고항복비 고강도 용융 아연도금 강판과 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 가공성이 우수한 고강도 용융 아연도금 강판은 C, Si, Mn 등을 함유하고, 금속 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 함유하는 복합 조직임과 동시에, 페라이트 조직에 있어서, 결정 방위차가 10° 이상인 입계의 단위 면적당 길이를 La, 결정 방위차가 10° 미만인 입계의 단위 면적당 길이를 Lb로 했을 때, 0.2≤(Lb/La)≤1.5를 만족하고, 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립의 원 상당 직경을 D로 했을 때, D의 평균치가 25㎛ 이하임과 동시에, 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립 중 D≤30㎛를 만족하는 결정립이 면적률로 50% 이상이고, 인장강도가 980MPa 이상이다.

Description

가공성이 우수한 고항복비 고강도 용융 아연도금 강판과 그 제조 방법{HIGH YIELD RATIO AND HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET EXCELLENT IN WORKABILITY AND PRODUCTION METHOD THEREOF}
본 발명은 자동차용 강판에 적합한, 고항복비를 나타내고 또한 고신도를 갖는 980MPa 이상의 고강도 용융 아연도금 강판(고강도 합금화 용융 아연도금 강판도 포함하는 의미이다. 이하, 동일), 및 이러한 고강도 용융 아연도금 강판을 제조하기 위해 유용한 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경 문제에 관한 의식이 높아짐으로 인해, 각 자동차 제조사에서는 연비 향상을 목적으로 하여 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 승객의 안전성의 관점에서는 자동차의 충돌 안전 기준이 강화되어, 충격에 대한 부재의 내구성도 요청되고 있다. 그 때문에, 최근의 차에서는 고강도 강판의 사용 비율이 한층 상승하고 있고, 그 중에서도 방청성이 요구되는 차체 골격 부재나 레인포스 부재에서는 고강도 용융 아연도금 강판이 적극적으로 적용되고 있다. 고강도 강판 의 용도 확대에 따라, 요청되는 특성도 높아지고 있고, 난성형 부재에서는 모재의 가공성의 개선이 한층 강하게 요청되고 있다.
강도와 가공성을 겸비한 것으로서 개발된 강으로서, 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 복합 조직 강판(이하, DP 강판이라고 부르는 경우가 있다)이 있다. 예컨대 일본 특허공개 소55-122820호, 일본 특허공개 2001-220641호에는 강도-신도 밸런스가 우수한 고강도 아연도금 강판과 그 제조 방법이 개시되어 있다. 한편, 차체 골격용의 고강도 강판에는 가공성과 함께 충돌시의 에너지 흡수능이 요구되고, 항복강도, 즉 항복비가 높은 것도 중요하다. 예컨대, 일본 특허공개 2002-322539호에서는, 석출 입자를 이용한 고항복강도이고 가공성이 우수한 박강판이 개시되어 있다.
그러나, 일본 특허공개 소55-122820호나 일본 특허공개 2001-220641호의 기술에서는, 아연도금 후 또는 그 후의 합금화 처리 후의 냉각으로 마르텐사이트를 생성시키고 있고, 그 때에 페라이트 중에 가동 전위가 도입되기 때문에 저항복강도가 된다. 또한 항복강도를 높인 일본 특허공개 2002-322539호는 나노 레벨의 석출 입자를 이용하고 있지만, 열연이나 냉연 후에 소둔하는 경우에는 석출 입자를 미세하게 분산시키는 것이 곤란하여 고항복강도와 고연성을 양립시키는 것은 어렵다.
또한, 일본 특허공개 2006-274378호에서는 스폿 용접성과 고항복비를 겸비한 고강도 용융 아연도금 강판과 그 제조 방법이 개시되어 있지만, 금속 조직 중에 아스펙트비가 3 이상인 전신(展伸)된 결정립을 포함하고 있고 조직적으로 불균일하다는 점에서, 반드시 가공성이 좋다고는 말할 수 없다.
본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은 인장강도가 980MPa 이상인, 고항복비를 나타내고 또한 신도가 우수한 고강도 용융 아연도금 강판을 제공하는 것에 있다.
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 용융 아연도금 강판은, C: 0.05～0.3%(질량%의 의미. 화학 성분 조성에 대하여 이하 동일), Si: 0.005～3.0%, Mn: 1.5～3.5%, Al: 0.005～0.15%, P: 0.1% 이하, S: 0.05% 이하를 함유하며, 잔부는 철 및 불가피 불순물이고, 금속 조직이, 전체 조직에 대한 비율로, 페라이트의 면적률: 5～85%, 마르텐사이트의 면적률: 15～90%, 잔류 오스테나이트의 면적률: 20% 이하이며, 페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률의 합계: 70% 이상이고, 페라이트 조직에 있어서, 결정 방위차가 10° 이상인 입계의 단위 면적당 길이를 La, 결정 방위차가 10° 미만인 입계의 단위 면적당 길이를 Lb로 했을 때, 0.2≤(Lb/La)≤1.5를 만족하고, 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립의 원 상당 직경을 D로 했을 때, D의 평균치가 25㎛ 이하임과 동시에, 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립 중 D≤30㎛를 만족하는 결정립이 면적률로 50% 이상이고, 인장강도가 980MPa 이상이다.
본 발명의 고강도 용융 아연도금 강판은 필요에 따라, (a) Cr: 1.0% 이하, (b) Mo: 1.0% 이하, (c) Ti: 0.2% 이하, Nb: 0.3% 이하 및 V: 0.2% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종, (d) Cu: 3% 이하 및/또는 Ni: 3% 이하, (e) B: 0.01% 이하, (f) Ca: 0.01% 이하, Mg: 0.01% 이하 및 REM: 0.005% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 더 함유하고 있어도 좋다.
본 발명에 있어서의 용융 아연도금은 합금화 용융 아연도금이어도 좋다.
