KR101329928B1

KR101329928B1 - 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101329928B1
Application number: KR1020117020089A
Authority: KR
Inventors: 요시야스 가와사키; 다츠야 나카가이토; 신지로 가네코; 사이지 마츠오카; 야스노부 나가타키
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2009-02-25
Filing date: 2010-02-19
Publication date: 2013-11-14
Also published as: WO2010098416A1; US20120037282A1; EP2402470A1; JP2010255097A; TW201042057A; US8784578B2; CN102333901B; CN102333901A; TWI418640B; JP4998756B2; KR20110110368A; EP2402470B1; EP2402470A4; CA2751411A1; CA2751411C

Abstract

590 ㎫ 이상의 인장 강도 TS 를 갖고, 또한 가공성 (연성과 구멍 확장성) 이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
성분 조성은, 질량％ 로 C：0.04 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Si：0.7 ％ 이상 2.3 ％ 이하, Mn：0.8 ％ 이상 2.2 ％ 이하, P：0.1 ％ 이하, S：0.01 ％ 이하, Al：0.1 ％ 이하, N：0.008 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 조직은, 면적률로 70 ％ 이상의 페라이트상과 2 ％ 이상 10 ％ 이하의 베이나이트상과 0 ％ 이상 12 ％ 이하의 펄라이트상을 갖고, 체적률로 1 ％ 이상 8 ％ 이하의 잔류 오스테나이트상을 갖고, 또한 페라이트의 평균 결정 입경이 18 ㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

Description

가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL PLATE OF EXCELLENT WORKABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}

본 발명은, 자동차, 전기 등의 산업 분야에서 사용되는 부재로서 바람직한 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 견지에서, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 이에 따라, 차체 재료의 고강도화에 의해 박육화를 도모하여, 차체 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발히 이루어지고 있다. 그러나, 강판의 고강도화는 연성의 저하, 즉 성형 가공성의 저하를 초래한다. 이 때문에, 고강도와 고가공성을 겸비하는 재료의 개발이 요망되고 있는 것이 현상황이다.

또, 고강도 강판을 자동차 부품과 같은 복잡한 형상으로 성형 가공할 때에는, 돌출 부위나 신장 플랜지 부위에서 균열이나 네킹 발생이 큰 문제가 된다. 그 때문에, 균열이나 네킹 발생의 문제를 극복할 수 있는 고연성과 고구멍 확장성을 양립한 고강도 강판도 필요해지고 있다.

고강도 강판의 성형성 향상에 대해서는, 지금까지 페라이트-마텐자이트 2 상강 (Dual-Phase 강) 이나 잔류 오스테나이트상의 변태 유기 (誘起) 소성 (Transformation Induced Plasticity) 을 이용한 TRIP 강 등, 여러 가지 복합 조직형 고강도 용융 아연 도금 강판이 개발되어 왔다.

예를 들어, 특허문헌 1, 2 에서는, 화학 성분을 규정하고, 잔류 오스테나이트상 및 마텐자이트상의 체적률, 또한 그 제조 방법을 규정함으로써, 연성이 우수한 강판이 제안되어 있다. 또, 특허문헌 3 에서는, 화학 성분을 규정하고, 추가로 그 특수한 제조 방법을 규정함으로써 연성이 우수한 강판이 제안되어 있다. 또, 특허문헌 4 에서는, 화학 성분을 규정하고, 페라이트상과 베이나이트상과 잔류 오스테나이트상의 체적률을 규정함으로써, 연성이 우수한 강판이 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 평11-279691호 일본 공개특허공보 제2001-140022호 일본 공개특허공보 평04-026744호 일본 공개특허공보 제2007-182625호

그러나, 특허문헌 1 ∼ 4 에서는, 잔류 오스테나이트상의 변태 유기 소성을 이용함으로써 연성을 향상시키는 것을 주목적으로 하고 있기 때문에, 구멍 확장성에 대해서는 고려되고 있지 않다. 그 때문에, 고연성과 고구멍 확장성을 겸비한 고강도 용융 아연 도금 강판의 개발이 과제가 된다.

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여, 고강도 (590 ㎫ 이상의 인장 강도 TS) 를 갖고, 또한 가공성 (고연성과 고구멍 확장성) 이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 고강도 (590 ㎫ 이상의 인장 강도 TS) 를 갖고, 또한 가공성 (연성과 구멍 확장성) 이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있도록 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 것을 알아냈다.

Si 의 적극적 첨가에 의해, 페라이트상의 가공 경화능 향상에 의한 연성의 향상과, 페라이트상의 고용 강화에 의한 강도 확보 및 제 2 상과의 경도차 완화에 의한 구멍 확장성의 향상이 가능해졌다. 또, 베이나이트 변태의 활용에 의해, 잔류 오스테나이트상의 안정 확보에 의한 연성의 향상과, 연질인 페라이트상과 경질인 마텐자이트상, 혹은 잔류 오스테나이트상의 경도차를 베이나이트상이라고 하는 중간 경도상의 제조에 의한 경도차 완화에 의해, 구멍 확장성의 향상이 가능해졌다. 또한, 최종 조직에 경질인 마텐자이트상이 많이 존재하면, 연질인 페라이트상의 이상 (異相) 계면에서 큰 경도차가 생겨 구멍 확장성이 저하되기 때문에, 최종적으로 마텐자이트상으로 변태하는 미변태 오스테나이트상의 일부를 펄라이트화하고, 페라이트상, 베이나이트상, 펄라이트상, 마텐자이트상, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 조직을 제조함으로써, 고연성을 유지한 상태에서 더욱 우수한 구멍 확장성의 향상이 가능해졌다. 그리고, 각 상의 면적률을 적정 제어함으로써, 인장 강도 TS 가 590 ㎫ 이상인 각각의 강도 레벨의 강판에 대해, 고연성과 고구멍 확장성의 양립이 가능해졌다.

