KR101360486B1

KR101360486B1 - 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101360486B1
Application number: KR1020110141740A
Authority: KR
Inventors: 이규영; 진광근; 구민서; 주세돈; 곽재현; 전선호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2011-12-23
Filing date: 2011-12-23
Publication date: 2014-02-10
Also published as: KR20130073738A

Abstract

본 발명의 일측면인 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판은 C: 0.07~0.2%, Si: 2.0% 이하(0은 제외), Mn: 3.0~7.0%, Al: 1.3~3.0%, Sn: 0.06~0.2%, N: 0.02% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 10~40 면적% 오스테나이트 및 잔부 페라이트를 포함한다. 또한, 본 발명의 다른 일측면인 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.07~0.2%, Si: 2.0% 이하(0은 제외), Mn: 3.0~7.0%, Al: 1.3~3.0%, Sn: 0.06~0.2%, N: 0.02% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 재가열단계, 상기 재가열된 슬라브를 800~1000℃에서 열간 마무리 압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 760℃ 이하에서 권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 냉간압연하는 단계, 상기 냉간압연된 강판을 730~800℃에서 소둔하는 단계 및 상기 소둔된 강판에 아연도금층을 형성하는 단계를 포함한다.

Description

연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 그 제조방법{Zinc plated steel sheet having excellent coating quality, high ductility, and ultra high strength and method for manufacturing the same}

본 발명은 내식성과 성형성 및 경량화가 요구되는 자동차 구조부재 및 건축자재 등에 사용될 수 있는 아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

고강도 강판은 자동차 차체 등 여러가지 용도에 사용되어 왔으며, 최근에는 고용강화강 대비 성형성이 비교적 우수한 변태조직강이 개발되었다.

상기 변태조직강은 소위 DP(Dual Phase)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity)강, CP(Complex Phase)강 등으로 대표되며, 이들 변태조직강은 각각 모상과 제2상의 종류 및 분율에 따라 기계적 성질, 즉 인장강도 및 연신율 수준이 달라지게 된다. 그러나, 이들 변태조직강은 인장강도와 연신율의 밸런스(TS*El)가 20,000이상의 값을 넘기는 경우가 거의 없다는 것이 이미 잘 알려져 있다.

한편, 상기 변태조직강 외에 강중 C 및 Mn을 다량 첨가하여 오스테나이트 단상을 구성하는 TWIP(Twinning Induced Plasticity)강이 있는데, 상기 TWIP강의 경우에는 인장강도와 연신율의 밸런스(TS X El)가 50,000MPa%이상의 값을 보임으로서 극히 우수한 재질 특성을 나타낸다.

그러나, 일반적으로 TWIP강을 제조하기 위해서, C의 함량이 0.4중량%인 경우에는 Mn의 함량이 약 25중량%이상, C의 함량이 0.6중량%인 경우에는 Mn량이 약 20중량%이상이 되지 않으면 모상 중에 쌍정(twinning)현상을 일으키는 오스테나이트가 안정적으로 확보되지 않고, 가공성에 극히 해로운 HCP구조의 입실론 마르텐사이트(ε)와 BCT구조의 마르텐사이트(α')가 형성되기 때문에 상온에서 안정적으로 오스테나이트가 존재할 수 있도록 다량의 오스테나이트 안정화 원소를 첨가하여야 한다. 이와 같이, 합금성분이 다량 첨가되는 TWIP강은 합금성분으로부터 기인하는 문제점 때문에 주조, 압연 공정 등의 제조기술이 매우 어려울 뿐만 아니라 합금원가의 큰 상승으로 제조비용이 높은 단점이 있다.

따라서, 상기 DP, TRIP강의 가공성을 향상시키고, TWIP강의 높은 제조원가를 낮추고자 하는 관점에서 많은 시도들이 있었다. 또한, 잔류 오스테나이트를 안정화시키기 위하여 판상의 마르텐사이트 사이에 레쓰(lath)상의 오스테나이트를 형성시키는 방법(Q&P, Quenching & Partitioning Process), 소둔 전에 레쓰(lath)상의 마르텐사이트를 형성시켜 잔류오스테나이트를 안정화시키는 방법(TAM, Trip Aided Annealed Martensite)들이 연구되어 왔다.