또한 본 발명은 본 발명에 따른 용융 아연도금 강판의 제조 방법도 포함하는 것이며, 이 제조 방법은 상기 성분 조성을 만족하는 냉연 강판을, 승온 속도가 하기 수학식 1～3을 만족하고, 승온시의 최고 도달 온도가 하기 수학식 4를 만족하도록 승온하는 공정, 및 600℃로부터 최고 도달 온도까지의 온도역에서의 체재 시간이 400초 이하가 되도록 소둔하는 공정을 포함한다.
실온으로부터 350℃까지의 승온 속도: HR1≤900℃/분
350℃로부터 700℃까지의 승온 속도: HR2≥60℃/분
700℃로부터 최고 도달 온도까지의 승온 속도: 5℃/분≤HR3≤420℃/분
Ac1점≤(최고 도달 온도)≤(Trec 또는 Ac3점 중 어느 하나의 낮은 쪽의 온도)
단, Trec는,
Ti, Nb 및 V 중 어느 것도 함유하지 않고 있는 경우는
Trec=-4×(냉연율)+1000+3×(Si%)+14×(Mn%)
+2×(Cr%)+19×(Mo%)+38×(Cu%)+2×(Ni%)
로 하고,
Ti, Nb 및 V 중 적어도 1종을 함유하는 경우는
Trec=-10×(냉연율)+1100+3×(Si%)+14×(Mn%)
+2×(Cr%)+19×(Mo%)+38×(Cu%)+2×(Ni%)
+5000×(Ti%)+6200×(Nb%)+4350×(V%)
로 한다. ((원소명%)는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다)
본 발명에 따른 고강도 용융 아연도금 강판에 의하면, 결정 방위차가 10° 이상인 입계의 단위 면적당 길이 La와 결정 방위차가 10° 미만인 입계의 단위 면적당 길이 Lb의 비(Lb/La)를 일정 범위로 제어함과 동시에, 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립의 입경 및 입도 분포를 적절히 제어하고 있기 때문에, 고항복비이고 또한 신도가 우수한 980MPa 이상의 용융 아연도금 강판을 제공하는 것이 가능하다.
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
본 발명자들은 금속 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 함유하는 복합 조직 강판에 있어서, 고항복비이고 또한 신도가 우수한 980MPa 이상의 고강도 용융 아연도금 강판을 실현하기 위해 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 강의 성분 조성을 제어함과 동시에, (i) 결정 방위차가 10° 이상인 입계의 단위 면적당 길이 La와 결정 방위차가 10° 미만인 입계의 단위 면적당 길이 Lb의 비(Lb/La)(이하, 「입계 빈도」라고 부르는 경우가 있다)를 소정의 범위 내로 제어함으로써 항복비를 향상시킬 수 있는 것, 및 (ii) 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립의 원 상당 직경을 D로 했을 때, D의 평균치가 25㎛ 이하가 되도록 작게 하고, 또한 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립 중 D≤30㎛를 만족하는 결정립이 면적률로 50% 이상이 되도록 결정립의 입도 분포(이하, 「입도 빈도」라고 부르는 경우가 있다)를 균일화함으로써 신도를 향상시킬 수 있는 것을 알아내고, 본 발명을 완성하였다.
우선, 본 발명의 고강도 용융 아연도금 강판의 성분 조성에 관하여 이하에 설명한다.
C: 0.05～0.3%
C는 강판의 강도를 확보하기 위해 중요한 원소이다. 또한, 마르텐사이트 조직의 생성량이나 형태에 영향을 주어 신도를 향상시키는 작용을 갖는다. 그래서 C 량을 0.05% 이상으로 정하였다. C량은 바람직하게는 0.06% 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.07% 이상이다. 한편, C량이 과잉으로 되면 용접성이 저하된다. 그래서 C량을 0.3% 이하로 정하였다. C량은 바람직하게는 0.25% 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.2% 이하이다.
Si: 0.005～3.0%
Si는 신도를 저하시키는 일 없이 고용 강화에 의해 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해 바람직한 Si량은 0.005% 이상, 더욱 바람직하게는 0.01% 이상이다. 한편, Si량이 과잉으로 되면 강도가 지나치게 높아져 압연 부하가 증대하고, 또한 열간 압연시에 스케일이 발생하여 강판의 표면 성상을 악화시킨다. 그래서 Si량을 3.0% 이하로 정하였다. Si량은 바람직하게는 2.5% 이하, 더욱 바람직하게는 2.0% 이하이다.
Mn: 1.5～3.5%
Mn은 강판의 강도를 확보하기 위해 중요한 원소이다. 그래서 Mn량을 1.5% 이상으로 정하였다. Mn량은 바람직하게는 1.7% 이상이며, 더욱 바람직하게는 2.0% 이상이다. 한편, Mn량이 과잉으로 되면 신도가 열화되기 때문에, Mn량을 3.5% 이하로 정하였다. Mn량은 바람직하게는 3.2% 이하이며, 더욱 바람직하게는 3.0% 이하이다.
Al: 0.005～0.15%
Al은 탈산 작용을 갖는 원소이다. 그래서 Al량을 0.005% 이상으로 정하였다. Al량은 바람직하게는 0.01% 이상, 더욱 바람직하게는 0.03% 이상이다. 한편, Al량이 과잉으로 되면 비용 상승을 초래하기 때문에, 0.15% 이하로 정하였다. Al량은 바람직하게는 0.1% 이하, 더욱 바람직하게는 0.07% 이하이다.
P: 0.1% 이하
P는 과잉으로 되면 용접성이 열화된다. 그래서 P량을 0.1% 이하로 정하였다. P량은 바람직하게는 0.08% 이하, 더욱 바람직하게는 0.05% 이하이다.
S: 0.05% 이하
S는 과잉으로 되면 황화물계 개재물이 증대하여 강판의 강도가 열화된다. 그래서 S량을 0.05% 이하로 정하였다. S량은 바람직하게는 0.01% 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.007% 이하이다.