본 발명은, 이상의 지견 (知見) 에 기초하여 이루어진 것으로, 이하의 특징을 구비하고 있다.

[1] 성분 조성은, 질량％ 로 C : 0.04 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Si : 0.7 ％ 이상 2.3 ％ 이하, Mn : 0.8 ％ 이상 2.2 ％ 이하, P : 0.1 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하, N : 0.008 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 조직은, 면적률로 70 ％ 이상의 페라이트상과 2 ％ 이상 10 ％ 이하의 베이나이트상과 0 ％ 이상 12 ％ 이하의 펄라이트상을 갖고, 체적률로 1 ％ 이상 8 ％ 이하의 잔류 오스테나이트상을 갖고, 또한 페라이트의 평균 결정 입경이 18 ㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[2] 추가로, 면적률로 1 ％ 이상 5 ％ 이하의 마텐자이트상을 갖는 것을 특징으로 하는 상기 [1] 에 기재된 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[3] 추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로 Cr : 0.05 ％ 이상 1.2 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[4] 추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로 Ti : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하, Nb : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하, Cu : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[5] 추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로 Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하, REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[6] 아연 도금이 합금화 아연 도금인 것을 특징으로 하는 상기 [1] ∼ [5] 중 어느 하나에 기재된 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.

[7] 상기 [1], [3], [4], [5] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연, 산세, 냉간 압연한 후, 8 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 650 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역에서 15 ∼ 600 s 유지하고, 이어서, 3 ∼ 80 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 300 ∼ 550 ℃ 의 온도역까지 냉각시키고, 그 300 ∼ 550 ℃ 의 온도역에서 10 ∼ 200 s 유지하고, 이어서, 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[8] 상기 [1], [3], [4], [5] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연, 산세한 후, 8 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 650 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역에서 15 ∼ 600 s 유지하고, 이어서, 3 ∼ 80 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 300 ∼ 550 ℃ 의 온도역까지 냉각시키고, 그 300 ∼ 550 ℃ 의 온도역에서 10 ∼ 200 s 유지하고, 이어서, 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[9] 용융 아연 도금을 실시한 후, 520 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 [7] 또는 [8] 에 기재된 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

또한, 본 명세서에 있어서, 강의 성분을 나타내는 ％ 는, 모두 질량％ 이다. 또, 본 발명에 있어서, 「고강도 용융 아연 도금 강판」이란, 인장 강도 TS 가 590 ㎫ 이상인 용융 아연 도금 강판이다.

또, 본 발명에 있어서는, 합금화 처리의 실시 여부에 관계없이, 용융 아연 도금 방법에 의해 강판 상에 아연을 도금한 강판을 총칭하여 용융 아연 도금 강판이라고 호칭한다. 즉, 본 발명에 있어서의 용융 아연 도금 강판이란, 합금화 처리를 실시하지 않은 용융 아연 도금 강판, 합금화 처리를 실시한 합금화 용융 아연 도금 강판 모두 포함하는 것이다.

본 발명에 의하면, 고강도 (590 ㎫ 이상의 인장 강도 TS) 를 갖고, 또한 가공성 (고연성과 고구멍 확장성) 이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판을, 예를 들어, 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있고, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.

이하에, 본 발명의 상세를 설명한다.

일반적으로 연질인 페라이트상과 경질인 마텐자이트상의 2 상 구조에서는, 연성의 확보는 가능하지만, 페라이트상과 마텐자이트상의 경도차가 크기 때문에, 충분한 구멍 확장성이 얻어지지 않는 것이 알려져 있다. 그 때문에, 페라이트상을 주상으로 하고, 제 2 상으로서 탄화물을 함유하는 베이나이트상으로 함으로써, 경도차를 완화하여 구멍 확장성을 확보하는 것이 도모되어 왔다. 그러나, 이 경우에는 충분한 연성을 확보할 수 없는 것이 문제였다. 그래서, 본 발명자는, 추가로 잔류 오스테나이트상의 활용과 펄라이트상의 활용에 대해 검토하고, 페라이트상과 베이나이트상과 펄라이트상과 마텐자이트상과 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 복합 조직에서의 특성 향상의 가능성에 주목하여 상세하게 검토를 실시하였다.

그 결과, 페라이트상의 고용 강화와 페라이트상의 가공 경화능 향상을 목적으로 Si 를 적극적 첨가하고, 페라이트상과 베이나이트상과 펄라이트상과 마텐자이트상과 잔류 오스테나이트상의 복합 조직의 제조에 의해, 이상 간의 경도차를 저감시키고, 추가로 그 복합 조직의 면적을 적정화함으로써, 고연성과 고구멍 확장성의 양립을 가능하게 하였다.

