KR101889795B1

KR101889795B1 - 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 및 제조 설비

Info

Publication number: KR101889795B1
Application number: KR1020177006318A
Authority: KR
Inventors: 요이치 마키미즈; 요시츠구 스즈키; 히데유키 다카하시; 겐타로 다케다; 코이치로 후지타
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2014-09-08
Filing date: 2015-08-20
Publication date: 2018-08-20
Also published as: CN106715726B; EP3159420B1; JP6172297B2; MX2017002974A; JPWO2016038801A1; US10648054B2; EP3159420A4; US20170253943A1; KR20170039733A; EP3159420A1; CN106715726A; WO2016038801A1

Abstract

도금 밀착성, 가공성 및 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법을 제공한다. 질량％로, C: 0.05∼0.30％, Si: 0.1∼2.0％, Mn: 1.0∼4.0％ 포함하는 슬래브를 열간 압연한 후, 특정의 온도 T_C에서 코일로 권취하고, 산 세정하는 열간 압연 공정과, 열간 압연 공정으로 얻어진 열연판에 대하여 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 냉간 압연 공정으로 얻어진 냉연판에 대하여, 특정의 조건으로 어닐링을 실시하는 어닐링 공정과, 어닐링 공정 후의 어닐링판에 대하여, 0.12∼0.22질량％의 Al을 함유한 용융 아연 도금욕에서 용융 아연 도금 처리를 실시하는 용융 아연 도금 처리 공정을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법으로 한다.

Description

고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 및 제조 설비{METHOD AND FACILITY FOR PRODUCING HIGH-STRENGTH GALVANIZED STEEL SHEETS}

본 발명은, Si 및 Mn을 포함하는 고강도 강판을 모재로 하는, 외관성 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 및 당해 제조 방법을 실시하기 위한 제조 설비에 관한 것이다.

최근, 자동차, 가전, 건재 등의 분야에 있어서 소재 강판에 방청성(rustproof treatments)을 부여한 표면 처리 강판, 그 중에서도 방청성이 우수한 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판이 사용되고 있다. 또한, 자동차의 연비 향상 및 자동차의 충돌 안전성 향상의 관점에서, 차체 재료로서, 고강도화, 박육화된 고강도 강판이 바람직하게 이용된다.

일반적으로, 용융 아연 도금 강판은, 슬래브를 열간 압연이나 냉간 압연한 박강판(thin steel sheet)을 모재로서 이용하고, 이 모재를 CGL(용융 아연 도금 라인)의 어닐링로에서 재결정 어닐링하고, 그 후, 용융 아연 도금 처리를 행하여 제조된다. 또한, 합금화 용융 아연 도금 강판은, 용융 아연 도금 처리 후, 추가로 합금화 처리를 행하여 제조된다.

강판의 강도를 높이기 위해서는, Si나 Mn의 첨가가 유효하다. 그러나, 연속 어닐링시에 Si나 Mn은, Fe의 산화가 일어나지 않는(즉, Fe 산화물을 환원하는) 환원성의 N₂＋H₂ 가스 분위기에서도 산화하고, 강판 최표면(最表面)에 Si나 Mn의 산화물을 형성한다. Si나 Mn의 산화물은 도금 처리시에 용융 아연과 하지(base) 강판의 습윤성(wettability)을 저하시키기 때문에, Si나 Mn이 첨가된 강판에서는 불(不)도금이 많이 발생하게 된다. 또한, 불도금에 이르지 않았던 경우에서도, 도금 밀착성이 나쁘다는 문제가 있다.

Si나 Mn을 다량으로 포함하는 고강도 강판을 모재로 한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법으로서, 특허문헌 1에는, 강판 표면 산화막을 형성시킨 후에 환원 어닐링을 행하는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 1에 기재된 방법에서는 양호한 도금 밀착성이 안정적으로 얻어지지 않는다.

이에 대하여, 특허문헌 2∼8에서는, 산화 속도나 환원량을 규정하거나, 산화대(oxidation zone)에서의 산화 막두께를 실측하고, 실측 결과로부터 산화 조건이나 환원 조건을 제어하거나 하여 효과를 안정화시키고자 한 기술이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 9에서는, 산화-환원 공정에 있어서의 분위기 중의 O₂, H₂, H₂O 등의 가스 조성을 규정하고 있다.

또한, 열연 강판의 결정립계에 Si나 Mn의 산화물을 형성시키는 방법으로서, 특허문헌 10에서는 열연 강판의 권취 온도를 고온화시키는 제조 방법이 나타나고 있다.

일본공개특허공보 소55-122865호 일본공개특허공보 평4-202630호 일본공개특허공보 평4-202631호 일본공개특허공보 평4-202632호 일본공개특허공보 평4-202633호 일본공개특허공보 평4-254531호 일본공개특허공보 평4-254532호 일본공개특허공보 평7-34210호 일본공개특허공보 2007-291498호 일본공개특허공보 평9-176812호

특허문헌 2∼8에 나타나고 있는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법을 적용한 경우, 연속 어닐링에 있어서 강판 표면에 Si나 Mn의 산화물이 형성됨으로써, 충분한 도금 밀착성이 반드시 얻어지지는 않는 것을 알 수 있었다.

또한, 특허문헌 9∼10에 기재된 제조 방법을 적용한 경우에는, 도금 밀착성은 개선되기는 하지만, 산화대에서의 과잉한 산화에 의해, 로(furnace) 내 롤(rolls)에 산화 스케일이 부착되어 강판에 눌림 손상이 발생하는, 소위 픽업 현상(picked up phenomenon)이 발생하는 과제가 있다. 픽업 현상이 발생하면 외관성이 열화한다.

특허문헌 9에 기재된 제조 방법에서는, 도금 밀착성의 개선이나 픽업 현상의 억제에는 효과가 있기는 하지만, 프레스 성형에 견디는 가공성이 얻어지지 않았거나, 도금 밀착성이나 합금화에 불균일이 발생하여, 양호한 도금 밀착성이나 외관성이 반드시 얻어지지는 않았거나 하는 것을 알 수 있었다.

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 도금 밀착성, 가공성 및 외관성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 및 당해 제조 방법의 실시에 이용할 수 있는 제조 설비를 제공하는 것을 목적으로 한다.

강(steel)의 고강도화에는 전술한 바와 같이 Si나 Mn 등의 고용 강화 원소의 첨가가 유효하다. 그리고, 자동차 용도에 사용되는 고강도 강판에 대해서는, 프레스 성형이 필요해지기 때문에 강도와 연성의 균형의 향상이 요구된다. 이에 대해서는, Si는 강의 연성을 해치지 않고 고강도화를 할 수 있는 이점이 있기 때문에, Si 함유강은 고강도 강판으로서 매우 유용하다. 그러나, Si나 Mn을 함유한 강을 모재로 한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우, 이하의 문제가 있다.

Si나 Mn은 어닐링 분위기 중에서 강판 최표면에 산화물을 형성하고, 강판과 용융 아연의 습윤성을 열화시켜, 불도금을 발생시킨다. 또한 불도금에 이르지 않는 경우에 있어서도 도금 밀착성이 열화한다.

강판과 용융 아연의 습윤성을 개선하는 목적으로 Si나 Mn의 강판 최표면에서의 산화를 막으려면, Si나 Mn을 강판 표면이 아니라, 강판 내부에 산화물로서 형성시키는 것이 유효하다.

강판 내부에 Si나 Mn의 산화물을 형성시키기 위해서는, 열간 압연에서의 권취 온도를 고온화하는 방법이 있다. 그러나, 이 방법을 이용한 경우에는, 결정립계에 형성되는 산화물량이 균일하게 되지 않는 문제가 있다. 구체적으로는 권취한 후의 열연 코일의 에지부(edges)나 선미(front and rear ends)단부에서는 강판이 외기와 접촉하기 때문에 온도 저하의 속도가 빨라, Si나 Mn의 산화물의 형성은 적다. 한편으로, 코일의 중앙부에서는 온도 저하가 일어나기 어렵기 때문에, 비교적 다량의 Si나 Mn의 산화물이 형성되게 된다. 이 결과, 코일의 에지부나 선미단부에서 충분한 도금 밀착성이 얻어지지 않았거나, 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서는 합금화 불균일에 의한 외관 불량이 발생하거나 한다.