그러나, 이들 방법 모두 기본적으로 C량이 0.3%이상을 갖는 강재를 이용하므로 용접성에 문제가 있으며, 또한 레쓰(lath)상의 마르텐사이트를 만들기 위한 별도의 설비투자 등이 필요하므로 상업적으로 생산이 매우 어렵다는 문제가 있다.

이러한 기술로서, 대표적으로 특허문헌 1 및 2가 제안되었다. 상기 특허문헌 1은 Si를 첨가하여 표면에 얇은 Si산화물층을 형성시켜 망간산화물의 형성을 억제하여 도금성을 개선하는 방법이 제안되어 있으나, Mn을 다량 첨가하는 경우에는 효과가 미흡한 단점이 있다. 또한, 특허문헌 2는 소둔전 진공증착법(PVD)으로 50nm 내지 1000nm의 알루미늄을 부착하여 Mn산화물 형성을 방지하여 도금하는 방법 등이 제안되고 있는데, 소둔 전에 진공증착하는 공정이 필요한 단점이 있다.

한국 특허공개 2007-0067950호 공보 한국 특허공개 2007-0107138호 공보

본 발명의 일측면은, 인장강도와 연신율의 밸런스(TS*El)값이 높고, 도금품질이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일측면인 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판은 C: 0.07~0.2%, Si: 2.0% 이하(0은 제외), Mn: 3.0~7.0%, Al: 1.3~3.0%, Sn: 0.06~0.2%, N: 0.02% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 10~40 면적% 오스테나이트 및 잔부 페라이트를 포함한다.

본 발명의 다른 일측면인 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.07~0.2%, Si: 2.0% 이하(0은 제외), Mn: 3.0~7.0%, Al: 1.3~3.0%, Sn: 0.06~0.2%, N: 0.02% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 재가열단계, 상기 재가열된 슬라브를 800~1000℃에서 열간 마무리 압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 760℃ 이하에서 권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 냉간압연하는 단계, 상기 냉간압연된 강판을 730~800℃에서 소둔하는 단계 및 상기 소둔된 강판에 아연도금층을 형성하는 단계를 포함한다.

본 발명에 의하면, 강판의 성분계 및 그 제조방법을 적절히 제어함으로서, 인장강도와 연신율 밸런스(TS*El) 값은 20000 MPa% 이상이며, 도금품질이 우수한 아연도금강판을 제공할 수 있다.

본 발명자들은 우수한 인장강도와 연신율 밸런스(TS*El)값을 확보하면서도 도금품질이 우수한 아연도금강판을 도출해내기 위하여 연구해낸 결과, 연성을 확보하기 위하여 Si, Mn 등이 높게 포함되더라도, 강재의 성분계 중 Sn 및 첨가원소 등의 함량을 적절히 제어하여 이상조직강을 도출할 수 있으며, 이를 통하여 도금품질을 향상시킬 수 있음을 인지하고, 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명의 일측면인 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일측면으로서 아연도금강판은 C: 0.07~0.2%, Si: 2.0% 이하(0은 제외), Mn: 3.0~7.0%, Al: 1.3~3.0%, Sn: 0.06~0.2%, N: 0.02% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것이 바람직하다. 각각의 성분을 제어하는 이유에 대하여 후술한다.

탄소(C): 0.07~0.2 중량%

C는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이고, 잔류 오스테나이트를 안정화하는 역할을 하는 원소이다. 본 발명에서 의도하고자 하는 효과를 나타내기 위하여 0.07 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 그 함량이 0.2 중량%를 초과하는 경우에는 용접성이 열화되기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량은 0.07~0.2 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 2.0 중량% 이하(0은 제외)

Si는 페라이트내에서 탄화물이 석출하는 것을 억제하여, 탄소의 오스테나이트로의 농화를 촉진하고, 결과적으로 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 원소이다. 그러나, Si의 함량이 2.0 중량%를 초과하는 경우에는 냉간압연성을 악화시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Si는 2.0 중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 3.0~7.0 중량%,

Mn은 페라이트 형성을 억제하고 오스테나이트 형성을 용이하게 하는 원소이다. 상기 Mn의 함량이 3.0 중량% 미만인 경우 TRIP강을 구성하게 되어 본 발명이 의도하는 이상조직을 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 Mn의 함량이 7 중량%를 초과하는 경우에는 전로 조업시 합금 투입량이 과다하여 공정 비용이 급격히 증가되는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량은 3.0~7.0 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 1.3~3.0 중량%