이상이 본 발명을 완성하기에 이른 기술적 특징이다.

그리고, 본 발명은, 성분 조성은, 질량％ 로 C : 0.04 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Si : 0.7 ％ 이상 2.3 ％ 이하, Mn : 0.8 ％ 이상 2.2 ％ 이하, P : 0.1 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하, N : 0.008 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 조직은, 면적률로 70 ％ 이상의 페라이트상과 2 ％ 이상 10 ％ 이하의 베이나이트상과 0 ％ 이상 12 ％ 이하의 펄라이트상을 갖고, 체적률로 1 ％ 이상 8 ％ 이하의 잔류 오스테나이트상을 갖고, 또한 페라이트의 평균 결정 입경이 18 ㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2 ㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.

(1) 먼저, 성분 조성에 대해 설명한다.

C : 0.04 ％ 이상 0.15 ％ 이하

C 는 오스테나이트 생성 원소이며, 조직을 복합화하여, 강도와 연성의 밸런스 향상에 유효한 원소이다. C 량이 0.04 ％ 미만에서는, 필요한 잔류 γ 량 및 베이나이트 면적률의 확보가 어렵다. 한편, C 량이 0.15 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 경질인 마텐자이트상의 면적률이 5 ％ 를 초과하여, 구멍 확장성이 저하된다. 또, 용접부 및 열 영향부의 경화가 현저하고, 용접부의 기계적 특성이 열화된다. 따라서, C 는 0.04 ％ 이상 0.15 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이상 0.13 ％ 이하이다.

Si : 0.7 ％ 이상 2.3 ％ 이하

Si 는 페라이트 생성 원소이며, 또, 고용 강화에 유효한 원소이기도 하다. 그리고, 강도와 연성의 밸런스 향상 및 페라이트상의 강도 확보를 위해서는 0.7 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 또, 잔류 오스테나이트의 안정 확보를 위해서도 0.7 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, Si 의 과잉 첨가는, 적스케일 등의 발생에 의해 표면 성상의 열화나, 도금 부착·밀착성의 열화를 일으킨다. 따라서, Si 는 0.7 ％ 이상 2.3 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 1.0 ％ 이상 1.8 ％ 이하이다.

Mn : 0.8 ％ 이상 2.2 ％ 이하

Mn 은, 강의 강화에 유효한 원소이다. 또, 오스테나이트를 안정화시키는 원소이며, 제 2 상의 분율 조정에 필요한 원소이다. 이것을 위해서는, Mn 은 0.8 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 2.2 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 제 2 상 분율 과대가 되어 페라이트 면적률의 확보가 곤란해진다. 또 최근, Mn 의 합금 비용이 상승하고 있기 때문에 비용 상승의 요인도 된다. 따라서, Mn 은 0.8 ％ 이상 2.2 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.0 ％ 이상 2.0 ％ 이하이다.

P : 0.1 ％ 이하

P 는, 강의 강화에 유효한 원소이지만, 0.1 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 입계 편석에 의해 취화 (脆化) 를 일으켜, 내충격성을 열화시킨다. 또, 0.1 ％ 를 초과하면 합금화 속도를 대폭 지연시킨다. 따라서, P 는 0.1 ％ 이하로 한다.

S : 0.01 ％ 이하

S 는, MnS 등의 개재물이 되고, 내충격성의 열화나 용접부의 메탈 플로우에 따른 균열의 원인이 되므로 최대한 적은 편이 좋은데, 제조 비용면에서는 S 는 0.01 ％ 이하로 한다.

Al : 0.1 ％ 이하

Al 은 강의 탈산을 위해서 첨가되는 경우, 0.01 ％ 미만에서는 Mn 이나 Si 등의 조대한 산화물이 강 중에 다수 분산되어 재질이 열화되게 되므로, 첨가량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Al 량이 0.1 ％ 를 초과하면, 표면 성상의 열화를 초래한다. 따라서, Al 량은 0.1 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.01 ∼ 0.1 ％ 로 한다.

N : 0.008 ％ 이하

N 은, 강의 내시효성을 가장 크게 열화시키는 원소로, 적을수록 바람직하고, 0.008 ％ 를 초과하면 내시효성의 열화가 현저해진다. 따라서, N 은 0.008 ％ 이하로 한다.

잔부는 Fe 및 불가피한 불순물이다. 단, 이들의 성분 원소에 더하여, 이하의 합금 원소를 필요에 따라 첨가할 수 있다.

Cr : 0.05 ％ 이상 1.2 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하에서 선택되는 적어도 1 종

Cr, V, Mo 는 소둔 온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 제어하는 작용을 갖기 때문에 필요에 따라 첨가할 수 있다. 그 효과는, Cr : 0.05 ％ 이상, V : 0.005 ％ 이상, Mo : 0.005 ％ 이상에서 얻어진다. 그러나, 각각 Cr : 1.2 ％, V : 1.0 ％, Mo : 0.5 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 제 2 상 분율이 과대해져, 구멍 확장성의 저하 등의 우려가 발생한다. 또, 비용 상승의 요인도 된다. 따라서, 이들의 원소를 첨가하는 경우에는, 그 양을 각각 Cr : 1.2 ％ 이하, V : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하로 한다.