본 발명에 이용하는 강의 기본 성분은 상기와 같고, 잔부는 실질적으로 철이다. 단, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라서 반입되는 불가피 불순물이 강 중에 포함되는 것은 당연히 허용된다. 불가피 불순물로서는, 예컨대 N이나 O, 트램프 원소(Sn, Zn, Pb, As, Sb, Bi 등) 등을 들 수 있다. N은 질화물로서 석출되어 강의 강도를 향상시키는 원소이지만, N이 과잉으로 존재하면 질화물도 과잉이 되어 신도의 저하를 야기하므로, 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 O에 관해서도 과잉으로 되면 신도의 저하를 야기하므로 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에 이용하는 강은 필요에 따라 이하의 임의 원소를 더 함유하고 있어도 좋다.
Cr: 1.0% 이하
Cr은 강의 담금질성을 높여 고강도화에 유효한 원소이다. 특히 후술하는 Mo와 비교하여 중간 단계 변태 조직인 베이나이트 조직의 형성을 억제하는 효과가 현저하여, 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 복합 조직 강판을 얻는 데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해 Cr량은 0.04% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.07% 이상이다. 한편, Cr량이 과잉으로 되면 연성이 저하된다. 그래서 Cr량을 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. Cr량은 더욱 바람직하게는 0.8% 이하이며, 더 바람직하게는 0.6% 이하이다.
Mo: 1.0% 이하
Mo는 강의 담금질성을 높여 고강도화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해 Mo량은 0.04% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.07% 이상이다. 한편, Mo량이 과잉으로 되면 연성이 저하되고, 또한 비용도 높아진다. 그래서 Mo량을 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo량은 더욱 바람직하게는 0.8% 이하이며, 더 바람직하게는 0.6% 이하이다.
Ti: 0.2% 이하, Nb: 0.3% 이하 및 V: 0.2% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종
Ti, Nb, V는 어느 것이나 탄화물이나 질화물 등의 석출물을 형성하여 강의 강도를 향상시킴과 동시에, 재결정을 억제하는 작용을 갖는다. 즉, 가공 조직을 잔존시킬 수 있어 입계 빈도(Lb/La)를 높여 고항복강도를 달성할 수 있다. Ti량은 바람직하게는 0.01% 이상, 더욱 바람직하게는 0.02% 이상이다. Nb량은 바람직하게 는 0.01% 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.03% 이상이다. 또한 V량은 바람직하게는 0.01% 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.03% 이상이다. 한편, 이들 원소가 과잉으로 되어 입계 빈도(Lb/La)가 지나치게 높아지면 신도의 저하를 초래한다. 그래서, Ti량을 0.2% 이하, Nb량을 0.3% 이하, V량을 0.2% 이하로 하는 것이 바람직하다. Ti량은 더욱 바람직하게는 0.15% 이하, 더 바람직하게는 0.1% 이하이다. Nb량은 더욱 바람직하게는 0.2% 이하, 더 바람직하게는 0.15% 이하이다. V량은 더욱 바람직하게는 0.15% 이하, 더 바람직하게는 0.13% 이하이다.
Cu: 3% 이하 및/또는 Ni: 3% 이하
Cu, Ni는 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해 Cu량은 바람직하게는 0.05% 이상, 더욱 바람직하게는 0.1% 이상이다. 또한 Ni량은 바람직하게는 0.05% 이상, 더욱 바람직하게는 0.1% 이상이다. 한편, Cu나 Ni가 과잉으로 되면 열간 가공성이 저하되어 버린다. 그래서 Cu량을 3% 이하, Ni량을 3% 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu량은 더욱 바람직하게는 2% 이하, 더 바람직하게는 1% 이하이다. Ni량은 더욱 바람직하게는 2% 이하, 더 바람직하게는 1% 이하이다.
B: 0.01% 이하
B는 Cr, Mo와 마찬가지로 강의 담금질성을 높여 고강도화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해 B량은 바람직하게는 0.001% 이상, 더욱 바람직하게는 0.0015% 이상이다. 한편, B량이 과잉으로 되면 붕소화물의 생성이 현저 해져 연성이 저하된다. 그래서 B량을 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. B량은 더욱 바람직하게는 0.008% 이하, 더 바람직하게는 0.005% 이하이다.
Ca: 0.01% 이하, Mg: 0.01% 이하 및 REM: 0.005% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종
Ca, Mg, REM은 개재물의 형태 제어, 특히 미세 분산화에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해 Ca량은 바람직하게는 0.0005% 이상, 더욱 바람직하게는 0.001% 이상이다. 또한 Mg량은 바람직하게는 0.0005% 이상, 더욱 바람직하게는 0.001% 이상이며, REM량은 바람직하게는 0.0005% 이상, 더욱 바람직하게는 0.001% 이상이다. 한편, 이들 원소가 과잉으로 되면 주조성이나 열간 가공성을 저하시키거나 연성을 저하시킨다. 그래서 Ca량을 0.01% 이하, Mg량을 0.01% 이하, REM량을 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다. Ca량은 더욱 바람직하게는 0.007% 이하, 더 바람직하게는 0.005% 이하이다. 또한 Mg량은 더욱 바람직하게는 0.007% 이하, 더 바람직하게는 0.005% 이하이다. REM량은 더욱 바람직하게는 0.007% 이하, 더 바람직하게는 0.005% 이하이다.
본 발명에 따른 고강도 용융 아연도금 강판의 금속 조직은, 페라이트와 마르텐사이트를 함유하는 복합 조직 강판에 있어서, 결정 방위차가 10° 이상인 입계의 단위 면적당 길이 La와 결정 방위차가 10° 미만인 입계의 단위 면적당 길이 Lb의 비(Lb/La)를 0.2≤(Lb/La)≤1.5의 범위 내로 제어함으로써, 결정 방위차가 10° 미만인 입계를 일정 비율 이상 확보하여 항복강도의 향상, 즉 항복비를 향상시킨 점에 제1의 특징을 갖는다. 나아가, 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립의 원 상당 직경을 D로 했을 때, D의 평균치가 25㎛ 이하가 되도록 작게 하고, 또한 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립 중 D≤30㎛를 만족하는 결정립이 면적률로 50% 이상이 되도록 결정립의 입도 분포를 균일화함으로써 신도를 향상시킨 점에 제2의 특징을 갖는다. 이하, 순서에 따라 설명한다.