Al은 페라이트역을 확대하는 합금원소로써, 본 발명과 같이 연속소둔을 활용한 이상조직강 제조시 소둔온도를 높이는 장점이 있어서, 소둔로 연속작업시 타 강종과의 연결작업이 용이한 장점이 있다. 다만, 상기 Al의 함량이 1.3 중량% 미만인 경우에는 소둔온도 상승의 효과가 적으며, 이상조직의 확보가 어렵다는 단점이 있다. 반면에, 상기 Al의 함량이 3.0 중량%를 초과하는 경우에는 강도가 급격히 하락하는 단점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량은 1.3~3.0 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

주석(Sn): 0.06~0.2 중량%

Sn은 고온에서 그 자체가 산화피막을 형성하지는 않기 때문에 용융도금전 소둔시 소지강판 표면에 석출하여 Al, Si, Mn등의 친산화성 원소가 표면에 확산되어 산화물을 형성하는 것을 억제하여 도금성을 개선하는 효과가 있다. 상기 Sn의 함량이 0.06 중량% 미만인 경우에는, 본 발명이 의도하고자하는 상기 효과를 확보할 수 없다. 반면에, 상기 Sn의 함량이 0.2 중량%를 초과하는 경우에는 적열취성을 발생시켜 열간가공성을 저해할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Sn은 0.06~0.2 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.02 중량% 이하(0은 제외)

N은 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이지만, 0.02 중량%를 초과하면 취성이 발생할 위험성이 크게 증가되므로, 그 상한을 0.02 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

다만, 그 중 황은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.

황(S): 0.015 중량% 이하

S은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이므로, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 S 함량의 상한은 0.015 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 일측면인 아연도금강판은 도금품질 향상 등을 위하여 Ni을 추가적으로 포함할 수 있다.

니켈(Ni): 0.01~1 중량%

Ni은 고온에서 자체적으로 산화되지 않고, 표면에 석출하여 소지강판의 Al, Mn, Si 등의 산화가 쉬운 원소들의 표면확산을 억제하므로 표면산화물의 두께 감소 뿐만 아니라 조성변화를 가져오므로 용융아연과의 우수한 젖음성을 나타낸다. 상기 Ni의 함량이 0.01 중량% 미만인 경우에는, 본 발명이 의도하고자하는 상기 효과를 확보할 수 없다. 반면에, 상기 Ni의 함량이 1 중량%를 초과하는 경우에는 결정입계를 따라 내부산화가 급격히 진행되어 열간압연시 크랙이 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ni은 0.01~1 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 다른 일측면인 아연도금강판은 강도 향상 등을 위하여 Ti, Nb 및 V 중 1종 또는 2종 이상을 추가적으로 포함할 수 있다.

티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V): 각각 0.005~0.3 중량%

상기 Ti, Nb 및 V는 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Ti, Nb 및 V의 함량이 각각 0.005 중량% 미만인 경우에는 상기와 같은 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, 그 함량이 각각 0.3 중량%를 초과하는 경우에는 제조비용이 상승하고, 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다.

더불어, 본 발명의 또 다른 일측면인 아연도금강판은 Mo 및 B 중 1종 또는 2종을 추가적으로 포함할 수 있다.

몰리브덴(Mo): 0.001~0.3 중량%

Mo는 펄라이트 형성 억제와 오스테나이트 안정화에 효과가 있는 원소이다. 상기 Mo의 함량이 0.001 중량% 미만인 경우에는 본 발명이 의도하고자 하는 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 Mo의 함량이 0.3 중량%를 초과하는 경우에는 제조비용이 급격히 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mo는 0.001~0.3 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

보론(B): 0.0001~0.01 중량%

B는 페라이트 형성을 억제하는 역할을 하여, 이상역 소둔 후 냉각시에 추가적인 페라이트의 형성을 억제할 수 있다. 상기 B의 함량이 0.0001 중량% 미만인 경우에는 본 발명이 의도하고자 하는 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 B의 함량이 0.01 중량%를 초과하는 경우에는 오히려 Fe₂₃(C,B)₆의 석출에 의하여 페라이트 형성이 촉진되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 B는 0.0001~0.01 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 성분계를 만족하고, 미세조직은 10~40 면적% 오스테나이트 및 잔부 페라이트를 포함하는 아연도금강판을 제공할 수 있다. 상기 오스테나이트 조직이 10 면적% 미만인 경우에는 연성확보가 용이하지 않으며, 40 면적%를 초과하는 경우에는 Mn을 과량으로 첨가해야 하므로, 공정 비용이 상승하게 된다.