강판 내부에 Si나 Mn의 산화물을 형성시키는 그 외의 방법으로서는, 도금 전(前)처리로서, 산화 처리를 행한 후에 환원 어닐링을 행하는 방법이 유효하다. 이는 연속 용융 도금 라인(CGL)의 가열대에 있어서 강판 표면을 산화시킨 후에, 재결정 어닐링을 환원성 분위기 중에서 행함으로써, 강판 표면의 산화철을 환원시키면서, 산화철로부터 공급되는 산소에 의해, Si나 Mn을 강판 표면보다 내부에 내부 산화물로서 형성시키는 방법이다. 이 방법에 의하면, 전술한 열간 압연으로 형성되는 Si나 Mn의 내부 산화보다도, 코일 내에서 비교적 균일하게 Si나 Mn의 내부 산화를 형성시킬 수 있기 때문에, 매우 유효하다. 따라서, 코일 내의 전체 길이 전체 폭에 걸쳐 균일한 도금 밀착성이나 외관성을 얻기 위해서는, 불균일하게 형성하는 열간 압연에서의 내부 산화를 억제시키고, 산화-환원법에 의한 CGL에서의 내부 산화 형성을 적극적으로 활용하는 것이 유효하다는 것을 알 수 있었다. CGL에서의 내부 산화 형성을 적극적으로 활용하려면, 가열대에서의 철의 산화량을 충분히 확보하는 것이 필요하다. 그러나, 강 중에 첨가된 Si는 가열대에서의 철의 산화 반응을 억제하기 때문에, Si 함유량이 많은 강을 이용한 경우는 특히 가열대에서의 산화 반응을 보다 촉진시키는 조건으로 하지 않으면 안된다. 한편으로, 과잉으로 산화 반응을 진행시켜 버리면, 가열대 후의 균열대에 있어서 산화철이 박리되어 눌림 손상이 발생하고, 소위 픽업 현상이라고 불리는 표면 결함의 원인이 되는 것을 알 수 있었다.

또한, Si 첨가강에서는 용융 도금 처리한 후의 합금화 처리에 있어서, Fe와 Zn의 반응이 억제된다. 그 때문에, 합금화를 정상적으로 진행시키기 위해서는 비교적 고온에서의 합금화 처리가 필요해진다. 그러나, 고온에서의 합금화 처리를 행하면, 충분한 가공성이 얻어지지 않는다. 이는, 연성을 확보하기 위해 필요한 강 중의 잔류 오스테나이트상(phase)이 펄라이트상으로 분해되기 때문이라고 생각된다. 또한, 용융 도금 전에 Ms점 이하까지 일단 냉각하여 재가열한 후에 용융 도금 처리 및 합금화 처리를 행한 경우에서는, 강도를 확보하기 위한 마르텐사이트상의 템퍼링(tempered)이 일어나, 충분한 강도가 얻어지지 않는 것을 알 수 있었다.

이와 같이 Si 첨가강에 있어서는, 합금화 온도가 고온이 되기 때문에 소망하는 기계 특성값이 얻어지지 않는다는 문제가 있다.

상기를 기초로 검토를 거듭한 결과, 이하의 인식을 얻었다.

Si나 Mn을 포함하는 고강도 강판을 모재로 한 경우, 강판과 용융 아연의 습윤성의 저하의 원인이 되는 Si나 Mn의 강판 최표면에서의 산화를 코일 내의 전체 길이 전체 폭에 걸쳐 억제하는 것이 필요하다. 그러기 위해서는, 열간 압연 후의 불균일하게 형성되는 내부 산화는 억제하고, CGL에서 균일한 내부 산화를 적극적으로 형성시키는 것이 중요하다.

전자를 달성하기 위해서는, 압연 후의 권취 온도를 저온화하는 것이 유효하고, 그 상한 온도는 강 중의 Si나 Mn의 함유량에 따라서 결정된다.

후자를 달성하기 위해, 강 중의 Si나 Mn의 함유량에 따라서, 가열대의 온도, 분위기, 승온 속도를 엄밀하게 관리한다. 또한, 가열대에서의 과잉한 철의 산화 반응에 의한 픽업 현상을 방지하기 위해서는, 가열대의 최종 단계에서 저산소 포텐셜 분위기로 하는 것이 유효한 것을 알 수 있었다. 이는, 가열대에서 일단 산화된 강판 표면을 환원 처리하여, 최표면에 환원철을 형성함으로써, 픽업 현상이 발생하는 균열대에 있어서, 롤과 산화철의 직접 접촉을 막는 효과가 있다. 이 점에서, 픽업 현상 발생은 억제되고, 눌림 손상 등의 표면 결함도 방지할 수 있는 것을 발견했다.

나아가서는, Si 함유강의 고온에서의 합금화 처리에 대해서는, 환원 어닐링에서의 P_H2O/P_H2를 적정하게 제어함으로써, 최적인 합금화 온도를 저하시켜, 가공성을 향상시킬 수 있다.

본 발명은 상기 인식에 기초하는 것으로, 그 특징은 이하와 같다.

[1] 질량％로, C: 0.05∼0.30％, Si: 0.1∼2.0％, Mn: 1.0∼4.0％ 포함하는 슬래브를 열간 압연한 후, 하기식 (1)을 만족하는 온도 T_C에서 코일로 권취하고, 산 세정하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정으로 얻어진 열연판에 대하여 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정으로 얻어진 냉연판에 대하여, 하기 (A대 가열)∼(C대 가열)을 갖는 어닐링을 실시하는 어닐링 공정과, 상기 어닐링 공정 후의 어닐링판에 대하여, 0.12∼0.22질량％의 Al을 함유한 용융 아연 도금욕에서 용융 아연 도금 처리를 실시하는 용융 아연 도금 처리 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 외관성과 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(A대 가열) 상기 냉연판을, DFF형 가열로(직화형 가열로)의 공기비(比)를 α, 200℃ 이상에서의 평균 승온 속도가 10∼50℃/sec인 조건으로, 하기식 (2)를 충족시키는 가열 도달 온도 T₁까지 가열한다.

(B대 가열) 상기 A대 가열 후의 냉연판을, DFF형 가열로에서 공기비≤0.9, T₁ 초과에서의 평균 가열 속도가 5∼30℃/sec인 조건으로, 하기식 (3)을 충족시키는 가열 도달 온도 T₂까지 가열한다.

(C대 가열) 상기 B대 가열 후의 냉연판을, H₂, H₂O를 함유하고, 잔부가 N₂ 및 불가피적 불순물로 이루어지는 분위기 중에서 log(P_H2O/P_H2)가 －3.4 이상 －1.1 이하, T₂ 초과에서의 평균 가열 속도가 0.1∼10℃/sec인 조건으로, 700∼900℃의 소정의 가열 도달 온도 T₃까지 가열하고, 당해 T₃에 10∼500초 유지한다.

T_C≤－60([Si]＋[Mn])＋775 (1)

T₁≥28.2[Si]＋7.95[Mn]－86.2α＋666 (2)

T₂≥T₁＋30 (3)

단, [Si], [Mn]은 상기 슬래브에 포함되는 Si 및 Mn 함유량을 나타낸다. 또한, α는 1.5 이하이다. 또한, log(P_H2O/P_H2)는 log(H₂O의 분압(P_H2O)/H₂의 분압(P_H2))를 의미한다.

[2] 상기 열간 압연 공정으로 얻어진 열연판의, 강판 표면으로부터 10㎛ 이내의 강판 표층부에 생성된 Si 내부 산화물 및 Mn 내부 산화물의 합계가, 압연 후의 권취 코일의 길이 방향 및 폭 방향의 중앙 위치에 있어서 산소량으로서 편면당 0.10g/㎡ 이하인 것을 특징으로 하는 [1]에 기재된 외관성과 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[3] 상기 A대 가열의 DFF형 가열로의 버너가 노즐믹스형 버너(nozzle mix burner)이고, 상기 B대 가열의 DFF형 가열로의 버너가 프리믹스형 버너(premix burner)인 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2]에 기재된 외관성과 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[4] 상기 C대 가열에서, 상기 log(P_H2O/P_H2)가 하기식 (4)를 만족하는 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [3] 중 어느 한 항에 기재된 외관성과 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

0.6[Si]－3.4≤log(P_H2O/P_H2)≤0.8[Si]－2.7 (4)

단, [Si]는 강 중의 Si 함유량을 나타낸다.

[5] 상기 용융 아연 도금욕은 0.12∼0.17질량％의 Al을 함유하고, 상기 용융 아연 도금 처리 공정 후의 강판에 대하여, 하기식 (5)를 만족하는 합금화 온도 Ta에서 10∼60초간의 합금화 처리를 실시하는 합금화 처리 공정을 추가로 갖는 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [4] 중 어느 한 항에 기재된 외관성과 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

－45log(P_H2O/P_H2)＋395≤Ta≤－30log(P_H2O/P_H2)＋490 (5)

[6] 상기 C대 가열 후에, 평균 냉각 속도가 10℃/sec 이상의 조건으로, 750℃에서 150∼350℃의 소정의 냉각 도달 온도 T₄까지 냉각한 후, 350∼600℃의 소정의 재가열 온도 T₅까지 가열하고, 당해 온도 T₅에서 10∼600초 유지하는 냉각 가열 공정을 추가로 갖는 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [5] 중 어느 한 항에 기재된 외관성과 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[7] DFF형 가열로와 균열로를 갖는 연속 용융 도금 설비이고, 상기 DFF형 가열로의 전단(前段)에 노즐믹스형 버너, 후단에 프리믹스형 버너를 갖고, 상기 균열로가 라디언트 튜브(radiant tube)형인 것을 특징으로 하는 외관성과 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위한 제조 설비.

본 발명에 의하면, 외관성 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.

또한, 본 발명에 의하면, 고강도 용융 아연 도금 강판의 가공성도 개선할 수 있다.

또한, 본 발명에 있어서, 「고강도 용융 아연 도금 강판」이란, 합금화되어 있지 않은 고강도 용융 아연 도금 강판과, 합금화된 고강도 용융 아연 도금 강판의 양자를 포함한다.

