KR101913989B1

KR101913989B1 - 용융 아연 도금 강판

Info

Publication number: KR101913989B1
Application number: KR1020177012050A
Authority: KR
Inventors: 히로유키 가와타; 다케시 야스이; 고헤이 우에다; 나오키 마루야마; 유지 야마구치; 사토시 우치다; 료스케 고마미; 하야토 아라이; 도요미츠 나카무라
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2014-11-05
Filing date: 2015-11-05
Publication date: 2018-10-31
Also published as: CN107148492B; TWI558820B; EP3216891A4; PL3216892T3; EP3216892B1; EP3216892A4; ES2748019T3; US20170314115A1; JP6365681B2; KR20170066552A; KR20170062500A; KR101918876B1; WO2016072478A1; JP6519028B2; WO2016072475A1; TWI601848B; TW201629245A; JPWO2016072475A1; EP3216891B1; CN107148491A

Abstract

모재 강판과 상기 모재 강판 중 적어도 한쪽의 표면에 형성된 용융 아연 도금층을 포함하고, 상기 용융 아연 도금층은, 상기 강판의 표면에, Fe 함유량이 0％ 초과 내지 5％ 이하이고, Al 함유량이 0％ 초과 내지 1.0％ 이하이고, ζ상을 포함하는 주상정을 포함하고, 또한 상기 용융 아연 도금층과 모재 강판의 전계면 중 20％ 이상이 ζ상으로 피복되며, 상기 용융 아연 도금층에 있어서, ζ 결정립 중 조대한 산화물이 존재하는 ζ 결정립과 모재 강판이 이루는 계면이, 상기 ζ상과 모재 강판의 전계면에 대하여 50％ 이하이고, 상기 모재 강판이, 특정한 화학 성분을 가지며, 상기 모재 강판과 상기 용융 아연 도금층의 계면에 직접 접하는 미세화층을 갖고, 상기 미세화층의 평균 두께가 0.1 내지 5.0㎛, 상기 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이 0.1 내지 3.0㎛이며, 상기 미세화층 중에 Si 및 Mn 중 1종 또는 2종 이상의 산화물을 함유하고, 상기 산화물의 최대 직경이 0.01 내지 0.4㎛이며, 상기 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 체적 분율로, 잔류 오스테나이트상을 1％ 이상 갖는 용융 아연 도금 강판.

Description

용융 아연 도금 강판{HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET}

본 발명은 도금 밀착성이 우수한 용융 아연 도금 강판에 관한 것이다.

본원은, 2014년 11월 05일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2014-225398호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

주로 자동차의 골격 부재에 사용되는 강판에 대해서, 고강도화의 요구가 높아지고 있다. 이들 고강도 강판에 있어서는, 높은 강도와 우수한 성형성을 얻기 위해서, 강도 향상에 기여하는 Si나 Mn으로 대표되는 합금 원소를 첨가하는 것이 일반적이다. 그러나, Si나 Mn으로 대표되는 합금 원소는 도금 밀착성을 저하시키는 작용도 갖는다.

또한, 자동차용 강판에 대해서는, 일반적으로 옥외에서 사용되기 때문에, 우수한 내식성이 요구되는 것이 통상적이다.

그런데, 자동차의 외판 등의 용도에 있어서는, 프레스 가공에 의해 판의 주변부에 심한 굽힘 가공(헴 굽힘)을 실시하는 것이 통상적이다. 또한 자동차 외판뿐만 아니라, 기타 용도에 있어서도, 프레스 가공에 의해 심한 굽힘 가공이나, 구멍 확장 가공 등을 실시하여 사용하는 경우가 많다. 그리고, 종래의 용융 아연 도금 강판에 심한 굽힘 가공이나 구멍 확장 가공 등을 실시한 경우, 그 가공 부분에서, 도금층이 모재 강판으로부터 박리되어 버리는 경우가 있었다. 이렇게 도금층이 박리되면, 그 개소의 내식성이 상실되어, 모재 강판에 조기 부식, 녹 발생이 일어나버리는 문제가 있다. 또한 도금층의 박리까지는 이르지 않더라도, 도금층과 모재 강판의 밀착성이 상실되어, 그 부분에 약간이라도 공극이 발생하면, 그 공극에 외기나 수분이 침입하여, 도금층에 의한 방식 기능이 상실된다. 그 결과, 상기와 동일하게 모재 강판에 조기 부식, 녹 발생이 일어나 버린다.