또한, 하기의 Ti, Nb, B, Ni, Cu 중에서 1 종 이상의 원소를 함유할 수 있다.

Ti : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하, Nb : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하

Ti, Nb 는 강의 석출 강화에 유효하고, 그 효과는 각각 0.01 ％ 이상에서 얻어지며, 본 발명에서 규정한 범위 내이면 강의 강화에 사용하기에 지장이 없다. 그러나, 각각이 0.1 ％ 를 초과하면 가공성 및 형상 동결성이 저하된다. 또, 비용 상승의 요인도 된다. 따라서, Ti, Nb 를 첨가하는 경우에는, 그 첨가량을 Ti 는 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하, Nb 는 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하로 한다.

B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

B 는 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 생성·성장을 억제하는 작용을 갖기 때문에 필요에 따라 첨가할 수 있다. 그 효과는, 0.0003 ％ 이상에서 얻어진다. 그러나, 0.0050 ％ 를 초과하면 가공성이 저하된다. 또, 비용 상승의 요인도 된다. 따라서, B 를 첨가하는 경우에는 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하로 한다.

Ni : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하, Cu : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하

Ni, Cu 는 강의 강화에 유효한 원소이고, 본 발명에서 규정한 범위 내이면 강의 강화에 사용하기에 지장이 없다. 또 내부 산화를 촉진시켜 도금 밀착성을 향상시킨다. 이들의 효과를 얻기 위해서는, 각각 0.05 ％ 이상 필요하다. 한편, Ni, Cu 모두 2.0 ％ 를 초과하여 첨가하면, 강판의 가공성을 저하시킨다. 또, 비용 상승의 요인도 된다. 따라서, Ni, Cu 를 첨가하는 경우에, 그 첨가량은 각각 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하로 한다.

Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하, REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하에서 선택되는 적어도 1 종

Ca 및 REM 은, 황화물의 형상을 구 형상화하여 구멍 확장성에 대한 황화물의 악영향을 개선하기 위해서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 각각 0.001 ％ 이상 필요하다. 그러나, 과잉 첨가는, 개재물 등의 증가를 발생시켜 표면 및 내부 결함 등을 일으킨다. 따라서, Ca, REM 을 첨가하는 경우에는, 그 첨가량은 각각 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하로 한다.

(2) 다음으로 미크로 조직에 대해 설명한다.

페라이트상의 면적률 : 70 ％ 이상

양호한 연성을 확보하기 위해서는, 페라이트상은 면적률로 70 ％ 이상 필요하다.

베이나이트상의 면적률 : 2 ％ 이상 10 ％ 이하

양호한 구멍 확장성을 확보하기 위해서, 베이나이트상은 면적률로 2 ％ 이상 필요하다. 한편, 양호한 연성을 확보하기 위해서, 베이나이트상은 10 ％ 이하로 한다. 또한, 여기서 말하는 베이나이트상의 면적률이란, 관찰 면적에서 차지하는 베이나이틱 페라이트상 (전위 밀도가 높은 페라이트) 의 면적 비율이다.

펄라이트상의 면적률 : 0 ％ 이상 12 ％ 이하

펄라이트상의 면적률이 12 ％ 를 초과하는 경우, 필요한 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없어, 연성이 저하된다. 그 때문에, 양호한 연성을 확보하기 위해서는, 펄라이트상은 면적률로 12 ％ 이하일 필요가 있다. 한편, 양호한 구멍 확장성을 확보하기 위해, 연질인 페라이트와 경질인 마텐자이트의 경도차를 완화하는 중간 경도인 펄라이트가 2 ％ 이상 있는 편이 바람직하다. 따라서, 바람직하게는 2 ％ 이상 10 ％ 이하이다.

잔류 오스테나이트상의 체적률 : 1 ％ 이상 8 ％ 이하

양호한 연성을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트상은 체적률로 1 ％ 이상 필요하다. 또, 잔류 오스테나이트상의 체적률이 8 ％ 를 초과하는 경우, 구멍 확장 가공시에 잔류 오스테나이트상이 변태하여 생성되는 경질인 마텐자이트상이 증대하여, 구멍 확장성이 저하된다. 그 때문에, 양호한 구멍 확장성을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트상은 체적률로 8 ％ 이하일 필요가 있다. 바람직하게는 2 ％ 이상 6 ％ 이하이다.

페라이트의 평균 결정 입경 : 18 ㎛ 이하

원하는 강도를 확보하기 위해서는, 페라이트의 평균 결정 입경이 18 ㎛ 이하일 필요가 있다. 또, 페라이트의 평균 결정 입경이 18 ㎛ 를 초과하는 경우, 페라이트의 입계에 많이 존재하는 제 2 상의 분산 상태가 국부적으로 조밀해져, 제 2 상이 균일하게 분산된 조직이 얻어지지 않아, 구멍 확장성의 저하도 초래할 가능성이 있다.

잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경 : 2 ㎛ 이하

양호한 구멍 확장성을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은 2 ㎛ 이하일 필요가 있다.

마텐자이트상의 면적률 : 1 ％ 이상 5 ％ 이하

원하는 강도를 확보하기 위해서, 마텐자이트상은 면적률로 1 ％ 이상 필요하다. 또, 양호한 구멍 확장성을 확보하기 위해서, 경질인 마텐자이트상의 면적률은 5 ％ 이하로 한다.