본 발명에 있어서, 결정 방위차를 10°로 구분하는 것은 결정 방위차가 10° 미만인 입계와 결정 방위차가 10° 이상인 입계에서는 기계적 성질(항복비, 인장강도, 신도)에 대한 영향이 다르기 때문이다.
우선 결정 방위차가 10° 미만인 입계는, 소둔 전의 냉연 공정에서 가공 조직이 도입되고, 그 후의 소둔 공정에서 전위 조직의 회복에 의해 서브그레인(subgrain)화가 생김으로써 형성된다. 이러한 결정 방위차가 10° 미만인 입계는, 저항복강도화의 원인이 되는 페라이트 중의 가동 전위의 이동을 억제할 수 있어, 항복강도를 향상시켜 고항복비로 할 수 있다. 이러한 효과를 충분히 발휘시키기 위해, 결정 방위차가 10° 이상인 입계의 단위 면적당 길이를 La, 결정 방위차가 10° 미만인 입계의 단위 면적당 길이를 Lb로 했을 때, La와 Lb의 비(Lb/La)를 0.2 이상으로 정하였다. 결정 방위차가 10° 이상인 입계의 단위 면적당 길이(La)와 결정 방위차가 10° 미만인 입계의 단위 면적당 길이(Lb)의 비는 하나의 페라이트립에 있어서 가동 전위의 이동을 억제할 수 있는 경계의 비율을 나타내고 있고, 가동 전위의 억제 효과와 항복비 사이에서 상관관계를 알아낸 점에 본 발명의 의의를 갖고 있다. 한편, 본 발명에서는 탄성 영역에서 전위의 이동을 중지시킴으로써 항복강도를 높이고 있으므로, 그 후의 소성 영역에 있어서의 가공 경화의 거동에는 큰 영향을 주는 일이 없다. 따라서, 복합 조직 강판의 우수한 인장강도 및 신도 특성을 유지하면서 항복강도를 높일 수 있다. (Lb/La)는 바람직하게는 0.25 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.30 이상이다. 한편, (Lb/La)가 지나치게 커지면, 즉 가공 조직이 지나치게 잔존하면 신도가 저하된다. 그래서, (Lb/La)를 1.5 이하로 정하였다. (Lb/La)는 바람직하게는 1.4 이하이며, 더욱 바람직하게는 1.3 이하이다.
다음으로, 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 결정립은 강판의 신도 특성에 큰 영향을 미친다. 즉, 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 결정립이 조대해지면, 국소 변형시에 응력 집중이 현저해지고, 국소 신도의 저하에 의해 전체 신도도 저하된다. 그래서, 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립의 원 상당 직경을 D로 했을 때, D의 평균치가 25㎛ 이하이라고 정하였다. D의 평균치는 바람직하게는 20㎛ 이하이며, 더욱 바람직하게는 15㎛ 이하이다. D의 평균치의 하한은 특별히 한정되지 않는데, 예컨대 0.5㎛ 정도이어도 좋다.
또한, 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립의 입도 분포에 대하여, 입도 분포가 불균일하면 신도(EL)가 열화된다. 그래서 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립 중 D≤30㎛를 만족하는 결정립이 면적률로 50% 이상이라고 정하고, 바람직하게는 60% 이상, 더욱 바람직하게는 70% 이상이 어도 좋다.
결정 방위차가 10° 이상인 경계의 단위 면적당 길이와 결정 방위차가 10° 미만인 경계의 단위 면적당 길이는 SEM(주사형 전자 현미경)-EBSP(전자 후방 산란)법에 의해 결정 해석을 행함으로써 구할 수 있다. EBSP법에서는 1㎛ 이하의 스텝으로 50㎛×50㎛ 이상의 범위를 3시야 이상 측정하고, CI치≥0.1로 결정 방위 해석을 실시하면, 입계 빈도(Lb/La) 및 페라이트립의 인식을 행할 수 있다. 또한 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립의 평균 입경은 절단법, 구적법(求積法), 비교법 등, 통상의 방법에 의해 구할 수 있다. 또한 입도 분포에 관해서는, 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립 중 입경이 30㎛ 이하인 것의 면적 비율을 구하였다.
본 발명에 따른 고강도 용융 아연도금 강판의 금속 조직은 페라이트와 마르텐사이트를 함유하는 복합 조직 강판이며, 전체 조직에 대하여 페라이트와 마르텐사이트는 합계로 65면적% 이상인 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서의 페라이트는 폴리고날 페라이트를 의미한다. 또한 본 발명에 있어서의 마르텐사이트는 담금질 마르텐사이트를 의미하며, 냉각 중에 자기 템퍼링된 마르텐사이트는 포함하는 의미이지만 200℃ 이상에서 템퍼링된 템퍼링 마르텐사이트는 포함하지 않는다.
본 발명에 따른 고강도 용융 아연도금 강판은 페라이트와 마르텐사이트만으로 이루어져 있어도 좋지만, 연성의 향상을 겨냥하여 잔류 오스테나이트를 함유하여도 좋다. 페라이트는 연성을 향상시키는 효과가 있는 한편, 과잉으로 되면 강도 의 저하를 초래한다. 마르텐사이트는 강도를 향상시키는 효과가 있는 한편, 과잉으로 되면 연성의 저하를 초래한다. 또한 잔류 오스테나이트는 연성을 향상시키는 효과가 있는 한편, 과잉으로 되면 신장 플랜지성의 저하를 초래함과 동시에 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 감소함으로써 신도가 저하된다. 따라서 페라이트와 마르텐사이트, 및 잔류 오스테나이트의 분율은, 요구되는 강도와 연성의 밸런스에 따라, 페라이트의 면적률: 5～85%, 마르텐사이트의 면적률: 15～90%, 잔류 오스테나이트의 면적률: 20% 이하의 범위로부터 적절히 조정하는 것이 바람직하고, 연성을 높이는 관점에서는 페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 합계 면적률: 70% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 합계 면적률은 75% 이상이다.