이러한 문제로부터, 심한 굽힘 가공 등을 실시하여 사용되는 고강도 강판으로서는, 모재 강판에 대한 도금층의 밀착성이 우수한 용융 아연 도금층을 구비한 도금 강판이 강하게 요망되고 있다.

도금층의 밀착성을 높이기 위해서, 예를 들어 특허 문헌 1 내지 3으로 대표되는 바와 같이, 강판의 내부에 산화물을 생성시켜, 도금 박리의 원인이 되는 지철과 도금층의 계면의 산화물을 저감시키는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 이러한 산화물을 강판 표층에서 생성시키는 경우, 강판 표층의 탄소가 산소와 결합되어 가스화된다. 그 결과, 탄소가 강판으로부터 이탈되기 때문에, 이 탄소가 이탈된 영역의 강도가 현저하게 저하되는 경우가 있다. 강판 표층의 강도가 저하된 경우, 표층부의 특성에 강하게 의존하는 내피로 특성은 열화되고, 피로 강도가 크게 저하될 우려가 있다.

또는, 도금층의 밀착성을 높이기 위해서, 특허 문헌 4에서는, 일반적인 어닐링 공정 전에 새로운 어닐링 공정 및 산세 공정을 추가하여 실시함으로써, 모재 강판 표면을 개질하여, 도금 밀착성을 높이는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 특허 문헌 4에 기재된 방법에서는, 일반적인 고강도 도금 강판의 제조 방법에 대하여, 공정이 증가되기 때문에, 비용면에서 과제가 있다.

또한, 특허 문헌 5에 있어서는, 모재 강판의 표층부로부터 탄소를 제거하고, 도금의 밀착성을 높이는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 특허 문헌 5에 기재된 방법에서는, 탄소를 제거한 영역의 강도가 현저하게 저하된다. 이 때문에, 특허 문헌 5에 기재된 방법은, 표층부의 특성에 강하게 의존하는 내피로 특성이 열화되어, 피로 강도가 크게 저하될 우려가 있다.

또한, 특허 문헌 6, 7에서는, 도금층 중의 Mn, Al 및 Si양을 적합한 범위로 제어하여, 도금 밀착성을 향상시킨 강판이 제안되어 있다. 특허 문헌 6, 7에 기재된 강판에서는, 제조시에 도금층 중의 원소량을 높은 정밀도로 제어할 필요가 있어, 조업상의 부하가 커지고, 비용면에서 과제가 있다.

도금 밀착성을 높이는 방법으로서, 특허 문헌 8에서는, 강판의 마이크로 조직이 페라이트만을 포함하는 고강도 강판이 제안되어 있다. 그러나, 특허 문헌 8에 기재된 강판에서는, 마이크로 조직이 연질 페라이트만이기 때문에, 충분히 높은 강도가 얻어지지 않는다.

여기서, 용융 아연 도금 처리 후에 합금화 처리를 실시한 합금화 용융 아연 도금 강판이 폭넓게 사용되고 있다. 합금화 처리는, 도금층을 Zn의 융점 이상의 온도로 가열하고, 다량의 Fe 원자를 모재 강판 내로부터 도금층 중에 확산시켜, 도금층을 Zn-Fe 합금 주체의 층으로 하는 처리이다. 예를 들어, 특허 문헌 9, 10, 11에는, 도금 밀착성이 우수한 합금화 용융 아연 도금 강판이 제안되어 있다. 그러나, 도금층을 충분히 합금화하는 데는, 강판을 고온으로 가열할 필요가 있다. 강판을 고온으로 가열하면, 강판 내부의 마이크로 조직이 변질되고, 특히 조대한 철계 탄화물이 생성되기 쉬워, 강판의 특성이 손상되는 경우가 있기 때문에 바람직하지 않다.

특허 문헌 12에는, 소지 강판이 Si, Mn, Al로 이루어지는 군에서 선택된 1종 이상을 포함하는 용융 아연 도금 강판이 기재되어 있다. 특허 문헌 12에는, 제조 공정에 있어서, 소지 강판의 도금욕 침입 온도를 제어하는 것이 기재되어 있다. 또한, 특허 문헌 12에는, 소지 강판과 도금층의 계면에 형성되어 있는 합금층에 있어서의 단면의 면적률을 규정한, 도금 밀착성 및 스폿 용접성이 우수한 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다.