도 1은, 압연 후의 권취 온도를 변화시킨 경우의, Si와 Mn의 내부 산화량의 폭 방향의 분포를 나타낸 도면이다.
도 2는, 내부 산화량이 0.10g/㎡ 이하가 되는 권취 온도와 Mn 함유량의 관계를 나타낸 도면이다.
도 3은, 내부 산화량이 0.10g/㎡ 이하가 되는 권취 온도와 Si 함유량의 관계를 나타낸 도면이다.
도 4는, 가열로 출측 온도와, 식 (2)를 이용하여 구해진 가열 도달 온도의 관계를 나타낸 도면이다.
도 5는, Si 함유량과 도금층 중 Fe 농도가 10질량％가 되는 log(P_H2O/P_H2)의 관계를 나타낸 도면이다.
도 6은, C대 가열시의 P_H2O/P_H2와 합금화 온도의 관계를 나타낸 도면이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 구체적으로 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 열간 압연 공정과, 냉간 압연 공정과, 어닐링 공정과, 용융 아연 도금 처리 공정을 갖는다. 또한, 필요에 따라서, 용융 아연 도금 처리 공정 후에 합금화 처리 공정을 가져도 좋다. 또한, 어닐링 공정과 용융 아연 도금 처리 공정의 사이에 냉각 가열 공정을 가져도 좋다. 이하, 각 공정에 대해서 설명한다.

<열간 압연 공정>

열간 압연 공정이란, 질량％로, C: 0.05∼0.30％, Si: 0.1∼2.0％, Mn: 1.0∼4.0％ 포함하는 슬래브를 열간 압연한 후, 하기식 (1)을 만족하는 온도 T_C에서 코일로 권취하여, 산 세정하는 공정이다.

먼저, 슬래브에 포함되는 성분에 대해서 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 슬래브에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는 「질량％」를 의미한다. 또한, 슬래브의 성분 조성이 고강도 용융 아연 도금 강판의 모재 강판의 성분 조성이 된다.

C: 0.05∼0.30％

C 함유량이, 0.30％를 초과하면 용접성이 열화하기 때문에, C 함유량은 0.30％ 이하로 한다. 한편, C 함유량을 0.05％ 이상으로 하면, 강 조직으로서, 잔류 오스테나이트상이나 마르텐사이트상 등을 형성시킴으로써 가공성이 향상된다.

Si: 0.1∼2.0％

Si는 강을 강화하여 양호한 재질을 얻는 데에 유효한 원소이다. Si 함유량이 0.1％ 미만에서는 고강도를 얻기 위해 고가의 다른 합금 원소가 필요해져, 경제적으로 바람직하지 않다. 한편, Si 함유강에서는, 산화 처리시의 산화 반응이 억제되는 것이 알려져 있다. 그 때문에, Si 함유량이 2.0％를 초과하면 산화 처리에서의 산화 피막 형성이 억제되어 버린다. 또한, Si 함유량이 2.0％를 초과하면 합금화 온도도 고온화하기 때문에, 소망하는 기계 특성을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, Si 함유량은 0.1％ 이상 2.0％ 이하로 한다.

Mn: 1.0∼4.0％

Mn은 강의 고강도화에 유효한 원소이다. 기계 특성이나 강도를 확보하기 위해 Mn 함유량을 1.0％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 4.0％를 초과하면 용접성이나 도금 밀착성, 강도와 연성의 균형의 확보가 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, Mn 함유량은 1.0％ 이상 4.0％ 이하로 한다.

또한, 강도와 연성의 균형을 제어하기 위해, Al: 0.01∼0.1％, Mo: 0.05∼1.0％, Nb: 0.005∼0.05％, Ti: 0.005∼0.05％, Cu: 0.05∼1.0％, Ni: 0.05∼1.0％, Cr: 0.01∼0.8％, B: 0.0005∼0.005％ 중으로부터 선택되는 원소의 1종 이상을 필요에 따라서 함유해도 좋다.

이들 원소를 첨가하는 경우에 있어서의 적정 함유량의 한정 이유는 이하와 같다.

Al: 0.01∼0.1％

Al은 열역학적으로 가장 산화하기 쉽기 때문에, Si, Mn에 앞서 산화하고, Si, Mn의 강판 표면에서의 산화를 억제하여, Si, Mn의 강판 내부에서의 산화를 촉진시키는 효과가 있다. 이 효과는 Al 함유량을 0.01％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편, Al 함유량이 0.1％를 초과하면 비용 상승이 된다. 따라서, Al을 함유하는 경우, Al 함유량은 0.01％ 이상 0.1％ 이하가 바람직하다.

Mo: 0.05∼1.0％

Mo 함유량이 0.05％ 미만에서는 강도 조정의 효과나 Nb, Ni, Cu와의 복합 첨가시에 있어서의 도금 밀착성 개선 효과가 얻어지기 어렵다. 한편, Mo 함유량이 1.0％ 초과에서는 비용 상승을 초래한다. 따라서, Mo를 함유하는 경우, Mo 함유량은 0.05％ 이상 1.0％ 이하가 바람직하다.

Nb: 0.005∼0.05％

Nb 함유량이 0.005％ 미만에서는 강도 조정의 효과나 Mo와의 복합 첨가시에 있어서의 도금 밀착성 개선 효과가 얻어지기 어렵다. 한편, Nb 함유량이 0.05％ 초과에서는 비용 상승을 초래한다. 따라서, Nb를 함유하는 경우, Nb 함유량은 0.005％ 이상 0.05％ 이하가 바람직하다.

Ti: 0.005∼0.05％

Ti 함유량이 0.005％ 미만에서는 강도 조정의 효과가 얻어지기 어렵고, Ti 함유량이 0.05％ 초과에서는 도금 밀착성의 열화를 초래한다. 따라서, Ti를 함유하는 경우, Ti 함유량은 0.005％ 이상 0.05％ 이하가 바람직하다.

Cu: 0.05∼1.0％

Cu 함유량이 0.05％ 미만에서는 잔류 γ상 형성 촉진 효과나 Ni나 Mo와의 복합 첨가시에 있어서의 도금 밀착성 개선 효과가 얻어지기 어렵다. 한편, Cu 함유량이 1.0％ 초과에서는 비용 상승을 초래한다. 따라서, Cu를 함유하는 경우, Cu 함유량은 0.05％ 이상 1.0％ 이하가 바람직하다.

Ni: 0.05∼1.0％

Ni 함유량이 0.05％ 미만에서는 잔류 γ상 형성 촉진 효과나 Cu나 Mo와의 복합 첨가시에 있어서의 도금 밀착성 개선 효과가 얻어지기 어렵다. 한편, Ni 함유량이 1.0％ 초과에서는 비용 상승을 초래한다. 따라서, Ni를 함유하는 경우, Ni 함유량은 0.05％ 이상 1.0％ 이하가 바람직하다.

Cr: 0.01∼0.8％

Cr 함유량이 0.01％ 미만에서는 퀀칭성(hardenability)이 얻어지기 어려워 강도와 연성의 균형이 열화하는 경우가 있다. 한편, Cr 함유량이 0.8％ 초과에서는 비용 상승을 초래한다. 따라서, Cr을 함유하는 경우, Cr 함유량은 0.01％ 이상 0.8％ 이하가 바람직하다.

B: 0.0005∼0.005％

B는 강의 퀀칭성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. B 함유량이 0.0005％ 미만에서는 퀀칭 효과가 얻어지기 어렵다. 또한, B 함유량이 0.005％를 초과하면 Si의 강판 최표면의 산화를 촉진시키는 효과가 있기 때문에, 도금 밀착성의 열화를 초래한다. 따라서, B를 함유하는 경우, B 함유량은 0.0005％ 이상 0.005％ 이하가 바람직하다.

상기 필수 성분, 임의 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는 0.005％ 이하의 S, 0.06％ 이하의 P, 0.006％ 이하의 N 등을 들 수 있다.

계속해서, 열간 압연 공정의 기술적 의의에 대해서 설명한다. 통상의 열간 압연에서는, 압연이 완료되어 코일로서 권취 후, 냉각되는 과정에 있어서 산화 스케일로부터 산소가 강판의 안쪽으로 확산하기 때문에, 강판 표면보다 내부에 Si나 Mn의 내부 산화물이 형성된다. 그러나, 전술한 바와 같이, 압연 후에 형성되는 Si나 Mn의 내부 산화물은 불균일하게 형성되기 때문에, 그 후의 CGL에서 용융 도금 처리를 실시한 경우에, 도금 밀착성의 불균일이나, 합금화 처리를 행한 후의 합금화 불균일 등의 외관 불량의 원인이 된다. 그 때문에, 열간 압연에서는, 내부 산화의 형성을 억제시키는 것이 중요하다. Si나 Mn의 내부 산화물을 억제하기 위해서는, 압연 후의 권취 온도를 저온화하는 것이 유효하다. 또한, 산화물로서 형성하는 Si나 Mn의 함유량이 많은 강을 이용하는 경우에는, 권취 온도를 보다 저온화할 필요가 있다.