또한 본 발명에 있어서, 페라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 외에, 본 발명의 효과를 저해하지 않은 범위 내에서 베이나이트, 펄라이트를 함유하고 있어도 좋다. 베이나이트 및 펄라이트의 함유율은 합계로 30면적% 이하로 하는 것이 바람직하다.
강판의 금속 조직은 강판의 압연 방향에 수직인 단면에 있어서의 t/4 위치(t: 판 두께)를 주사형 전자 현미경(SEM)을 이용하여 배율 3000배로 관찰함으로써 페라이트와 마르텐사이트를 판별할 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트에 관해서는, 포화 자화법(R&D 고베제강 기보 Vol. 52 No. 3)에 의해 체적률을 측정하고, 면적률로 환산함으로써 구할 수 있다.
본 발명의 고강도 용융 아연도금 강판을 제조하기 위해서는, 특히 냉연 후의 소둔 공정에 있어서 승온 속도, 최고 도달 온도, 및 소정의 온도역에서의 체재 시간을 제어하는 것이 유효하다. 구체적으로는, 상기 성분 조성의 냉연 강판을, 승온 속도가 하기 수학식 1～3을 만족하고, 승온시의 최고 도달 온도가 하기 수학식 4를 만족하도록 승온하고, 600℃로부터 최고 도달 온도까지의 온도역에서의 체재 시간이 400초 이하가 되도록 소둔함으로써 본 발명 강판을 제조할 수 있다. 이하, 제조 조건에 관하여 상술한다.
우선 승온은 실온으로부터 350℃까지, 350℃로부터 700℃까지, 700℃로부터 최고 도달 온도까지의 3개의 온도 영역으로 구분하여, 승온 속도가 하기 수학식 1～3을 만족하도록 하고, 최고 도달 온도는 하기 수학식 4를 만족하도록 승온한다.
실온으로부터 350℃까지의 승온 속도: HR1≤900℃/분(수학식 1)
실온으로부터 350℃까지의 승온에서는 가공된 페라이트 조직 중의 잔류 변형을 개방하고, 후술하는 조직의 회복 거동을 통하여 양호한 신도(EL)를 확보할 수 있다. 즉 HR1이 900℃/분을 초과하면, 후술하는 350℃로부터 700℃까지의 승온시에 가공 조직의 회복이 현저해지고, 결정 방위차가 10° 미만인 입계의 비율이 작아져 항복강도가 저하된다. 따라서 HR1의 상한을 900℃/분으로 정하였다. HR1은 바람직하게는 750℃/분 이하이며, 더욱 바람직하게는 600℃/분 이하이다. HR1의 하한은 특별히 한정되지 않는데, 예컨대 1℃/분 정도이어도 좋다.
350℃로부터 700℃까지의 승온 속도: HR2≥60℃/분(수학식 2)
350℃로부터 700℃까지의 승온 속도는 가공 조직의 회복 거동에 큰 영향을 준다. HR2가 60℃/분 미만이 되면, 가공 조직의 회복이 현저해지고 결정 방위차가 10° 미만인 입계의 비율이 작아져 항복강도가 저하된다. 그래서 HR2를 60℃/분 이상으로 정하였다. HR2는 바람직하게는 90℃/분 이상, 더욱 바람직하게는 120℃/분 이상이다. 한편, HR2가 지나치게 빨라져 가공 조직의 회복이 일어나기 어려우면, 700℃로부터 최고 도달 온도에서의 재결정이 촉진되기 때문에, 결과적으로 소둔 후의 조직으로서 결정 방위차가 10° 미만인 입계를 포함하지 않는 경우도 있고, 그 경우 항복강도가 저하되어 버린다. 따라서 HR2는 1500℃/분 이하로 하는 것이 바람직하다.
700℃로부터 최고 도달 온도까지의 승온 속도: 5℃/분≤HR3≤420℃/분(수학식 3)
700℃로부터 최고 도달 온도까지의 온도역은 가공 조직으로부터 오스테나이트가 역변태하는 온도역이며, 이 온도역에서의 승온 속도는 조직 분율을 확보하여 양호한 신도(EL)를 실현하는 데에 있어서 중요하다. HR3이 5℃/분을 하회하면, 역변태의 진행보다 조직의 회복이 현저해지거나, 또는 재결정이 생겨 결정 방위차가 10°보다 작은 경계의 비율이 작아진다. 그래서 HR3을 5℃/분 이상으로 정하였다. HR3은 바람직하게는 7℃/분 이상이며, 더욱 바람직하게는 10℃/분 이상이다. 한편, HR3이 420℃/분을 초과하면 회복이 그다지 일어나지 않고, 결정 방위차가 10°보다 작은 경계가 많이 남아 버려 신도가 열화된다. 그래서 HR3을 420℃/분 이하로 정하였다. HR3은 바람직하게는 400℃/분 이하이며, 더욱 바람직하게는 350℃/분 이하이다.
Ac 1 점≤(최고 도달 온도)≤(T rec 또는 Ac 3 점 중 어느 하나의 낮은 쪽의 온도)(수학식 4)
Ac1점은 오스테나이트로의 역변태가 일어나는 하한의 온도이며, 최고 도달 온도가 Ac1점을 하회하면 오스테나이트로의 역변태가 일어나지 않기 때문에, DP 조직을 얻을 수 없어 우수한 신도를 확보할 수 없다. 최고 도달 온도의 하한은 바람직하게는 Ac1점+20℃, 더욱 바람직하게는 Ac1점+50℃이다. 한편, Ac1점은 하기 수학식에 의해 산출된다. 하기 수학식 중, (원소명%)는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내는 것으로 한다(이하, 동일).
Ac1=723+29.1×(Si%)-10.7×(Mn%)+16.9×(Cr%)-16.9×(Ni%)
최고 도달 온도는 상한을, 가공 조직의 재결정이 일어나지 않는 온도(Trec) 또는 오스테나이트 단상이 되는 하한 온도(Ac3점) 중 어느 하나의 낮은 쪽으로 한다.