특허 문헌 12에는, 표면에 Si, Mn 산화물이 존재하고 있는 강판을, 용융 아연 도금욕에 침입시키면, 아연 도금이 실시되지 않는 미도금이 다량 발생하는 것이 기술되어 있다. 그러나, 특허 문헌 12에는, Si, Mn 산화물을 도금 개시까지 저감시키는 기술은 개시되어 있지 않다. 또한, 특허 문헌 12에서는, 소지 강판의 도금욕 침입 온도를, 용융 아연 도금욕 온도보다 높게 한다. 용융 아연 도금욕 중의 Al 함유량에 따라 다르지만, 최저라도 소지 강판의 도금욕 침입 온도를, 용융 아연 도금욕 온도보다 4℃ 넘게 높이고, 최고로 28℃ 높게 하고 있다. 이 때문에, 특허 문헌 12에서는, 욕 온도의 안정성, 게다가 제품의 특성의 균일성이 불충분해지는 경우가 있었다.

일본 특허 공개 2008-019465호 공보 일본 특허 공개 2005-060742호 공보 일본 특허 공개 평9-176815호 공보 일본 특허 공개 2001-026853호 공보 일본 특허 공개 2002-088459호 공보 일본 특허 공개 2003-055751호 공보 일본 특허 공개 2003-096541호 공보 일본 특허 공개 2005-200750호 공보 일본 특허 공개 평11-140587호 공보 일본 특허 공개 2001-303226호 공보 일본 특허 공개 2005-060743호 공보 일본 특허 공표 2013-541645호 공보

이상과 같은 현 상황을 감안하여, 본 발명은, 강도, 연성, 구멍 확장성, 스폿 용접성, 도금 밀착성이 우수한 용융 아연 도금 강판의 제공을 과제로 한다.

본 발명자들은, 도금 밀착성이 우수한 용융 아연 도금 강판을 얻기 위해 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, 본 발명자들은, 도금층 중에 ζ상(FeZn₁₃)을 생성시켜, 파괴의 기점인 조대한 산화물을 그 내부에 도입함으로써 도금 박리를 억제하는 것을 알아내었다. 이에 의해, 도금층의 합금화 처리를 행하지 않고, 도금 밀착성이 우수한 용융 아연 도금 강판이 얻어진다.

본 발명은, 이러한 지견에 기초하여 완성시킨 것이며, 그 형태는 이하와 같다.

(1) 모재 강판과 상기 모재 강판 중 적어도 한쪽의 표면에 형성된 용융 아연 도금층을 포함하고,

상기 용융 아연 도금층은, 상기 강판의 표면에, Fe 함유량이 0％ 초과 내지 5％ 이하이고, Al 함유량이 0％ 초과 내지 1.0％ 이하이고, ζ상을 포함하는 주상정을 포함하고, 또한 상기 용융 아연 도금층과 모재 강판의 전계면 중 20％ 이상이 ζ상으로 피복되며, 상기 용융 아연 도금층에 있어서, ζ 결정립 중 조대한 산화물이 존재하는 ζ 결정립과 모재 강판이 이루는 계면이, 상기 ζ상과 모재 강판의 전계면에 대하여 50％ 이하이고,

상기 모재 강판이, 질량％로,

C: 0.040 내지 0.400％,

Si: 0.05 내지 2.50％,

Mn: 0.50 내지 3.50％,

P: 0.0001 내지 0.1000％,

S: 0.0001 내지 0.0100％,

Al: 0.001 내지 1.500％,

N: 0.0001 내지 0.0100％,

O: 0.0001 내지 0.0100％,

Si+0.7Al≥0.30(식 중의 원소 기호는, 그 원소의 함유량(질량％)을 나타냄)을 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물을 포함하는 화학 성분을 갖고,

상기 모재 강판과 상기 용융 아연 도금층의 계면에 직접 접하는 미세화층을 갖고, 상기 미세화층의 평균 두께가 0.1 내지 5.0㎛, 상기 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이 0.1 내지 3.0㎛이며, 상기 미세화층 중에 Si 및 Mn 중 1종 또는 2종 이상의 산화물을 함유하고, 상기 산화물의 최대 직경이 0.01 내지 0.4㎛이며,

상기 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 체적 분율로, 잔류 오스테나이트상을 1％ 이상 갖는 용융 아연 도금 강판.