도 1에는 1.5％의 Si와 2.2％의 Mn을 함유한 강을 이용하여, 압연 후의 권취 온도를 변화시켜, 코일 길이 방향 중앙부(열연판 길이 방향 중앙부)에 있어서의 Si와 Mn의 내부 산화량의 폭 방향의 분포를 조사한 결과를 나타냈다. 여기에서, 내부 산화량은 실시예에 기재된 바와 같은 방법으로 측정했다. 이로부터 알 수 있는 바와 같이, 권취 온도가 높은 조건에서는 폭 방향의 내부 산화량의 분포가 크고, 권취 온도가 낮아지면 내부 산화량이 작아져, 균일화하고 있는 것을 알 수 있다.

추가로 조사를 진행시킨 결과, 코일 길이 중앙부, 또한 폭 방향 중앙부에서의 내부 산화량(열연판의, 스케일 바로 아래의 강판 표면으로부터 10㎛ 이내의 강판 표층부에 생성된 Si 내부 산화물 및 Mn 내부 산화물의 합계를, 압연 후의 권취 코일의 길이 방향 및 폭 방향의 중앙 위치에 있어서 산소량으로서 나타낸 것을 내부 산화량으로 함)을 0.10g/㎡ 이하로 제어함으로써, Si나 Mn의 내부 산화가 보다 균일화되어, 그 후에 용융 도금 처리를 실시해도 도금 밀착성의 불균일이나, 합금화 처리 후의 외관 불균일의 발생을 보다 억제할 수 있는 것을 알 수 있었다. 여기에서, Si 및 Mn의 함유량을 변화시킨 강을 이용하여, 열간 압연을 실시하고, 냉각한 후에 형성된 코일 길이 방향 중앙부, 또한 폭 방향 중앙부에서의 내부 산화량을 조사했다. 내부 산화량이 0.10g/㎡ 이하가 되는 권취 온도와 Si 및 Mn의 함유량의 관계를 각각 도 2, 도 3에 나타냈다. 또한, 도면 중에는 Tc＝－60([Si]＋[Mn])＋775로 나타나는 직선을 병기하고 있다.

Tc≤－60([Si]＋[Mn])＋775 식(1)

여기에서, Tc는 압연 후의 권취 온도, [Si], [Mn]은 각각 강 중의 Si, Mn 함유량이다. 또한, Tc는 400℃ 이상이 바람직하다.

Si나 Mn의 함유량이 많아지면, 내부 산화량을 0.10g/㎡ 이하로 하기 위해 필요한 권취 온도의 상한이 저하되는 것을 알 수 있다. 또한, 열간 압연 후에 코일 중앙부에 형성되는 Si나 Mn의 내부 산화량을 0.10g/㎡ 이하로 하기 위해서는, 식 (1)을 만족하도록 권취 온도를 조정하면 좋은 것을 알 수 있다. 이와 같이, 용융 도금 처리 후의 도금 밀착성을 전체 길이 전체 폭으로 개선하거나, 합금화 처리 후의 외관 불균일을 개선하거나 하기 위해서는, 열간 압연에서의 권취 온도가 식 (1)을 만족하도록 설정하지 않으면 안 된다.

또한, 열간 압연 전의 가열 온도와 열간 압연의 마무리 온도는 특별히 제한되는 것은 아니지만, 조직 제어의 관점에 있어서, 슬래브를 1100∼1300℃로 가열, 균열하고, 800∼1000℃로 마무리 압연을 완료하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는, 이상의 압연 후에, 스케일을 제거하기 위해 산 세정을 행한다. 산 세정 방법은 특별히 한정되지 않고, 일반적인 방법을 채용하면 좋다.

<냉간 압연 공정>

냉간 압연 공정이란, 상기 열간 압연 공정으로 얻어진 열연판에 대하여, 냉간 압연을 실시하는 공정이다. 냉간 압연의 조건은 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 냉각된 열연판을, 30∼80％의 소정의 압하율로 냉간 압연하면 좋다.

<어닐링 공정>

강의 고강도·고가공성을 실현하기 위해 Si나 Mn을 첨가하는 것이 유효하다. 그러나, 이들 원소를 첨가한 강판을 이용하면, 용융 아연 도금 처리를 실시하기 전에 실시하는 어닐링 과정(산화 처리＋환원 어닐링)에 있어서, 강판 표면에 Si, Mn의 산화물이 생성되어, 도금성을 확보하는 것이 곤란해진다. 그 때문에, Si나 Mn을 강판 내부에서 산화시켜, 강판 표면에서의 이들 원소의 산화를 막는 것이 유효하지만, 전술한 바와 같이, 본 발명에 있어서는 도금 밀착성이나 합금화의 불균일의 관점에서 열간 압연 후에 형성하는 내부 산화를 억제하는 것이 필수이다. 이와 같이 열간 압연 후에 내부 산화의 형성이 적은 경우에 있어서도, 용융 아연 도금 처리를 실시하기 전의 어닐링 조건(산화 처리 조건＋환원 어닐링 조건)을 엄밀하게 제어함으로써, Si 및 Mn을 강판 내부에서 산화시키고, 도금성을 향상시키고, 나아가서는 도금과 강판의 반응성을 높일 수 있어, 도금 밀착성을 개선할 수 있다. 그리고, 어닐링 공정에 있어서, Si 및 Mn을 강판 내부에서 산화시키고, 강판 표면에서의 산화를 막기 위해, 산화 처리를 행한다. 특히, 산화 처리로 일정량 이상의 철 산화물량을 얻는 것이 필요하다. 그 후, 환원 어닐링, 용융 도금 및 필요에 따라서 합금화 처리를 행하는 것이 유효하다.

본 발명의 어닐링 공정은, 상기 냉간 압연 공정으로 얻어진 냉연판에 대하여, (A대 가열)∼(C대 가열)을 갖는 어닐링을 실시하는 공정이다. 먼저, 산화 처리에 상당하는 A대 가열, B대 가열에 대해서 설명한다.

A대 가열

A대 가열에서는, 상기 냉연판을, DFF형 가열로의 공기비를 α, 200℃ 이상에서의 평균 승온 속도가 10∼50℃/sec인 조건으로, 하기식 (2)를 충족시키는 가열 도달 온도 T₁까지 가열한다. 또한, T₁은 750℃ 이하가 바람직하다.

T₁≥28.2[Si]＋7.95[Mn]－86.2α＋666 (2)

단, T₁: A대에서의 가열 도달 온도 ℃, [Si]: 강 중의 Si질량％, [Mn]: 강 중의 Mn질량％, α: DFF형 가열로의 공기비이다.

용융 도금 전의 강판 표면에서 Si 및 Mn의 산화를 억제하기 위해, Si나 Mn의 내부 산화를 형성시키는 것이 중요하다. A대 가열에서는, Si나 Mn이 내부 산화할 때의 산소 공급원이 되는 철 산화물을 생성시키기 위해, 적극적으로 산화 처리를 행한다. 그 때문에, A대 가열의 처리 조건은 본 발명에 있어서 중요한 요건이다.

충분한 양의 철 산화물을 얻기 위해서는, 가열하는 분위기와 온도를 관리하는 것이 필요해진다. 분위기의 제어에 대해서는 DFF형 가열로의 공기비를 제어함으로써 행한다. DFF형 가열로는, 제철소의 부생 가스인 코크스로 가스(coke oven gas;COG) 등의 연료와 공기를 혼합하여 연소시킨 버너 화염을 직접 강판 표면에 대어 강판을 가열하는 것이다. 공기비를 높게 하여, 연료에 대한 공기의 비율을 많게 하면, 미반응의 산소가 화염 중에 잔존하고, 그 산소로 강판의 산화를 촉진하는 것이 가능해진다.

또한, 가열 온도는 Si나 Mn의 함유량에 따라서 변화시키는 것이 필요해진다. 강판 표면에서의 Si나 Mn의 산화를 억제하기 위해, Si나 Mn을 강판 내부에서 산화시킬 필요가 있다. Si나 Mn의 함유량이 증가하면 내부 산화에 필요한 산소량도 증가한다. 그 때문에, Si나 Mn의 함유량이 많아질수록, 보다 고온에서의 산화가 필요해진다. 특히 Si는 강에 첨가되면 철의 산화 반응을 억제하는 것이 알려져 있기 때문에, Si 함유량이 보다 많아지면, 보다 고온에서의 산화가 필요해진다. 여기에서, Si 함유량 및 Mn 함유량을 변화시킨 강을 이용하여, DFF형 가열로의 공기비와, 양호한 도금 밀착성이 얻어지는 가열로 출측 온도를 조사했다. 얻어진 결과를 표 1에 나타낸다. 또한, B대 가열에서의 공기비는 0.8, C대 가열에서의 log(P_H2O/P_H2)는 －2.7로 하고, 그 외의 조건은 청구항 1에 기재된 요건을 충족시키는 조건이다. 또한, 도금 밀착성의 판단 기준은 후술하는 실시예와 동일하다.

(표 1)

또한, 다중회귀 해석(multiple regression analysis)에 의해, Si 함유량, Mn 함유량 및, DFF형 가열로 공기비의, 가열로 출측 온도(가열 도달 온도 T₁)에 미치는 영향도를 해석한 결과, 하기식 (2)가 구해졌다.