또한, 페라이트상, 펄라이트상, 베이나이트상, 잔류 오스테나이트상, 마텐자이트상 이외에, 템퍼링 마텐자이트상이나 템퍼링 베이나이트상이나 세멘타이트 등의 탄화물이 생성되는 경우가 있는데, 상기 페라이트상·펄라이트상·베이나이트상의 면적률, 및 잔류 오스테나이트상의 체적률, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 만족되어 있으면, 본 발명의 목적을 달성할 수 있다.

또, 본 발명에 있어서의 페라이트상, 베이나이트상 (베이나이틱 페라이트상), 펄라이트상 및 마텐자이트상의 면적률이란, 관찰 면적에서 차지하는 각 상의 면적 비율이다.

(3) 다음으로 제조 조건에 대해 설명한다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 상기 성분 조성 범위에 적합한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연, 산세, 냉간 압연한 후, 8 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 650 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역에서 15 ∼ 600 s 유지하고, 이어서, 3 ∼ 80 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 300 ∼ 550 ℃ 의 온도역까지 냉각시키고, 그 300 ∼ 550 ℃ 의 온도역에서 10 ∼ 200 s 유지하고, 이어서, 용융 아연 도금을 실시하고, 필요에 따라, 520 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 방법에 의해 제조할 수 있다.

또, 상기는, 도금의 하지 강판을 냉연 강판으로 한 경우이지만, 도금의 하지 강판은 상기 열간 압연, 산세한 후의 강판으로 할 수도 있다.

이하, 상세하게 설명한다.

상기 성분 조성을 갖는 강은, 통상적으로 공지된 공정에 의해 용제한 후, 분괴 또는 연속 주조를 거쳐 슬래브로 하고, 열간 압연을 거쳐 핫 코일로 한다. 열간 압연을 실시할 때에는, 특별히 그 조건을 한정하지 않지만, 슬래브를 1100 ∼ 1300 ℃ 로 가열하고, 최종 마무리 온도를 850 ℃ 이상에서 열간 압연을 실시하고, 400 ∼ 750 ℃ 에서 강대 (鋼帶) 에 권취하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 750 ℃ 를 초과한 경우, 열연판 중의 탄화물이 조대화되고, 이와 같은 조대화된 탄화물은, 열연·산세 후 또는 냉연 후의 단시간 소둔시의 균열 중에 전부 녹지 않기 때문에, 필요 강도를 얻을 수 없는 경우가 있다. 그 후, 통상적으로 공지된 방법에 의해 산세, 탈지 등의 예비 처리를 실시한 후에 필요에 따라 냉간 압연을 실시한다. 냉간 압연을 실시할 때에는, 특별히 그 조건을 한정할 필요는 없지만, 30 ％ 이상의 냉간 압하율로 냉간 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 냉간 압하율이 낮으면 페라이트의 재결정이 촉진되지 않고, 미재결정 페라이트가 잔존하여, 연성과 구멍 확장성이 저하되는 경우가 있기 때문이다.

8 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 650 ℃ 이상의 온도역까지 가열

가열하는 온도역이 650 ℃ 미만, 또는 평균 가열 속도가 8 ℃/s 미만인 경우, 소둔 중에 미세하고 균일하게 분산된 오스테나이트상이 생성되지 않고, 최종 조직에 있어서 제 2 상이 국소적으로 집중하여 존재하는 조직이 형성되어, 양호한 구멍 확장성의 확보가 곤란하다. 또, 평균 가열 속도가 8 ℃/s 미만인 경우, 통상보다 긴 노가 필요하고, 다대한 에너지 소비에 수반되는 비용 증가와 생산 효율의 악화를 일으킨다. 또, 가열로로서 DFF (Direct Fired Furnace) 를 사용하는 것이 바람직하다. 이것은, DFF 에 의한 급속 가열에 의해, 내부 산화층을 형성시켜, Si, Mn 등의 산화물의 강판 최표층에 대한 농화를 방지하여, 양호한 도금 성을 확보하기 위해서이다.

750 ∼ 900 ℃ 의 온도역에서 15 ∼ 600 s 유지

본 발명에서는, 소둔을 위해서, 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역에서, 구체적으로는, 오스테나이트 단상역, 혹은 오스테나이트상과 페라이트상의 2 상역에서 15 ∼ 600 s 유지한다. 소둔 온도가 750 ℃ 미만인 경우나, 소둔 시간이 15 s 미만인 경우에는, 강판 중의 경질인 세멘타이트가 충분히 용해되지 않는 경우나, 페라이트의 재결정이 완료되지 않아, 목표로 하는 잔류 오스테나이트상의 체적률의 확보가 곤란해져, 연성이 저하된다. 한편, 소둔 온도가 900 ℃ 를 초과하는 경우나 소둔 시간이 600 s 를 초과하는 경우에는, 소둔 중에 오스테나이트가 조대화되어, 냉각 정지 직후에는 제 2 상의 대부분이 C 의 희박한 미변태 오스테나이트가 된다. 이 때문에 이후의 300 ∼ 550 ℃ 의 온도역에서 10 ∼ 200 s 유지하는 공정에서 베이나이트 변태가 진행되고 탄화물을 함유하는 베이나이트가 많이 생성되어, 마텐자이트상, 잔류 오스테나이트상을 거의 확보할 수 없어, 원하는 강도와 양호한 연성의 확보가 곤란해진다. 또, 다대한 에너지 소비에 따르는 비용 증가를 발생시키는 경우가 있다.