(2) 상기 용융 아연 도금층에 대해서, 상기 모재 강판의 편면에 있어서의 도금 부착량이 10g/m² 이상, 100g/m² 이하인, (1)에 기재된 용융 아연 도금 강판.

(3) 상기 모재 강판이, 질량％로, 또한,

Ti: 0.001 내지 0.150％,

Nb: 0.001 내지 0.100％,

V: 0.001 내지 0.300％

중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는, (1) 또는 (2)에 기재된 용융 아연 도금 강판.

(4) 상기 모재 강판이, 질량％로, 또한,

Cr: 0.01 내지 2.00％,

Ni: 0.01 내지 2.00％,

Cu: 0.01 내지 2.00％,

Mo: 0.01 내지 2.00％,

B: 0.0001 내지 0.0100％,

W: 0.01 내지 2.00％

중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는, (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 용융 아연 도금 강판.

(5) 상기 모재 강판이, 질량％로, 또한,

Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.0100％ 함유하는, (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 용융 아연 도금 강판.

본 발명의 상기 형태에 의하면, 강도, 연성, 구멍 확장성, 스폿 용접성, 도금 밀착성이 우수한 용융 아연 도금 강판을 제공할 수 있다.

도 1은, 본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 단면 중, 용융 아연 도금층/모재 강판 계면을 포함하는 근방의 단면 주사형 전자 현미경(SEM) 사진이다.
도 2는, 본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 단면 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM) 사진이다.

본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판은, 모재 강판(이하, 간단히 강판이라고도 기재함)과 강판 중 적어도 한쪽의 표면에 형성된 용융 아연 도금층(이하, 간단히 도금층이라고도 기재함)을 포함한다.

도금층은, Fe 함유량이 0％ 초과 내지 5％ 이하이고, Al 함유량이 0％ 초과 내지 1.0％ 이하이고, ζ상을 포함하는 주상정을 포함한다. 도금층은, 도금층과 모재 강판의 전계면 중 20％ 이상이 ζ상으로 피복되며, ζ상과 모재 강판의 계면 가운데 조대한 산화물이 존재하는 ζ 결정립과 모재 강판이 이루는 계면의 비율이 50％ 이하이다.

먼저, 본 발명의 실시 형태의 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판을 구성하는 아연 도금층에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서의 [％]는 [질량％]이다.

(도금층)

본 발명의 실시 형태에 있어서는, 용융 아연 도금층은, Fe 함유량이 0％ 초과 내지 5.0％ 이하이고, Al 함유량이 0％ 초과 내지 1.0％ 이하이다. 또한, 용융 아연 도금층은 Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, REM 중 1종 또는 2종 이상을 함유 또는 혼입하는 것이어도 된다. 이와 같이, 용융 아연 도금층이, 상기 원소 중 1종 또는 2종 이상을 함유 또는 혼입하는 것이어도, 본 발명의 효과는 손상되지 않고, 그 함유량에 따라서는 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다.

또한, 본 실시 형태에 있어서는, 용융 아연 도금층은 ζ상을 포함하는 주상정을 포함하고, 도금층과 모재 강판의 전계면 중 20％ 이상이 ζ상으로 피복되어 있는 것을 특징으로 한다.

또한, 모재 강판의 편면에 있어서의 용융 아연 도금층의 부착량은 10g/m² 이상, 100g/m² 이하인 것이 바람직하다.

[용융 아연 도금층에 있어서의 Fe 함유량: 0％ 초과 내지 5.0％ 이하]

용융 아연 도금층에 있어서의 Fe 함유량이 높아지면 도금 밀착성이 열화되는 점에서, Fe 함유량을 5.0％ 이하로 할 필요가 있다. 도금 밀착성을 더욱 높이기 위해서, 도금층 중의 Fe 함유량은 4.0％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 3％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 도금층 중의 Fe 함유량의 하한은 0％ 초과로 한다. Fe 함유량이 0.5％ 미만이면, 밀착성을 개선하기 위해 필요한 ζ상을 충분히 얻지 못하는 경우가 있다. 이 때문에, 도금층 중의 Fe 함유량은 0.5％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1.0％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

[용융 아연 도금층에 있어서의 Al 함유량: 0％ 초과 내지 1.0％ 이하]