T₁≥28.2[Si]＋7.95[Mn]－86.2α＋666 (2)

여기에서, 표 1에 기재한 가열로 출측 온도와, 상기식 (2)를 이용하여 구해진 가열 도달 온도(T₁＝28.2[Si]＋7.95[Mn]－86.2α＋666으로 했을 때의 T₁)를 비교한 것을 도 4에 나타낸다. 상관 계수 R²는 약 1.0으로, 매우 높은 상관이 확인되는 것을 알 수 있다. 또한, Si 함유량에 따른 계수는 매우 큰 값으로 되어 있고, Si는 강판 표면에서 산화물을 형성할 뿐만 아니라, 철의 산화 반응을 억제하는 효과가 있기 때문에, 산화 조건을 결정할 때에 특히 중요한 인자인 것을 알 수 있다. 이상으로부터, 본 발명에서는 상기식 (2)를 만족하는 A대 가열을 행하는 것으로 한다. 단, A대 가열시의 공기비 α의 상한은 과잉한 철의 산화 반응을 억제하고, 그 후의 픽업 현상의 발생을 방지하는 목적에서, 1.5 이하인 것이 바람직하다. 또한, 공기비가 낮아지면 분위기의 산화성이 약해져, 식 (2)를 만족해도 충분한 산화량을 확보할 수 없는 경우가 있기 때문에, 상기 공기비 α는 0.9 이상인 것이 바람직하다.

또한, A대 가열 공정에서는, 200℃ 이상에서의 평균 승온 속도를 10∼50℃/sec로 하는 것이 필요하다. 50℃/sec를 초과하는 평균 승온 속도에서는 A대에서의 가열 시간이 단시간이 되어 버리기 때문에, 충분한 양의 산화철을 형성할 수 없게 되어 버린다. 한편으로, 평균 승온 속도가 10℃/sec 미만에서는 가열에 장시간 필요로 하게 되어, 생산 효율이 저하되어 버린다. 또한, 과잉한 산화철이 형성됨으로써, 다음의 환원 어닐링에 있어서 환원성 분위기로에서 Fe 산화물이 박리하여, 픽업 현상 발생의 원인이 된다. 또한, 강의 강도·가공성의 관점에서는, 평균 승온 속도가 10℃/sec 미만이 되면 조직이 조대화(coarsened)하여, 신장 플랜지성이나 굽힘성을 해쳐 버린다. 따라서, 200℃ 이상에서의 평균 승온 속도를 10∼50℃/sec로 한다.

또한, A대 가열에는 DFF형 가열로가 최적이다. DFF형 가열로를 이용하면, 전술한 바와 같이, 공기비를 변화시킴으로써 분위기를 철에 대하여 산화성으로 하는 것이 가능하다. 또한, DFF형 가열로를 이용하면, 복사(radiation) 방식의 가열보다도 강판의 승온 속도가 빠르기 때문에, 상기의 평균 승온 속도도 달성하는 것이 가능하다.

A대 가열에는, DFF형 가열로 중에서도 노즐믹스형 버너를 이용하면 보다 바람직하다. 노즐믹스형 버너는 잉여 공기가 많은 높은 공기비에 있어서도 안정적인 가열을 행하는 것이 가능하고, A대 가열에 있어서의 철을 산화시키는 공정에 적합하다. 그래서, 본 발명의 실시에 이용하는 연속 용융 도금 설비는 DFF형 가열로를 갖고, 그 DFF형 가열로의 전단이 노즐믹스형 버너인 것이 바람직하다.

B대 가열

B대 가열에서는, A대 가열 후의 냉연판을, DFF형 가열로에서 공기비≤0.9, T₁ 초과에서의 평균 가열 속도가 5∼30℃/sec인 조건으로, 하기식 (3)을 충족시키는 가열 도달 온도 T₂까지 가열한다.

T₂≥T₁＋30 (3)

단, T₂: B대에서의 가열 도달 온도(℃), T₁: A대에서의 가열 도달 온도(℃)이다.

B대 가열은, 픽업 현상의 발생을 방지하여, 눌림 손상 등이 없는 미려한 표면 외관을 얻기 위해 본 발명에 있어서 중요한 요건이다. 픽업 현상의 발생을 방지하기 위해서는, 일단 산화된 강판 표면의 일부(표층)를 환원 처리하는 것이 중요하다. 이러한 환원 처리를 행하려면, DFF형 가열로의 버너의 공기비를 0.9 이하로 제어하는 것이 필요하다. 공기비를 낮게 하고, O₂ 농도를 저하시킴으로써 철 산화물의 표층이 일부 환원되고, 다음 공정의 환원 어닐링시에, 로의 롤과 철 산화물의 직접 접촉을 피하여, 픽업 현상의 발생을 방지할 수 있다. 공기비가 0.9를 초과하면 이 환원 반응이 일어나기 어려워지기 때문에, 공기비는 0.9 이하로 한다. 또한, DFF형 가열로에서의 안정적인 연소를 행하기 위해 공기비는 0.7 이상이 바람직하다.

또한, B대에서의 가열 온도 T₂는 하기식 (3)을 충족시킬 필요가 있다.

T₂≥T₁＋30 (3)

식 (3)으로 나타나는 T₂보다도 저온이 되는 경우에는 환원 반응이 일어나기 어려워, 픽업 현상의 발생 억제 효과가 얻어지지 않는다. 또한, T₂는 불필요한 가열 비용 삭감을 위해, 750℃ 이하인 것이 바람직하다.

또한, B대에서는 T₁ 초과에서의 평균 승온 속도(평균 가열 속도)를 5∼30℃/sec로 하는 것이 필요하다. 30℃/sec를 초과하는 평균 승온 속도에서는 B대에서의 가열 시간이 단시간이 되어 버리기 때문에, 충분한 양의 산화철의 환원 반응이 얻어지지 않게 되어 버린다. 한편으로, 평균 승온 속도가 5℃/sec 미만에서는 가열에 장시간 필요로 하게 되어, 생산 효율이 저하되어 버린다. 또한, 「T₁ 초과에서의 평균 승온 속도」란 T₁ 초과∼B대에서의 가열 도달 온도까지의 평균 가열 속도를 의미한다.

또한, B대 가열에는 DFF형 가열로가 최적이다. DFF형 가열로를 이용하면, 전술한 바와 같이, 공기비를 변화시킴으로써 철에 대하여 환원성이 되는 화염을 방사하는 것이 가능하다. 또한, DFF형 가열로를 이용하면, 복사 방식의 가열보다도 강판의 승온 속도가 빠르기 때문에, 상기의 평균 승온 속도도 달성하는 것이 가능하다.

B대 가열에는, DFF형 가열로 중에서도 프리믹스형 버너를 이용하면 보다 바람직하다. 프리믹스형 버너는, 노즐믹스형 버너보다도 고온역에서의 환원성이 높고, 픽업 현상 발생을 방지하기 위한 철의 환원 반응을 얻는 데에 유리하기 때문에, B대 가열에 적합하다. 그래서, 본 발명의 실시에 이용하는 연속 용융 도금 설비는 DFF형 가열로를 갖고, 그 DFF형 가열로의 후단이 프리믹스형 버너인 것이 바람직하다.

C대 가열

C대 가열에서는, B대 가열 후의 냉연판을, H₂, H₂O를 함유하고, 잔부가 N₂ 및 불가피적 불순물로 이루어지는 분위기 중에서 log(P_H2O/P_H2)가 －3.4 이상 －1.1 이하, T₂ 초과에서의 평균 가열 속도가 0.1∼10℃/sec인 조건으로, 700∼900℃의 소정의 가열 도달 온도 T₃까지 가열하고, 당해 T₃에 10∼500초 유지한다.

C대 가열은, B대 가열의 직후에 행해지고, A대 가열에서 강판 표면에 형성된 철 산화물을 환원함과 함께, 철 산화물로부터 공급되는 산소에 의해, 강판 내부에, Si나 Mn의 내부 산화물을 형성한다. 결과적으로, 강판 표층에는 철 산화물로부터 환원된 환원 철층이 형성되고, Si나 Mn은 내부 산화물로서 강판 내부에 머물기 때문에, 강판 표층에서의 Si나 Mn의 산화가 억제된다. 그 결과, 강판과 용융 도금의 습윤성의 저하를 방지하여, 불도금 없이 양호한 도금 밀착성을 얻을 수 있다. 또한, C대 가열에서 형성되는 내부 산화물은 압연 후의 권취 온도를 고온화하여 얻어지는 내부 산화와 상이하여, 코일의 길이 및 폭 방향으로 거의 균일하게 형성되기 때문에, 도금 밀착성이나 외관의 불균일의 발생을 방지할 수 있다.

C대 가열로 내의 분위기는, H₂, H₂O를 함유하고, 잔부가 N₂ 및 불가피적 불순물로 이루어지고, log(P_H2O/P_H2)가 －3.4 이상 －1.1 이하로 한다. 여기에서, log(P_H2O/P_H2)는 log(H₂O의 분압(P_H2O)/H₂의 분압(P_H2))를 의미한다. log(P_H2O/P_H2)가 －1.1을 초과하면, A대 가열에서 형성된 철 산화물의 환원 반응이 불충분해져, C대 가열로에서의 픽업 현상 발생의 위험성이 있을 뿐만 아니라, 철 산화물이 용융 도금시에까지 잔존하면 오히려 강판과 용융 아연의 습윤성이 저하되어, 밀착성 불량이나 외관성 저하를 초래할 우려가 있다. 또한, 가습을 위한 비용 상승으로도 연결된다. 한편으로, log(P_H2O/P_H2)가 －3.4 미만인 경우에는 분위기 중의 H₂에 의한 철 산화물의 환원 반응이 현저하게 촉진되기 때문에, 철 산화물 중의 산소는 H₂와 반응해 버려 내부 산화에 소비되지 않고, 충분한 Si나 Mn의 내부 산화가 형성되지 않는다.