또한, 본 발명의 일측면인 아연도금강판은 인장강도와 연신율 밸런스(TS*El)값을 20000MPa% 이상으로 확보할 수 있다. 상기 강판은 아연도금층을 포함하는데, 이 때, 상기 아연도금층은 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층을 이루며, 이때 도금표면품질이 2등급 이상을 확보할 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일측면인 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 상기 제조방법은 상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 재가열단계, 상기 재가열된 슬라브를 800~1000℃에서 열간 마무리 압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 760℃ 이하에서 권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 냉간압연하는 단계, 상기 냉간압연된 강판을 730~800℃에서 소둔하는 단계 및 상기 소둔된 강판에 아연도금층을 형성하는 단계를 포함한다.

재가열단계: 1100~1300℃

열연공정에서의 재가열온도는 압연을 위하여 슬라브를 일정한 온도로 유지하여 슬라브내의 조직을 제어하거나 첨가원소들이 형성한 석출물의 재고용을 목적으로 한다. 본 발명에서 상기 재가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 있다. 반면에, 상기 재가열온도가 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일양이 증가하여 강판의 손실로 직결될 수 있다.

열간압연: 800~1000℃

상기 재가열 후 열간압연을 실시한다. 상기 열간압연시 마무리압연온도를 제어하는 것이 중요하다. 마무리 압연온도가 800℃ 미만인 경우에는 압연하중이 크게 증가하게 되는 문제점이 있다. 반면에 마무리 압연온도가 1000℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일양이 증가할 수 있다. 따라서, 본 발명은 성분범위에 따라서 단상역 혹은 이상역 압연이 가능하다.

권취단계: 760℃ 이하

상기 압연 후 권취를 실시한다. 이때 권취온도는 760℃ 이하에서 실시하는 것이 바람직하다. 상기 귄취온도가 760℃를 초과하는 경우에는 강판 표면에 산화막이 과다하게 생성되어 결함을 유발할 수 있다. 또한, 상기 권취온도는 특별히 한정되는 것은 아니며, 상온에서도 권취를 실시할 수 있다.

열처리 단계: 500~700℃

상기 권취단계 후 강판을 열처리하는 단계를 추가로 실시할 수도 있다. 상기 열처리를 통해, 열연강판의 강도를 하향시킬 수 있으며, 이를 통해, 냉간압연시 부하를 저감시킬 수 있다. 상기 열처리 온도가 500℃ 미만인 경우에는 강도 하향의 효과가 적으며, 700℃를 초과하게 되는 경우에는 강판이 서로 달라붙는 현상이 발생하여 표면 결함으로 이어질 수 있으며, 이에 따라 생산성이 저하될 수 있다.

냉간압연

상기 권취 후 또는 열처리 후냉간압연을 실시한다. 이 때, 상기 냉간압연공정은 특별히 한정되는 것은 아니며, 통상적인 냉간압연공정을 통하여 실시하는 것이 바람직하다. 더불어, 상기 냉간압연 전에 산세하는 공정을 추가로 포함할 수 도 있다.

소둔단계: 730~800℃

본 발명에서는 상기 냉간압연 후 강판을 소둔하는 것이 바람직하다. 상기 연속소둔시 소둔온도가 730℃ 미만인 경우에는 오스테나이트로의 역변태가 부족하고 재결정이 부족한 사유로 연신율의 확보가 어려울 수 있다. 반면에, 800℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 단상역 소둔에 의하여 본 발명의 목적인 이상조직강 확보가 어렵다.

도금단계

본 발명에서는 아연도금층을 형성하는 것이 바람직하다. 상기 아연도금공정은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상의 용융아연도금공정인 것이 바람직하다.