3 ∼ 80 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 300 ∼ 550 ℃ 의 온도역까지 냉각

평균 냉각 속도가 3 ℃/s 미만인 경우, 냉각 중에 제 2 상의 대부분이 펄라이트화, 혹은, 세멘타이트화되고, 최종적으로 잔류 오스테나이트상을 대부분 확보할 수 없어, 연성이 저하된다. 평균 냉각 속도가 80 ℃/s 를 초과하는 경우, 페라이트 생성이 충분하지 않아, 원하는 페라이트 면적률을 얻지 못하고, 연성이 저하된다. 특히, 용융 아연 도금 후에 합금화 처리를 실시하지 않는 경우에는, 당해 평균 냉각 속도의 상한은, 원하는 조직을 얻는다는 점에서, 15 ℃/s 로 하는 것이 바람직하다. 또, 냉각 정지 온도가 300 ℃ 미만인 경우, 베이나이트 변태가 촉진되지 않고, 베이나이트상, 잔류 오스테나이트상이 거의 존재하지 않는 조직이 되기 때문에, 원하는 연성이 얻어지지 않는다. 냉각 정지 온도가 550 ℃ 를 초과하는 경우, 미변태 오스테나이트의 대부분이 세멘타이트 및 펄라이트화되어, 목표로 하는 베이나이트상의 면적률 및 잔류 오스테나이트상의 체적률을 얻는 것이 곤란해져, 연성이 저하된다.

300 ∼ 550 ℃ 의 온도역에서 10 ∼ 200 s 유지

유지 온도가 300 ℃ 미만 또는 550 ℃ 를 초과하는 경우, 또는 유지 시간이 10 s 미만인 경우에는, 베이나이트 변태가 촉진되지 않고, 베이나이트상, 잔류 오스테나이트상이 거의 존재하지 않는 조직이 되기 때문에, 원하는 연성이 얻어지지 않는다. 또, 유지 시간이 200 s 를 초과하는 경우, 베이나이트 변태의 과잉 촉진에 의해, 제 2 상의 대부분이 베이나이트상과 세멘타이트가 된다. 그 때문에, 최종 조직이 마텐자이트를 거의 포함하지 않는 조직이 되어, 원하는 강도의 확보가 곤란해진다.

그 후, 강판을 통상적인 욕온의 도금욕 중에 침입시켜 용융 아연 도금을 실시하고, 가스와이핑 등에 의해 부착량을 조정한다.

520 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것

실사용시의 방청능 향상을 목적으로 하여, 표면에 용융 아연 도금 처리한다. 그 경우, 프레스 성형성, 스폿 용접성 및 도료 밀착성을 확보하기 위해서, 도금 후에 열처리를 실시하여 도금층 중에 강판의 Fe 를 확산시킨, 합금화 용융 아연 도금이 많이 사용된다. 이 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것은, 본 발명에 있어서 중요한 요건 중 하나이다. 베이나이트 변태 촉진에 의해 생성된 고용 C 량이 많은 미변태 오스테나이트는, 합금화 처리에 의해 상기 온도역까지 가열되어도 펄라이트 변태 (혹은, 세멘타이트화) 되는 양은 적고, 안정적인 잔류 오스테나이트상으로서 많이 잔존하는 데에 반해, 고용 C 량이 적은 미변태 오스테나이트는, 상기 온도역까지 가열되면 그 대부분이 펄라이트 변태 (혹은, 세멘타이트화) 된다. 합금화 처리 온도가 600 ℃ 보다 높은 경우, 최종 조직은 페라이트상, 펄라이트상, 베이나이트상이 대부분을 차지하고 잔류 오스테나이트상, 마텐자이트상이 거의 존재하지 않는 조직이 되어, 원하는 강도와 양호한 연성의 확보가 곤란해진다. 또, 합금화 처리 온도가 520 ℃ 보다 낮은 경우, 고용 C 량이 적은 미변태 오스테나이트상이 펄라이트화되는 양은 적고, 최종적으로 마텐자이트로 변태된다. 요컨대, 최종 조직은 페라이트상, 베이나이트상, 잔류 오스테나이트상, 5 ％ 이상의 마텐자이트상으로 구성되어 상기 연질인 페라이트상과 경질인 마텐자이트상의 경도차가 큰 이상 계면이 대폭 증가하여, 구멍 확장성이 저하된다. 그래서, 최종 조직의 경질인 마텐자이트상을 저감시킬 목적으로 520 ∼ 600 ℃ 로 높은 온도역에서 합금화 처리를 실시하고, 최종 조직 구성을 페라이트상, 펄라이트상, 베이나이트상, 잔류 오스테나이트상, 그리고 5 ％ 이하의 소량의 마텐자이트상으로 함으로써 양호한 연성을 확보하면서, 더욱 우수한 구멍 확장성의 향상이 가능해진다.