또한, C대 가열에서는, 평균 승온 속도가 0.1∼10℃/sec인 조건으로, B대 가열 도달 온도 T₂ 초과에서 700∼900℃의 소정의 가열 도달 온도 T₃까지 가열하고, 이 온도에서 10∼500초 유지한다.

승온 속도가 10℃/sec를 초과하거나, 유지 시간이 10초 미만이 되거나 하는 경우에는, C대 가열의 시간이 단시간이 되기 때문에, 철 산화물의 환원 반응이 완료되지 않고, 미환원의 철 산화물이 잔존하여, 강판과 용융 아연의 습윤성이 저하되어, 밀착성 불량을 초래할 우려가 있다.

한편으로, 승온 속도가 0.1℃/sec 미만이 되거나, 유지 시간이 500초를 초과하면 C대 가열에 장시간 필요로 하게 되어, 생산성의 저하를 초래하거나, 긴 로(furnace) 길이를 갖는 CGL이 필요해진다.

또한, C대 가열에서의 유지 온도가 700℃ 미만인 경우에는, 철 산화물의 환원 반응이 억제되고, 미환원의 철 산화물이 잔존하여, 강판과 용융 아연의 습윤성이 저하되어, 밀착성 불량을 초래할 우려가 있다. 유지 온도가 900℃를 초과하면, 소망하는 기계 특성이 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 로 내에서의 강대의 파단을 초래할 우려가 있다. 또한, 유지는 연속 용융 도금 설비의 균열로에서 행하고, 균열로는 라디언트 튜브형인 것이 바람직하다.

따라서, C대 가열에서는, B대 가열의 가열 도달 온도 T₂에서, 평균 승온 속도 0.1∼10℃/sec로 가열 도달 온도 T₃까지 가열하고, 이 온도에서 10∼500초 유지한다.

그러나, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우, 전술한 방법만으로는, 양호한 도금 밀착성은 얻어지기는 하지만, 합금화 온도가 고온이 되기 때문에, 잔류 오스테나이트상의 펄라이트상으로의 분해나, 마르텐사이트상의 템퍼링 연화가 일어나, 소망하는 기계 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 그래서, 본 발명자들은, 합금화 온도를 저감시키기 위한 검토를 행했다. 그 결과, 본 발명자들은, Si의 내부 산화를 더욱 적극적으로 형성시킴으로써, 강판 표층의 고용 Si량을 저하시켜, 합금화 반응을 촉진시키는 기술을 고안했다. Si의 내부 산화물을 더욱 적극적으로 형성시키기 위해서는, C대 가열로 내의 분위기 중의 P_H2O/P_H2를 더욱 엄밀하게 제어하는 것이 효과적이다. C대 가열에 있어서 형성되는 내부 산화의 산소 공급원은 A대 가열로 형성된 철 산화물로부터 해리(解離)하는 산소이다. 또한, 로 내의 분위기로부터 공급되는 산소도 공급원이 된다. 그 때문에, P_H2O/P_H2가 높아지면 로 내의 산소 포텐셜도 높아져, Si나 Mn의 내부 산화가 촉진된다. 그러면, Si의 내부 산화가 형성된 강판 표층의 영역에 있어서, 고용 Si량이 저하된다. 고용 Si량이 저하되면, 강판 표층은 마치 저(低)Si강과 같은 거동을 나타내고, 그 후의 합금화 반응이 촉진되어, 저온에서 합금화 반응이 진행된다. 합금화 온도가 저하됨으로써, 잔류 오스테나이트상을 고분율로 유지할 수 있어 연성이 향상된다. 마르텐사이트상의 템퍼링 연화가 진행되지 않고, 소망하는 강도가 얻어진다. 여기에서, 강판 표층이란 강판 표면에서 10㎛까지의 범위를 의미한다.

C를 0.13％, Mn을 2.3％ 포함하고 Si 함유량이 상이한 강판을 이용하여, 전술한 조건을 충족시키는 A대 가열 및 B대 가열을 행하고, C대 가열시의 P_H2O/P_H2를 변화시켜 800℃에서 30초 유지했다. 이어서, 용융 도금 처리, 520℃ 및 540℃에서 25초간의 합금화 처리를 행하여, 도금층 중의 Fe 농도가 10질량％가 되는 P_H2O/P_H2를 조사했다. 강 중의 Si 함유량과 각각의 온도에서 도금층 중 Fe 농도가 10질량％가 되는 P_H2O/P_H2의 대수의 관계를 도 5에 나타낸다. 도 5로부터, P_H2O/P_H2가 높고, 로 내의 산소 포텐셜이 높을수록, 적정한 합금화 온도가 낮아지는 것을 알 수 있다. 또한, Si 함유량이 높을수록 합금화 반응이 억제되기 때문에, 합금화 반응을 진행시키기 위한 높은 값의 P_H2O/P_H2가 필요해지는 것을 알 수 있다. 또한, 합금화 온도 500℃ 및 540℃에서 도금층 중 Fe 농도가 10질량％가 되는 P_H2O/P_H2와 Si 함유량의 관계는 각각 하기식 (6) 및 (7)로 나타낼 수 있는 것을 알 수 있다.

[합금화 온도 500℃의 경우]

log(P_H2O/P_H2)＝0.8[Si]－2.7 (6)

[합금화 온도 540℃의 경우]

log(P_H2O/P_H2)＝0.6[Si]－3.4 (7)

이상의 이유로부터, 고온 합금화 처리에 의한 잔류 오스테나이트상의 분해나, 마르텐사이트상의 연화에 의한 기계 특성 열화가 문제가 되는 경우에는, C대 가열시의 P_H2O/P_H2가 하기식 (4)를 만족하는 것이 바람직하다.

0.8[Si]－2.7≥log(P_H2O/P_H2)≥0.6[Si]－3.4 (4)

이 범위보다도 높은 P_H2O/P_H2가 되는 경우는, 합금화 온도 저하에 의한 기계 특성의 개선 효과가 포화할 뿐만 아니라, A대 가열로에서 형성된 철 산화물이 환원하기 어려워져, 환원 어닐링로에서의 픽업 현상 발생의 위험성이 있을 뿐만 아니라, 철 산화물이 용융 도금시에까지 잔존하면 오히려 강판과 용융 아연의 습윤성이 저하되어, 밀착성 불량을 초래하는 경우가 있다. 또한, 가습을 위한 비용 상승으로도 연결된다. 또한, 이 범위보다도 낮은 P_H2O/P_H2가 되는 경우는, 합금화 온도의 저하 효과가 얻어지지 않고, 기계 특성의 개선 효과도 크게 얻을 수 없게 된다.

환원 어닐링로 내의 H₂O 농도를 제어하는 방법은 특별히 제한되는 것은 아니지만, 과열 증기를 로 내에 도입하는 방법이나, 버블링(bubbling) 등에 의해 가습한 N₂ 및/또는 H₂ 가스를 로 내에 도입하는 방법이 있다. 또한, 중공사막을 이용한 막 교환식의 가습 방법은 추가로 노점의 제어성이 증가하기 때문에 바람직하다.

적정한 P_H2O/P_H2로 관리되면, C대 가열로 내의 H₂ 농도는 특별히 제한되지 않지만, 5vol％ 이상 30vol％ 이하가 바람직하다. 5vol％ 미만에서는 철 산화물의 환원이 억제되어 픽업 현상이 발생할 우려가 있다. 30vol％를 초과하면 비용 상승으로 연결된다. 또한 H₂, H₂O 이외의 잔부는 N₂ 및 불가피적 불순물이다.

<냉각 가열 공정>

냉각 가열 공정이란, C대 가열 후에, 평균 냉각 속도가 10℃/sec 이상의 조건으로, 750℃에서 150∼350℃의 소정의 냉각 도달 온도 T₄까지 냉각한 후, 350∼600℃의 소정의 재가열 온도 T₅까지 가열하고, 당해 온도 T₅에서 10∼600초 유지하는 공정이다. 이 냉각 가열 공정을 행함으로써, 기계 특성을 더욱 높일 수 있다. 또한, 본 발명에 있어서, 냉각 가열 공정은 필수의 공정은 아니기 때문에, 필요에 따라서 행하면 좋다.

750℃로부터의 냉각 속도가 10℃/sec 미만에서는 펄라이트가 생성되어, TS×EL 및 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, 750℃로부터의 냉각 속도는 10℃/sec 이상으로 한다.