우선 최고 도달 온도가 Trec를 상회하면 가공 조직이 재결정되고, 원하는 조직이 얻어지지 않게 되어, 신도는 우수하지만 고항복강도를 달성할 수 없거나, 또는 고항복강도를 달성할 수 있지만 신도가 뒤떨어지는 것으로 된다.
여기서 Trec는 냉연율에 크게 영향을 받는다. 즉, 냉연율이 클수록 변형 에너지가 축적되어 재결정의 구동력이 커지기 때문에 재결정 개시 온도는 낮아진다. 또한 Trec는 합금 원소의 첨가에 의해 상승하고, Si, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni의 첨가에 의해 상승하며, 특히 Ti, Nb, V를 첨가하면 Trec의 상승이 현저해진다. 상기 Trec를 산출하는 수학식은 재결정 온도에 영향을 주는 원소와 냉연율을, 각각의 기여율에 따른 계수를 곱하여 가산한 것이다. 한편, 냉연율에 곱하는 계수에 대하여, Ti, Nb 및 V 중 적어도 1종을 함유하는 경우는, 이들 원소에 의한 석출물 또는 고용 원소의 영향을 받기 때문에, (i) 냉연에 의해 도입되는 변형량이 증대하는 것, 또한 (ii) 재결정이 생기기 위한 임계 냉연율의 감수성이 높아지는 것 등의 이유로부터, Ti, Nb 및 V 중 어느 것도 함유하지 않는 경우와 상기 계수가 상이하다.
구체적으로는 Trec는, Ti, Nb 및 V 중 어느 것도 함유하지 않고 있는 경우는 하기 수학식에 의해 산출된다.
Trec=-4×(냉연율)+1000+3×(Si%)+14×(Mn%)
+2×(Cr%)+19×(Mo%)+38×(Cu%)+2×(Ni%)
또한, Ti, Nb 및 V 중 적어도 1종을 함유하는 경우는
Trec=-10×(냉연율)+1100+3×(Si%)+14×(Mn%)
+2×(Cr%)+19×(Mo%)+38×(Cu%)+2×(Ni%)
+5000×(Ti%)+6200×(Nb%)+4350×(V%)
에 의해 산출된다.
다음으로 최고 도달 온도가 Ac3점을 상회하면 가공 조직이 잔존한 페라이트 가 모두 오스테나이트로 변태하여 버리기 때문에 원하는 조직을 얻을 수 없다. 한편 Ac3점은 하기 수학식에 의해 산출된다.
Ac3=910-203×(C%)1/2+44.7×(Si%)-30×(Mn%)
-11×(Cr%)+31.5×(Mo%)-20×(Cu%)-15.2×(Ni%)
+400×(Ti%)+104×(V%)+700×(P%)+400×(Al%)
그래서 최고 도달 온도는 Trec 또는 Ac3점 중 어느 하나의 낮은 쪽의 온도로 하였다. 바람직한 상한 온도는 (Trec-5℃) 또는 (Ac3점-5℃) 중 어느 하나의 낮은 쪽의 온도이며, 더욱 바람직하게는 (Trec-10℃) 또는 (Ac3점-10℃) 중 어느 하나의 낮은 쪽의 온도이다.
600℃로부터 최고 도달 온도까지의 온도역에서의 체재 시간이 400초 이하
600℃로부터 최고 도달 온도까지의 온도역에서의 체재 시간이란, 600℃로부터 최고 도달 온도로의 승온에 요하는 시간과, 최고 도달 온도에서 유지하는 시간을 합한 시간을 의미한다. 상기 체재 시간은 가공 조직의 회복, 재결정 거동과 상변태 거동을 적절히 제어하는 데에 있어서 중요하다. 이 온도역에서의 시간이 400초를 초과하면, 페라이트로부터 오스테나이트로의 역변태의 진행에 대하여 가공 조직의 회복이 현저해지거나, 또는 재결정이 생겨 결정 방위차가 10° 미만인 입계의 비율이 적어진다. 따라서 600℃로부터 최고 도달 온도까지의 온도역에서의 체재 시간을 400초 이하로 정하였다. 상기 체재 시간은 바람직하게는 350초 이하이며, 더욱 바람직하게는 300초 이하이다. 이 온도역에서의 시간의 하한은 특별히 한정되지 않는데, 예컨대 30초 정도이어도 좋다.
상기 이외의 제조 조건에 관해서는 통상적 방법에 따라서 행하면 좋고 특별히 한정되지 않지만, 열간 압연에 관해서는 예컨대 800℃ 이상의 마무리 온도에서 열간 압연하고, 700℃ 이하에서 권취를 행하여도 좋다. 열간 압연 후에는 필요에 따라 산세척하고, 예컨대 10～70% 정도의 냉연율로 냉간 압연을 행하면 좋다. 또한, 소둔 후의 용융 아연도금 공정 또는 합금화 용융 아연도금 공정은 본 발명 강판의 조직에 하등 영향을 주는 것이 아니고, 그들의 조건은 특별히 한정되지 않지만, 예컨대 상기 소둔 후 1℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 도금욕 온도(예컨대 440～480℃)까지 냉각하여 용융 아연도금을 실시하고, 3℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하는 것이 바람직하다. 또한 합금화를 행하는 경우는, 상기 용융 아연도금 후 500～750℃ 정도의 온도까지 가열 후, 20초 정도 합금화를 행하고, 3℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하는 것이 바람직하다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 더욱 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니라, 전?후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
표 1, 2에 나타내는 화학 조성의 강을 통상의 용제(溶製) 방법에 따라서 전로에서 용제하고, 연속 주조하여 슬래브로 하였다(슬래브 두께: 230mm). 이 슬래 브를 1250℃로 가열한 후, 마무리 온도 900℃, 누적 압하율 99%로 열간 압연하고, 이어서 평균 냉각 속도 50℃/초로 냉각한 후, 500℃에서 권취하여 열연 강판을 얻었다(판 두께: 2.5mm). 또한 얻어진 열연 강판을 산세척한 후, 표 3, 4에 나타내는 냉연율로 냉간 압연하여 냉연 강판을 얻었다. 얻어진 냉연 강판을, 연속식 용융 아연도금 라인에 의해, 표 3, 4에 나타내는 승온 속도, 최고 도달 온도, 및 체재 시간으로 소둔하여 도금을 행하였다. 표 중, 「GI」는 용융 아연도금을 나타내고, 상기 소둔 후, 5℃/초의 평균 냉각 속도로 도금욕 온도(460℃)까지 냉각하고, 도금 후에는 3℃/초의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하였다. 또한 「GA」는 합금화 용융 아연도금을 나타내고, 소둔 후, 5℃/초의 평균 냉각 속도로 도금욕 온도(460℃)까지 냉각하고, 550℃까지 가열하여 합금화하고, 그 후 3℃/초의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하였다. 한편, 표 1, 2 중의 REM은 La를 50% 정도 및 Ce를 30% 정도 함유하는 미시메탈의 형태로 첨가하였다.