합금화 처리의 온도가 520 ℃ 미만인 경우, 마텐자이트상의 면적률이 5 ％ 를 초과하고, 상기 경질인 마텐자이트상이 연질인 페라이트상과 인접하고 있기 때문에, 이상 간에 큰 경도차가 생겨 구멍 확장성이 저하된다. 또, 용융 아연 도금층의 부착성이 나빠진다. 합금화 처리의 온도가 600 ℃ 를 초과하는 경우, 미변태 오스테나이트의 대부분이 세멘타이트 혹은 펄라이트화되어, 결과적으로 원하는 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없어, 연성이 저하된다. 또한, 합금화 처리의 온도역에 대해서는, 양호한 연성과 구멍 확장성을 양립시키기 위해, 540 ∼ 590 ℃ 의 범위가 보다 바람직하다.

또한, 본 발명의 제조 방법에 있어서의 일련의 열 처리에 있어서는, 상기 서술한 온도 범위 내이면 유지 온도는 일정할 필요는 없고, 또 냉각 속도가 냉각 중에 변화한 경우에 있어서도 규정한 범위 내이면 본 발명의 취지를 저해하지 않는다. 또, 열 이력만 만족되면, 강판은 어떠한 설비로 열처리를 실시해도 상관없다. 또한, 열처리 후에 형상 교정을 위해 본 발명의 강판에 조질 압연을 하는 것도 본 발명의 범위에 포함된다. 또한, 본 발명에서는, 강 소재를 통상적인 제강, 주조, 열연의 각 공정을 거쳐 제조하는 경우를 상정하고 있는데, 예를 들어 박육 주조 등에 의해 열연 공정의 일부 혹은 전부를 생략하고 제조하는 경우여도 된다.

[실시예 1]

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법에 의해 슬래브로 하였다. 얻어진 슬래브를 1200 ℃ 로 가열 후, 870 ∼ 920 ℃ 의 마무리 온도에서 판두께 3.2 ㎜ 까지 열간 압연을 실시하여, 520 ℃ 에서 권취하였다. 이어서, 얻어진 열연판을 산세한 후, 냉간 압연을 실시하고, 냉연 강판을 제조하였다. 이어서, 상기에 의해 얻어진 냉연 강판을 연속 용융 아연 도금 라인에 의해, 표 2 에 나타내는 제조 조건으로 소둔 처리를 실시하고, 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 추가로 520 ∼ 600 ℃ 의 열처리를 가한 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻었다. 일부의 강판에 대해서는, 도금의 합금화 처리를 실시하지 않는 용융 아연 도금 강판을 제조하였다.

또, 표 1 에 A, J, B, K, L, M, N, O, P 로 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법에 의해 슬래브로 하였다. 얻어진 슬래브를 1200 ℃ 로 가열 후, 870 ∼ 920 ℃ 의 마무리 온도에서 소정의 판두께까지 열간 압연을 실시하고, 520 ℃ 에서 권취하였다. 이어서, 얻어진 열연판을 산세한 후, 연속 용융 아연 도금 라인에 의해, 표 3 에 나타내는 제조 조건으로 소둔 처리를 실시하고, 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 추가로 520 ∼ 600 ℃ 의 열처리를 가한 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻었다. 일부의 강판에 대해서는, 도금의 합금화 처리를 실시하지 않는 용융 아연 도금 강판을 제조하였다.

또한, 표 3 에 있어서, No.39, 40, 43, 44, 45, 49, 54 는 판두께 2.6 ㎜ 까지, No.41, 46, 47, 50, 53 은 판두께 2.3 ㎜ 까지, No.42, 48 은 판두께 2.0 ㎜ 까지, No.51 은 판두께 2.4 ㎜ 까지, No.52 는 판두께 1.9 ㎜ 까지, 각각 열간 압연을 실시하였다.

얻어진 용융 아연 도금 강판에 대해, 페라이트상, 베이나이트상, 펄라이트상, 마텐자이트상의 면적률은, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마 후, 3 ％ 부식액으로 부식시키고, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 2000 배의 배율로 10 시야 관찰하고, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여 구하였다. 페라이트의 평균 결정 입경은, 상기 서술한 Image-Pro 를 사용하여, 각각의 페라이트 알갱이의 면적을 구하고, 원상당 직경을 산출하여, 그들의 값을 평균하여 구하였다.

또, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 강판을 판두께 방향의 1/4 면까지 연마하고, 이 판두께 1/4 면의 회절 X 선 강도에 의해 구하였다. 입사 X 선에는 CoKα 선을 사용하고, 잔류 오스테나이트상의 {200}, {220}, {311} 면과 페라이트상의 {220}, {200}, {211} 면의 피크의 적분 강도의 모든 조합에 대해 강도비를 구해 이들의 평균값을 잔류 오스테나이트상의 체적률로 하였다. 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, TEM (투과형 전자 현미경) 을 사용하여, 10 개 이상의 잔류 오스테나이트를 관찰하고, 그 결정 입경을 평균하여 구하였다.

또, 인장 시험은, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS5 호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241 에 준거하여 실시하고, TS (인장 강도), El (전체 신장) 을 측정하였다.

또한, 본 발명에서는, TS × El ≥ 20000 (㎫·％) 의 경우를 양호하다고 판정하였다.