냉각 도달 온도 T₄가 350℃보다 높은 온도에서는, 냉각 정지시의 마르텐사이트 변태가 불충분하고 미변태 오스테나이트량이 많아져, 최종적인 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트가 과잉으로 생성되고, 구멍 확장성이 저하된다. 또한, 냉각 도달 온도 T₄가 150℃보다 낮아지면, 냉각 중에 오스테나이트가 대부분 마르텐사이트로 변태하여 미변태 오스테나이트량이 감소한다. 따라서 냉각 도달 온도 T₄는 150∼350℃의 범위로 한다. 냉각의 방법에 대해서는, 목표의 냉각 속도와 냉각 정지 온도(냉각 도달 온도)를 달성할 수 있으면, 가스 제트 냉각(gas jet cooling), 미스트 냉각(mist cooling), 수랭(water cooling), 메탈 퀀칭(metal quenching) 등의 어떠한 냉각 방법을 이용해도 좋다.

냉각 도달 온도 T₄까지의 냉각 후, 재가열 온도 T₅까지 가열하여, 10초 이상 유지함으로써, 냉각시에 생성된 마르텐사이트가 템퍼링되어 템퍼링 마르텐사이트가 된다. 그 결과, 구멍 확장성이 향상되고, 추가로 냉각시에 마르텐사이트로 변태하지 않았던 미변태 오스테나이트가 안정화되어, 최종적으로 충분한 양의 잔류 오스테나이트가 얻어지고, 연성이 향상된다.

재가열 온도 T₅가 350℃ 미만에서는 마르텐사이트의 템퍼링 및 오스테나이트의 안정화가 불충분해져 구멍 확장성 및 연성이 저하된다. 또한 재가열 온도 T₅가 600℃를 초과하면, 냉각 정지시의 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여, 최종적으로 면적률로 3％ 이상 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않게 된다. 따라서, 재가열 온도 T₅는 350∼600℃로 한다.

유지 시간이 10초 미만에서는 오스테나이트의 안정화가 불충분해지고, 또한 600초를 초과하면 냉각 정지시의 미변태 오스테나이트가 베이나이트로 변태 하여, 최종적으로 충분한 양의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않게 된다.

따라서, 재가열 온도 T₅는 350∼600℃의 범위로 하고, 그 온도역에서의 유지 시간은 10∼600초로 한다.

<용융 아연 도금 처리 공정>

용융 아연 도금 처리 공정이란, 어닐링 공정 후의 어닐링판에 대하여, 0.12∼0.22질량％의 Al을 함유한 용융 아연 도금욕에서 용융 아연 도금 처리를 실시하는 공정이다.

본 발명에서는, 아연 도금욕 중의 Al 농도를 0.12∼0.22질량％로 한다. 0.12질량％ 미만에서는 도금시에 Fe-Zn 합금상이 형성되어, 도금 밀착성이 열화하거나, 외관의 불균일이 발생하거나 하는 경우가 있다. 0.22질량％ 초과에서는, 도금시에 도금/지철 계면에 생성되는 Fe-Al 합금상이 두껍게 생성되기 때문에, 용접성이 열화한다. 또한, 욕 중 Al이 많기 때문에, 도금 강판 표면에 Al 산화 피막이 다량으로 생성되어, 용접성뿐만 아니라 외관성도 손상되는 경우가 있다.

합금화 처리를 행하는 경우의 도금욕 중 Al 농도는 0.12∼0.17질량％가 바람직하다. 0.12질량％ 미만에서는 도금시에 Fe-Zn 합금상이 형성되어, 도금 밀착성이 열화하거나, 외관의 불균일이 발생하거나 하는 경우가 있다. 0.17질량％ 초과에서는, 도금시에 도금/지철 계면에 생성되는 Fe-Al 합금상이 두껍게 생성되어, Fe-Zn 합금화 반응의 장벽이 되기 때문에 합금화 온도가 고온화하여, 기계 특성이 열화 하는 경우가 있다.

용융 아연 도금시의 그 외의 조건은 제한되는 것은 아니지만, 예를 들면, 용융 아연 도금욕 온도는 통상의 440∼500℃의 범위이고, 판 온도 440∼550℃에서 강판을 도금욕 중에 침수시켜 행하고, 가스 와이핑(gas wiping) 등으로 부착량을 조정할 수 있다.

<합금화 처리 공정>

합금화 처리 공정이란, 용융 아연 도금 처리 공정 후의 강판에 대하여, 하기식 (5)를 만족하는 온도 Ta에서 10∼60초간의 합금화 처리를 실시하는 공정이다.

－45log(P_H2O/P_H2)＋395≤Ta≤－30log(P_H2O/P_H2)＋490 (5)

전술한 바와 같이, C대 가열시의 P_H2O/P_H2를 제어함으로써, 적극적으로 Si의 내부 산화물을 형성시키면, 합금화 반응이 촉진되는 것을 알 수 있었다. 그래서, C를 0.13％, Si를 1.5％, Mn을 2.6％ 포함하는 합금화 용융 아연 도금 강판을 이용하여, C대 가열시의 P_H2O/P_H2 변화와 합금화 온도의 관계에 대해서 조사했다. 도 6에 얻어진 결과를 나타낸다. 도 6에 있어서, 검게 칠한 마름모형 표시는 합금화 전에 형성하고 있는 η상(phase)이 완전하게 Fe-Zn 합금으로 변화하여 합금화 반응이 완료된 온도를 나타내고 있다. 또한, 검게 칠한 사각 표시는 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 도금 밀착성을 평가했을 때의 랭크 3이 얻어지는 온도의 상한을 나타내고 있다. 또한, 도면 중의 선은 상기식 (5)로 나타나는 합금화 온도의 상한과 하한의 온도를 나타내고 있다.

도 6으로부터, 이하의 인식이 얻어졌다. 합금화 온도가 (－45log(P_H2O/P_H2)＋395)℃ 미만이 되면, 합금화가 완전하게 진행하지 않고 η상이 잔존한다. η상이 잔존하면 표면의 색조 불균일이 되어 표면 외관을 해칠 뿐만 아니라, 도금층 표면의 마찰 계수가 높아짐으로써 프레스 성형성이 뒤떨어지게 된다. 또한, 합금화 온도가 (－30log(P_H2O/P_H2)＋490)℃를 초과하면 양호한 도금 밀착성이 얻어지지 않게 된다. 또한, 도 6으로부터 분명한 바와 같이, P_H2O/P_H2가 상승함과 함께 필요한 합금화 온도는 저하되어, Fe-Zn의 합금화 반응이 촉진되고 있는 것을 알 수 있다. 그리고, 전술한 바와 같이 C대 가열에서의 P_H2O/P_H2의 상승과 함께 기계 특성값이 향상된다. 소망하는 기계 특성을 얻기 위해서는 용융 도금 후의 합금화 온도도 정밀하게 제어할 필요가 있는 것을 알 수 있다.

이상으로부터, 합금화 처리에서는, 상기식 (5)를 만족하는 온도 Ta에서 처리를 행하는 것으로 한다.

또한, 합금화 온도와 동일한 이유로부터 합금화 시간은 10∼60초간으로 한다.

합금화 처리 후의 합금화도(度)(도금층 내의 Fe 농도)는 특별히 제한되는 것은 아니지만, 7∼15질량％의 합금화도가 바람직하다. 7질량％ 미만에서는 η상이 잔존하여 프레스 성형성이 뒤떨어지고, 15질량％를 초과하면 도금 밀착성이 뒤떨어진다.

실시예

표 2에 나타내는 화학 성분의 강을 용제한 후에, 연속 주조에 의해 슬래브로 했다.

(표 2)

이들 슬래브를 1200℃로 가열한 후에, 마무리 온도 890℃로 판두께 2.6㎜가 되도록 열간 압연을 실시하고, 표 3(표 3-1과 표 3-2를 합쳐 표 3으로 함)에 나타내는 권취 온도에서 코일로서 권취하고, 냉각한 후에 산 세정에 의해 흑피 스케일(black scales)을 제거하여, 열연판으로 했다. 이때의 코일 길이 방향 또한 폭 방향의 중앙부의 Si 및/또는 Mn의 내부 산화량을 하기에 나타내는 방법으로 측정했다.

이어서, 냉간 압연에 의해 판두께를 1.2㎜의 냉연판으로 한 후에, CGL에서의 어닐링 및 용융 도금 처리를 행했다. A대 가열은 노즐믹스형 버너를 갖는 DFF형 가열로에 의해 표 3에 나타내는 조건으로 행했다. 이어서 프리믹스형 버너를 갖는 DFF형 가열로에서 표 3에 나타내는 조건으로 B대 가열을 행했다. C대 가열은 라디언트 튜브형의 가열로에서 표 3에 나타내는 조건으로 행했다. C대 가열 후에, 일부의 조건(No.19, 20)에서는 20℃/sec의 냉각 속도로 표 3에 나타내는 냉각 도달 온도까지 냉각한 후에, 470℃까지 가열하여 100초간 유지했다. 계속해서, 표 3에 나타내는 Al 농도를 함유한 460℃의 욕을 이용하여 용융 아연 도금 처리를 실시한 후에 가스 와이핑으로 단위 면적당의 양(basis weight)을 약 50g/㎡로 조정했다. 일부의 조건에서는, 추가로 표 3에 나타내는 온도, 시간의 범위에서 합금화 처리를 행했다.