Figure 112009066507973-pat00001
Figure 112009066507973-pat00002
Figure 112009066507973-pat00003
Figure 112009066507973-pat00004
금속 조직의 관찰
페라이트 및 마르텐사이트 조직에 관해서는, 상기에서 얻어진 강판의 압연 방향에 수직인 단면의 t/4 위치(t: 판 두께)에 있어서 임의의 측정 영역(약 50㎛×50㎛)을 주사형 전자 현미경(SEM)에 의해 배율 3000배로 관찰하였다. 관찰은 5시야에 대하여 행하고, 점산법(点算法)에 의해 측정한 면적률의 산술 평균을 구하였다. 또한 잔류 오스테나이트에 관해서는, 포화 자화법에 의해 체적률을 측정하고, 면적률로 환산하였다(R&D 고베제강 기보 Vol. 52 No. 3).
인장 강도의 측정
강판의 t/4 위치(t: 판 두께)로부터, JIS Z2201의 5호 시험편을 채취하고, JIS Z2241에 따라서 인장강도(TS), 항복강도(YP), 전체 신도(EL)를 측정하였다. 이들 값으로부터 항복비(YR) 및 TS×EL을 산출하였다. TS는 980MPa 이상을 합격으로 하고, YR은 60% 이상을 합격으로 하였다. 또한 EL에 관해서는, 강도 레벨에 따라, 980MPa≤TS<1180MPa일 때는 EL≥14%, 1180MPa≤TS<1270MPa일 때는 EL≥12%, 1270MPa≤TS<1370MPa일 때는 EL≥11%를 합격으로 하였다.
입계 빈도의 측정
결정 방위차가 10° 이상인 입계의 단위 면적당 길이와 결정 방위차가 10° 미만인 입계의 단위 면적당 길이는 강판의 폭 방향에 수직인 단면의 t/4 위치 부근(t: 판 두께)을, 전술한 바와 같이 SEM-EBSP(주사형 전자 현미경 전자 후방 산란)법에 의해 결정 방위 해석을 행하여 산출하였다. EBSP법에서는, 0.1㎛ 스텝으로 50㎛×50㎛의 범위를 3시야 측정하고, CI치≥0.1 이상으로 결정 방위 해석을 실시하였다.
결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립의 평균 입경 및 입도 빈도의 측정
결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립의 평균 입경은 강판의 폭 방향에 수직인 단면의 t/4 위치 부근(t: 판 두께)을 구적법에 의해 구하였다(측정 영역: 200㎛×200㎛). 또한 입도 분포에 관해서도 동일한 시야에 있어서, 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립 중 입경이 30㎛ 이하인 것의 면적 비율을 구하였다. 측정은 5시야에 대하여 행하고, 상기 입경 및 입도 빈도의 각각에 대하여 산술 평균을 구하였다.
결과를 도 1～3, 및 표 5, 6에 나타낸다.
Figure 112009066507973-pat00005
Figure 112009066507973-pat00006
성분 조성이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 강종 28～31을 이용한 예에서는, 인장강도 또는 신도에 있어서 뒤떨어진 결과가 되었다. 구체적으로는, No. 28-1은 C량이 적은 예로, 강도가 낮아져 있다. No. 29-1은 Si량이 많은 예로, Ac1점이 높아짐으로써 페라이트 분율이 높아져 신도는 양호하지만, 충분한 강도가 얻어지지 않고 있다. No. 30-1은 Mn량이 적은 예로, 충분한 담금질성을 확보할 수 없기 때문에 마르텐사이트 분율이 낮아져 강도가 낮아져 있다. No. 31-1은 Cr량이 많은 예로, 강도는 양호하지만 신도가 낮아져 있다.
또한, No. 1-2, 3-2, 11-2, 16-3, 17-3, 20-2는 냉연율과 강 중 성분의 밸런스로 Trec가 낮아진 예이다. 그 결과, 최고 도달 온도가 Trec를 초과해 버리고, 입계 빈도, 평균 페라이트 입경, 또는 입도 빈도가 본 발명 범위를 벗어나게 되어 강도, 항복비, 또는 신도가 낮아져 있다.
No. 2-2는 HR2가 느려진 예로, 입계 빈도가 낮아졌기 때문에 항복비가 낮아져 있다.
No. 2-3은 최고 도달 온도가 Ac1점보다 낮았기 때문에 오스테나이트로의 역변태가 일어나지 않아 DP 조직을 얻을 수 없었던 예이다.
No. 11-3은 600℃로부터 최고 도달 온도까지의 온도역에서의 체재 시간이 길었기 때문에 가공 조직의 회복이 현저해져 입계 빈도가 낮아진 예로, 항복비가 낮아져 있다.
No. 4-2와 26-2는 HR3이 높았기 때문에 회복이 그다지 일어나지 않고, 결정 방위차가 10° 미만인 경계가 많이 잔존하여 신도가 열화되어 버린 예이다.