합금화 열처리단계

본 발명에서는 아연도금층을 형성한 후 합금화 열처리를 추가로 실시할 수 있다. 이 때, 합금화 열처리공정은 특별히 한정되는 것은 아니며, 통상의 합금화 열처리 공정인 것이다.

본 발명의 일측면인 상기 제조방법에 의하여, 강판의 미세조직을 10~40 면적% 오스테나이트 및 잔부 페라이트로 제어할 수 있으며, 인장강도와 연신율 밸런스(TS*El)값을 20000MPa% 이상으로 확보할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1에 기재된 성분계를 만족하는 강을 34kg의 잉곳으로 진공용해한 후 사이징 압연을 실시하여 열연 슬라브를 제조하였다. 이러한 슬라브를 1200℃에서 1시간 유지한 후, 900℃에서 마무리 압연을 실시하고, 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지 후 로냉함으로서, 열연권취를 모사하였다. 이 후, 냉간압연한 후 780℃에서 소둔하고 용융아연도금을 실시하였다.

상술한 실시예에 대하여, 항복강도, 인장강도, 총연신율, 인장강도와 연신율 밸런스(TS*El), 오스테나이트 분율 및 도금품질(표면등급)을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.

상기 도금품질 평가는 용융아연도금후 표면외관을 화상처리하여 미도금 부분의 크기를 측정하여 아래와 같은 기준으로 등급을 부여하였다.

-1등급 : 미도금 결함 없음

-2등급 : 미도금 평균지름이 1mm 미만

-3등급 : 미도금 평균지름이 1~2mm분포

-4등급 : 미도금 평균지름이 2~3mm 분포

-5등급 : 미도금 평균지름이 3mm 이상

구분	C	Si	Mn	S	Al	N	Sn	기타
비교예1	0.05	1.55	6.21	0.004	2.29	0.003	-	-
발명예1	0.11	0.11	5.35	0.005	2.84	0.003	0.10	-
비교예2	0.12	0.12	5.59	0.004	2.71	0.004	-	-
비교예3	0.13	1.49	6.31	0.006	1.11	0.003	-	-
비교예4	0.11	1.44	6.11	0.004	1.04	0.004	0.11	-
발명예2	0.11	1.42	6.05	0.003	2.23	0.003	0.10	-
발명예3	0.15	1.58	4.11	0.004	2.26	0.003	0.12	-
비교예5	0.15	0.11	5.16	0.003	3.74	0.003	-	-
발명예4	0.14	1.55	6.21	0.004	2.28	0.003	0.12	-
비교예6	0.15	1.42	6.21	0.003	2.21	0.003	-	-
비교예7	0.15	1.44	5.98	0.005	3.41	0.003	-	-
발명예5	0.15	1.45	5.75	0.004	2.08	0.004	0.11	Ti:0.05
발명예6	0.15	1.41	5.55	0.003	2.18	0.003	0.13	Nb:0.04
발명예7	0.15	1.44	5.69	0.003	2.12	0.003	0.08	V:0.04
발명예8	0.14	1.43	5.86	0.004	2.31	0.004	0.09	Mo:0.11
발명예9	0.14	1.46	5.49	0.005	2.08	0.003	0.10	Ni:0.11
발명예10	0.15	1.42	5.66	0.005	2.16	0.003	0.11	B:0.002

(단, 각 원소의 단위는 중량%임)

구분	YS (MPa)	TS (MPa)	El (%)	TS*El (MPa%)	오스테나이트 분율(면적%)	표면등급
비교예1	691	981	14.6	14323	12.1	4
발명예1	722	965	22.1	21327	17.6	2
비교예2	715	973	21.9	21309	18.2	4
비교예3	524	1500	8.3	12450	2.6	4
비교예4	501	1472	7.5	11040	2.2	2
발명예2	915	1100	19.6	21560	18.2	2
발명예3	712	912	26.5	24168	17.6	2
비교예5	655	802	30.1	24140	15.6	4
발명예4	925	1198	26.9	32226	25.6	2
비교예6	1004	1222	28.5	34827	25.2	4
비교예7	769	865	25.6	22144	19.6	4
발명예5	923	1205	25.8	31089	24.3	2
발명예6	915	1245	24.9	31001	22.6	2
발명예7	923	1275	23.5	29963	21.6	2
발명예8	899	1285	27.6	35466	25.2	2
발명예9	912	1231	29.1	35822	25.6	2
발명예10	908	1255	25.9	32505	23.6	2