또, 이상에 의해 얻어진 용융 아연 도금 강판 (GI 강판, GA 강판) 에 대해, 구멍 확장성 (신장 플랜지성) 을 측정하였다. 구멍 확장성 (신장 플랜지성) 은, 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001 에 준거하여 실시하였다. 얻어진 각 강판을 100 ㎜ × 100 ㎜ 로 절단 후, 판두께 ≥ 2.0 ㎜ 에서는 클리어런스 12 ％ ± 1 ％ 로, 판두께 < 2.0 ㎜ 에서는 클리어런스 12 ％ ± 2 ％ 로 직경 10 ㎜ 의 구멍을 뚫은 후, 내경 75 ㎜ 의 다이스를 사용하여 블랭크 홀딩력 9 ton 으로 억제한 상태에서 60° 원추의 펀치를 구멍에 눌러 넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하여, 하기 식으로부터, 한계 구멍 확장율 λ (％) 을 구하고, 이 한계 구멍 확장율의 값으로부터 신장 플랜지성을 평가하였다.

한계 구멍 확장률 λ (％) = {(D_f - D₀)/D₀} × 100

단, D_f 는 균열 발생시의 구멍 직경 (㎜), D₀ 는 초기 구멍 직경 (㎜) 이다.

또한, 본 발명에서는, λ ≥ 70 (％) 의 경우를 양호하다고 판정하였다.

또, r 값은, 용융 아연 도금 강판으로부터 L 방향 (압연 방향), D 방향 (압연 방향과 45°를 이루는 방향) 및 C 방향 (압연 방향과 90°를 이루는 방향) 에서부터 각각 JIS Z 2201 의 5 호 시험편을 잘라내어, JIS Z 2254 의 규정에 준거하여 각각의 r_L, r_D, r_C 를 구하고, 하기 식 (1) 에 의해 r 값을 산출하였다.

r 값 = (r_L + 2r_D + r_C)/4 … (1)

또한, 딥 드로잉 성형 시험은, 원통 드로잉 시험으로 실시하고, 한계 드로잉비 (LDR) 에 의해 딥 드로잉성을 평가하였다. 원통 딥 드로잉 시험 조건은, 시험에는 직경 33 ㎜ 의 원통 펀치를 사용하고, 다이스 직경 : 33 + 3 × 판두께 ㎜ 의 금형을 사용하였다. 시험은, 블랭크 홀딩력 : 1 ton, 성형 속도 1 ㎜/s 로 실시하였다. 도금 상태 등에 의해 표면의 슬라이딩 상태가 바뀌기 때문에, 표면의 슬라이딩 상태가 시험에 영향을 미치지 않도록, 샘플과 다이스 사이에 폴리에틸렌 시트를 두고, 고윤활 조건에서 시험을 실시하였다. 블랭크 직경을 1 ㎜ 피치로 변화시키고, 파단되지 않고 드로잉된 블랭크 직경 D 와 펀치 직경 d 의 비 (D/d) 를 LDR 로 하였다.

이상에 의해 얻어진 결과를 표 4, 표 5 에 나타낸다.

본 발명예의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 모두 TS 가 590 ㎫ 이상이고, 연성 및 구멍 확장성도 우수하다. 또, TS × El ≥ 20000 ㎫·％ 로 강도와 연성의 밸런스도 높고, 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판인 것을 알 수 있다. 한편, 비교예에서는 강도, 연성, 구멍 확장성 중 어느 하나 이상이 열화되어 있다.

Claims

성분 조성은, 질량％ 로 C : 0.04 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Si : 0.7 ％ 이상 2.3 ％ 이하, Mn : 0.8 ％ 이상 2.2 ％ 이하, P : 0 % 초과 0.1 ％ 이하, S : 0 % 초과 0.01 ％ 이하, Al : 0 % 초과 0.1 ％ 이하, N : 0 % 초과 0.008 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 조직은, 면적률로 70 ％ 이상의 페라이트상과 2 ％ 이상 10 ％ 이하의 베이나이트상과 2 ％ 이상 12 ％ 이하의 펄라이트상을 갖고, 체적률로 1 ％ 이상 8 ％ 이하의 잔류 오스테나이트상을 갖고, 또한 페라이트의 평균 결정 입경이 18 ㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로, 면적률로 1 ％ 이상 5 ％ 이하의 마텐자이트상을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로 Cr : 0.05 ％ 이상 1.2 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로 Ti : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하, Nb : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Ni : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하, Cu : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 성분 조성으로서, 질량％ 로 Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하, REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
아연 도금이 합금화 아연 도금인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연, 산세, 냉간 압연한 후, 8 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 650 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역에서 15 ∼ 600 s 유지하고, 이어서, 3 ∼ 80 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 300 ∼ 550 ℃ 의 온도역까지 냉각시키고, 그 300 ∼ 550 ℃ 의 온도역에서 10 ∼ 200 s 유지하고, 이어서, 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 1 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연, 산세한 후, 8 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 650 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 750 ∼ 900 ℃ 의 온도역에서 15 ∼ 600 s 유지하고, 이어서, 3 ∼ 80 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 300 ∼ 550 ℃ 의 온도역까지 냉각시키고, 그 300 ∼ 550 ℃ 의 온도역에서 10 ∼ 200 s 유지하고, 이어서, 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
용융 아연 도금을 실시한 후, 520 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.