본 실시예에서 이용한 강판에 대하여, 입계 빈도와 항복비의 관계를 도 1에 나타내고, 입계 빈도와 TS×EL의 관계를 도 2에 나타내고, 항복비와 TS×EL의 관계를 도 3에 나타낸다.
도 1로부터 입계 빈도(Lb/La)가 높아짐에 따라서 항복비가 상승하고 있는 것을 알 수 있다. 또한 도 2로부터 입계 빈도(Lb/La)가 일정 이상으로 높아지면 신도(EL)가 저하되는 것을 알 수 있다. 나아가 도 3으로부터 분명한 바와 같이, 본 발명 강판은 비교 강판에 비해 동일한 YR이어도 높은 TS×EL을 나타내고 있고, 또한 본 발명 강판 중에서도 Ti, Nb 및 V 중 적어도 1종 이상을 함유하는 강판은 Ti, Nb 및 V 중 어느 것도 포함하지 않는 강판과 비교하여 YR과 TS×EL의 밸런스가 양호하다. 이것은 Ti, Nb, V의 첨가에 의해 Trec가 상승하여 입계 빈도(Lb/La)가 높아지는 것에 기인한다고 생각된다.
본 발명 강판은 고항복비를 나타내고 또한 고신도를 갖는 고강도 용융 아연도금 강판이며, 그 용도로서는 자동차의 프론트나 리어부 사이드 멤버나 크래시 박스 등 정면충돌 부품을 비롯하여, 센터 필러 RF 등의 필러류, 루프 레일 RF, 사이드 시일, 플로어 멤버, 킥부 등의 차체 구성 부품, 범퍼 RF나 도어 임팩트 빔 등의 내충격 흡수 부품 등이 생각된다.
도 1은 입계 빈도(Lb/La)와 항복비(YR)의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 입계 빈도(Lb/La)와 TS×EL의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 3은 항복비(YR)와 TS×EL의 관계를 나타낸 그래프이다.

Claims (9)

  1. C: 0.05～0.3%(질량%의 의미. 화학 성분 조성에 대하여 이하 동일),
    Si: 0.005～3.0%,
    Mn: 1.5～3.5%,
    Al: 0.005～0.15%,
    P: 0.1% 이하,
    S: 0.05% 이하
    를 함유하며, 잔부는 철 및 불가피 불순물이고,
    금속 조직이, 전체 조직에 대한 비율로,
    페라이트의 면적률: 5～85%,
    마르텐사이트의 면적률: 15～90%,
    잔류 오스테나이트의 면적률: 20% 이하이며,
    페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률의 합계: 70% 이상이고,
    페라이트 조직에 있어서, 결정 방위차가 10° 이상인 입계의 단위 면적당 길이를 La, 결정 방위차가 10° 미만인 입계의 단위 면적당 길이를 Lb로 했을 때, 0.2≤(Lb/La)≤1.5를 만족하고,
    결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립의 원 상당 직경을 D 로 했을 때, D의 평균치가 25㎛ 이하임과 동시에, 결정 방위차가 10° 이상인 입계로 둘러싸인 페라이트립 중 D≤30㎛를 만족하는 결정립이 면적률로 50% 이상이고,
    인장강도가 980MPa 이상인
    고강도 용융 아연도금 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    Cr: 1.0% 이하를 더 함유하는 고강도 용융 아연도금 강판.
  3. 제 2 항에 있어서,
    Mo: 1.0% 이하를 더 함유하는 고강도 용융 아연도금 강판.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    Ti: 0.2% 이하, Nb: 0.3% 이하 및 V: 0.2% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 더 함유하는 고강도 용융 아연도금 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    Mo: 1.0% 이하, Cu: 3% 이하 및 Ni: 3% 이하를 더 함유하는 고강도 용융 아연도금 강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    Mo: 1.0% 이하 및 B: 0.01% 이하를 더 함유하는 고강도 용융 아연도금 강판.
  7. 제 3 항에 있어서,
    Ca: 0.01% 이하, Mg: 0.01% 이하 및 REM: 0.005% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 더 함유하는 고강도 용융 아연도금 강판.
  8. 제 1 항에 있어서,
    상기 용융 아연도금은 합금화 용융 아연도금인 고강도 용융 아연도금 강판.
  9. 제 1 항에 기재된 고강도 용융 아연도금 강판을 제조하는 방법으로서, 다음 공정을 포함하는 고강도 용융 아연도금 강판의 제조 방법:
    냉연 강판을, 승온 속도가 하기 수학식 1～3을 만족하고, 승온시의 최고 도달 온도가 하기 수학식 4를 만족하도록 승온하는 공정, 및
    600℃로부터 최고 도달 온도까지의 온도역에서의 체재 시간이 400초 이하가 되도록 소둔하는 공정.
    수학식 1
    실온으로부터 350℃까지의 승온 속도: HR1≤900℃/분
    수학식 2
    350℃로부터 700℃까지의 승온 속도: HR2≥60℃/분
    수학식 3
    700℃로부터 최고 도달 온도까지의 승온 속도: 5℃/분≤HR3≤420℃/분
    수학식 4
    Ac1점+50℃≤(최고 도달 온도)≤(Trec-10℃ 또는 Ac3점 중 어느 하나의 낮은 쪽의 온도)
    단, Trec는,
    Ti, Nb 및 V 중 어느 것도 함유하지 않고 있는 경우는
    Trec=-4×(냉연율)+1000+3×(Si%)+14×(Mn%)
    +2×(Cr%)+19×(Mo%)+38×(Cu%)+2×(Ni%)
    로 하고,
    Ti, Nb 및 V 중 적어도 1종을 함유하는 경우는
    Trec=-10×(냉연율)+1100+3×(Si%)+14×(Mn%)
    +2×(Cr%)+19×(Mo%)+38×(Cu%)+2×(Ni%)
    +5000×(Ti%)+6200×(Nb%)+4350×(V%)
    로 한다.
    ((원소명%)는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다)
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