상기 표 1에 나타낸 바와 같이, 발명예 1 내지 10는 본 발명이 제어하는 모든 성분계를 만족하는 강종으로서, 오스테나이트 분율이 본 발명이 의도하고자 하는 범위 내에 포함되어, 우수한 인장강도와 연신율을 확보할 수 있으며, 이들의 곱인 인장강도*연신율 밸런스 역시 우수한 수준임을 확인할 수 있었다.

이에 반하여, 비교예 1은 C의 함량이 낮아 강도가 열위하고, Sn을 포함하지 아니하여 도금품질이 떨어짐을 확인할 수 있었다. 또한, 비교예 2 및 6 역시 Sn을 포함하지 아니하여 도금품질이 떨어짐을 확인할 수 있었다. 더불어, 비교예 3 및 4는 Al 함량이 낮아 이상조직의 확보가 불가능하였다. 그리고, 비교예 5 및 7은 Al의 함량이 지나치게 많아서 강도가 급격히 하락함을 확인할 수 있었다.

Claims

중량%로, C: 0.07~0.2%, Si: 2.0% 이하(0은 제외), Mn: 3.0~7.0%, Al: 1.3~3.0%, Sn: 0.06~0.2%, N: 0.02% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 10~40 면적% 오스테나이트 및 잔부 페라이트를 포함하고, 인장강도가 912 MPa 이상이고, 그리고 표면에 미도금부가 존재하고, 미도금부의 평균 지름이 1mm미만인 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판.
청구항 1에 있어서, 상기 아연도금강판은 Ni: 0.01~1 중량%를 추가로 포함하는 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판.
청구항 1에 있어서, 상기 아연도금강판은 Ti: 0.005~0.3 중량%, Nb: 0.005~0.3 중량% 및 V: 0.005~0.3 중량% 중 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판.
청구항 1에 있어서, 상기 아연도금강판은 Mo: 0.001~0.3 중량% 및 B: 0.0001~0.01 중량% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판.
청구항 1에 있어서, 상기 아연도금강판의 인장강도와 연신율 밸런스(TS*El) 값은 20000 MPa% 이상인 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판.
청구항 1 내지 5 중 어느 한 항에 있어서, 상기 아연도금강판은 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판인 도금품질이 우수한 고연성 초고강도 아연도금강판.
중량%로, C: 0.07~0.2%, Si: 2.0% 이하(0은 제외), Mn: 3.0~7.0%, Al: 1.3~3.0%, Sn: 0.06~0.2%, N: 0.02% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 재가열단계;
상기 재가열된 슬라브를 800~1000℃에서 열간 마무리 압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 760℃ 이하에서 권취하는 단계;
상기 권취된 강판을 냉간압연하는 단계;
상기 냉간압연된 강판을 730~800℃에서 소둔하는 단계; 및
상기 소둔된 강판에 아연도금층을 형성하는 단계를 포함하여 미세조직이 10~40 면적% 오스테나이트 및 잔부 페라이트를 포함하고, 인장강도가 912 MPa 이상이고, 그리고 표면에 미도금부가 존재하고, 미도금부의 평균 지름이 1mm미만인 아연도금강판을 제조하는 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
청구항 7에 있어서, 상기 슬라브는 Ni: 0.01~1 중량%를 추가로 포함하는 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
청구항 7에 있어서, 상기 슬라브는 Ti: 0.005~0.3 중량%, Nb: 0.005~0.3 중량% 및 V: 0.005~0.3 중량% 중 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
청구항 7에 있어서, 상기 아연도금강판은 Mo: 0.001~0.3 중량% 및 B: 0.0001~0.01 중량% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
청구항 7에 있어서, 상기 제조방법은 상기 권취단계 후 500~700℃에서 열처리하는 단계를 추가로 포함하는 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.
청구항 7에 있어서, 상기 제조방법은 상기 아연도금층 형성 후, 합금화 열처리하는 단계를 추가로 포함하는 연성 및 도금품질이 우수한 초고강도 아연도금강판의 제조방법.