<열간 압연 후의 내부 산화량>

내부 산화량은, 「임펄스로(impulse furnace) 용융-적외선 흡수법」에 의해 측정한다. 열연판양면의 표층부(코일의 중앙(폭 방향 중앙 또한 길이 방향 중앙))를 10㎜×70㎜의 영역을 10㎛ 연마하기 전과 후에서, 각각의 강 중 산소 농도를 측정했다. 또한, 그들 측정값의 차로부터, 강판 표면으로부터 10㎛의 영역에 존재하는 편면 단위 면적당의 산소량을 구하여, Si 및/또는 Mn의 내부 산화량(g/㎡)으로 했다. 열연판의 표층부에 형성된 내부 산화물이, Si 및/또는 Mn의 산화물인 것은, 열연판을 수지에 매입하여 단면을 연마한 후에, SEM에 의한 관찰 및 EDS에 의한 원소 분석에 의해 확인했다. 내부 산화량을 표 3에 나타냈다.

이어서, 이상에 의해 얻어진 고강도 용융 아연 도금 강판에 대하여, 외관성 및 도금 밀착성을 평가했다. 도금 밀착성의 평가는 폭 방향의 중앙부와, 강대의 가장자리로부터 50㎜의 위치에서 각각 평가했다. 또한, 인장 특성에 대해서 조사했다. 이하에, 측정 방법 및 평가 방법을 나타낸다.

<외관성>

강판의 외관을 육안으로 관찰하여, 불도금, 픽업 현상에 의한 눌림 손상, 또는 합금화 불균일 등의 외관 불량이 없는 것을 「○」, 외관 불량이 근소하게 있지만 대체로 양호한 것을 「△」, 합금화 불균일, 불도금, 또는 눌림 손상이 있는 것은 「×」로 했다.

<도금 밀착성>

합금화 처리를 행하지 않는 고강도 용융 아연 도금 강판에서는, 볼 임팩트 시험(1000g의 추를 1m의 높이로부터 낙하)을 행하고, 가공부를 테이프 박리하여, 도금층의 박리 유무를 육안으로 판정했다. 이하의 기준으로 평가했다.

○: 도금층의 박리 없음

×: 도금층이 박리

합금화 처리를 행한 고강도 용융 아연 도금 강판에서는, 도금 강판에 셀로판 테이프(등록상표)를 붙이고, 테이프 면을 90도 굽히고, 굽힘 되돌림을 하고, 가공부의 내측(압축 가공측)에, 굽힘 가공부와 평행으로 너비 24㎜의 셀로판 테이프를 눌러대어 떨어뜨리고, 셀로판 테이프의 길이 40㎜의 부분에 부착한 아연량을 형광 X선에 의한 Zn 카운트 수로서 측정하여, Zn 카운트 수를 단위 길이(1m)당으로 환산한 양을, 하기의 기준에 비추어 랭크 1∼2의 것을 양호(○), 3의 것을 양호(△), 4 이상의 것을 불량(×)으로 평가했다.

형광 X선 카운트 수 랭크

0-500 미만: 1(양(良))

500-1000 미만: 2

1000-2000 미만: 3

2000-3000 미만: 4

3000 이상: 5(열(劣))

<인장 특성>

압연 방향을 인장 방향으로 하여 JIS 5호 시험편을 이용하여 JIS Z2241에 준거한 방법으로 행했다. TS(㎫)×EL(％)이 15000(㎫·％) 이상을 양호로 평가했다.

이상에 의해 얻어진 결과를 제조 조건과 아울러 표 3에 나타낸다.

(표 3-1)

(표 3-2)

표 3으로부터, 본 발명예는, Si, Mn을 함유하는 고강도 용융 아연 도금 강판임에도 불구하고, 도금 밀착성이 우수하고, 도금 외관도 양호하며, 연성도 우수하다. 한편, 본 발명 범위 외에서 제조된 비교예는, 도금 밀착성, 도금 외관 중 어느 하나 이상이 뒤떨어진다.

본 발명의 제조 방법으로 얻어진 고강도 용융 아연 도금 강판은, 외관성 및 도금 밀착성이 우수하여, 자동차의 차체 그 자체를 경량화 또한 고강도화하기 위한 표면 처리 강판으로서 이용할 수 있다.

Claims

질량％로, C: 0.05∼0.30％, Si: 0.1∼2.0％, Mn: 1.0∼4.0％ 포함하고, 임의 성분으로서, Al: 0.01∼0.1％, Mo: 0.05∼1.0％, Nb: 0.005∼0.05％, Ti: 0.005∼0.05％, Cu: 0.05∼1.0％, Ni: 0.05∼1.0％, Cr: 0.01∼0.8％, B: 0.0005∼0.005％ 중으로부터 선택되는 원소의 1종 이상을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬래브를 열간 압연한 후, 하기식 (1)을 만족하는 온도 T_C에서 코일로 권취하고, 산 세정하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정으로 얻어진 열연판에 대하여 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 공정으로 얻어진 냉연판에 대하여, 하기 (A대 가열)∼(C대 가열)을 갖는 어닐링을 실시하는 어닐링 공정과,
상기 어닐링 공정 후의 어닐링판에 대하여, 0.12∼0.22질량％의 Al을 함유한 용융 아연 도금욕에서 용융 아연 도금 처리를 실시하는 용융 아연 도금 처리 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(A대 가열) 상기 냉연판을, DFF형 가열로의 공기비(比)를 α, 200℃ 이상에서의 평균 승온 속도가 10∼50℃/sec인 조건으로, 하기식 (2)를 충족시키는 가열 도달 온도 T₁(℃)까지 가열한다.
(B대 가열) 상기 A대 가열 후의 냉연판을, DFF형 가열로에서 공기비≤0.9, T₁ 초과에서의 평균 가열 속도가 5∼30℃/sec인 조건으로, 하기식 (3)을 충족시키는 가열 도달 온도 T₂(℃)까지 가열한다.
(C대 가열) 상기 B대 가열 후의 냉연판을, H₂, H₂O를 함유하고, 잔부가 N₂ 및 불가피적 불순물로 이루어지는 분위기 중에서 log(P_H2O/P_H2)가 －3.4 이상 －1.1 이하, T₂ 초과에서의 평균 가열 속도가 0.1∼10℃/sec인 조건으로, 700∼900℃의 소정의 가열 도달 온도 T₃(℃)까지 가열하고, 당해 T₃에 10∼500초 유지한다.
T_C≤－60([Si]＋[Mn])＋775 (1)
T₁≥28.2[Si]＋7.95[Mn]－86.2α＋666 (2)
T₂≥T₁＋30 (3)
단, [Si], [Mn]은 상기 슬래브에 포함되는 Si 및 Mn 함유량을 나타낸다. 또한, α는 0.9 이상 1.5 이하이다. 또한, log(P_H2O/P_H2)는 log(H₂O의 분압(P_H2O)/H₂의 분압(P_H2))를 의미한다.
제1항에 있어서,
상기 열간 압연 공정으로 얻어진 열연판의, 강판 표면으로부터 10㎛ 이내의 강판 표층부에 생성된 Si 내부 산화물 및 Mn 내부 산화물의 합계가, 열간 압연 후의 권취 코일의 길이 방향 및 폭 방향의 중앙 위치에 있어서 산소량으로서 편면당 0.10g/㎡ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 A대 가열의 DFF형 가열로의 버너가 노즐믹스형 버너이고,
상기 B대 가열의 DFF형 가열로의 버너가 프리믹스형 버너인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 C대 가열에서, 상기 log(P_H2O/P_H2)가 하기식 (4)를 만족하는 것을 특징으로 하는 외관성과 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
0.6[Si]－3.4≤log(P_H2O/P_H2)≤0.8[Si]－2.7 (4)
단, [Si]는 강 중의 Si 함유량을 나타낸다.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 용융 아연 도금욕은 0.12∼0.17질량％의 Al을 함유하고,
상기 용융 아연 도금 처리 공정 후의 강판에 대하여, 하기식 (5)를 만족하는 합금화 온도 Ta에서 10∼60초간의 합금화 처리를 실시하는 합금화 처리 공정을 추가로 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
－45log(P_H2O/P_H2)＋395≤Ta≤－30log(P_H2O/P_H2)＋490 (5)
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 C대 가열 후에, 평균 냉각 속도가 10℃/sec 이상의 조건으로, 750℃에서 150∼350℃의 소정의 냉각 도달 온도 T₄(℃)까지 냉각한 후, 350∼600℃의 소정의 재가열 온도 T₅(℃)까지 가열하고, 당해 온도 T₅에서 10∼600초 유지하는 냉각 가열 공정을 추가로 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법을 실시하기 위한 제조 설비로서,
상기 제조 설비는 DFF형 가열로와 균열로를 갖는 연속 용융 도금 설비이고,
상기 DFF형 가열로의 전단(前段)에 노즐믹스형 버너, 후단에 프리믹스형 버너를 갖고,
상기 균열로가 라디언트 튜브형이며,
상기 노즐믹스형 버너는 상기 A대 가열에 이용되고, 상기 프리믹스형 버너는 상기 B대 가열에 이용되고, 상기 라디언트 튜브형의 균열로는 상기 C대 가열에서의 유지에 이용되는 것을 특징으로 하는 제조 설비.