용융 아연 도금층에 있어서의 Al 함유량이 높아지면 도금 밀착성이 열화되는 점에서, Al 함유량을 1.0％ 이하로 할 필요가 있다. 도금 밀착성을 더욱 높이기 위해서, 도금층 중의 Al 함유량은 0.8％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.5％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 도금층 중의 Al 함유량의 하한은 0％ 초과로 한다. Al 함유량을 0.01％ 미만으로 하기 위해서는, 도금욕 중의 Al 농도를 극단적으로 낮출 필요가 있다. 도금욕 중의 Al 농도를 극단적으로 낮추면, 도금층의 합금화가 과도하게 진행됨으로써 도금층 중의 Fe 함유량이 증가하여 도금 밀착성이 열화된다. 이 때문에, 도금층 중의 Al 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이러한 관점에서, 도금층 중의 Al 함유량은 0.05％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 용융 아연 도금층은 Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, REM 중 1종 또는 2종 이상을 함유 또는 혼입하는 것이어도 된다. 용융 아연 도금층이, 상기 원소에 1종 또는 2종 이상을 함유 또는 혼입하는 것이어도, 본 발명의 효과는 손상되지 않고, 그 함유량에 따라서는 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다.

「ζ상」

도 1에, 본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 단면 주사형 전자 현미경(SEM) 사진을 나타낸다. 도 1에 도시하는 대로, 본 발명의 용융 아연 도금층은, Fe와 Zn의 합금인 ζ상(FeZn₁₃)을 포함하는 주상정을 포함한다. 특히 도금층과 모재 강판의 모든 계면 중, ζ상이 모재 강판과 접하고 있는 계면의 비율이 20％ 이상인 것을 특징으로 한다. 이에 의해, 박리의 기점으로서 작용할 수 있는 Si 및/또는 Mn을 포함하는 긴 직경 0.2㎛ 이상의 조대한 산화물이, 모재 강판 표면으로부터 ζ상 내부에 도입된다. 이에 의해 조대한 산화물이 파괴의 기점으로서 작용하기 어려워져, 도금층의 밀착성이 향상된다. 이러한 관점에서, ζ상과 모재 강판의 계면이 도금층과 모재 강판의 모든 계면에 대하여 차지하는 비율은, 25％ 이상인 것이 바람직하고, 30％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, ζ상과 모재 강판의 계면이 도금층과 모재 강판의 모든 계면에 차지하는 비율의 상한은 특별히 정해져 있지 않고, 100％이어도 상관없다. 또한, Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물의 긴 직경이 0.2㎛ 이상이면, 산화물을 기점으로 하는 균열이 현저해지고, 긴 직경이 0.2㎛ 미만이면, 균열의 기점으로서 작용하기 어려워진다. 이것은, 용융 아연 도금 강판의 변형시에 있어서의 응력 집중의 정도가, 산화물의 크기에 따라 변화되기 때문이다. 구체적으로는, 산화물이 클수록(긴 직경이 길수록), 변형시에 응력이 집중되기 쉬워져, 도금층이 박리되기 쉬워진다.

한편, Si 및/또는 Mn을 포함하는 조대 산화물이 ζ상에 도입되지 않고, ζ상과 모재 강판의 계면에 조대 산화물이 존재하면, ζ상에 의한 도금 밀착성의 향상 효과를 충분히 얻지 못하므로, 바람직하지 않다. 이 때문에, ζ상의 결정(ζ 결정립) 중 조대 산화물이 존재하는 ζ 결정립(조대 산화물 함유 ζ 결정립)과 모재 강판의 계면의 비율을, ζ상과 모재 강판의 모든 계면에 대하여 50％ 이하로 한다. 조대 산화물 함유 ζ 결정립과 모재 강판의 계면의 비율이 50％ 이하인 경우, ζ상에 도입되지 않고 존재하는 Si 및/또는 Mn을 포함하는 조대 산화물이 충분히 적어진다. 또한, 조대 산화물 함유 ζ 결정립과 모재 강판의 계면의 비율은, ζ상과 모재 강판의 모든 계면에 대하여 35％ 이하인 것이 바람직하다. ζ상과 모재 강판의 계면에는, 긴 직경 0.2㎛ 이상의 조대 산화물이 적을수록 바람직하다. ζ상과 모재 강판의 모든 계면 중, 조대 산화물 함유 ζ 결정립이 모재 강판과 이루는 계면의 비율이 0％인 것이 가장 바람직하다.

또한, 용융 아연 도금층은 δ1상(FeZn₇)을 포함해도 상관없다. 그러나, δ1상의 분율을 높이는 데는, 모재 강판을 도금욕에 침지 후, 모재 강판을 가열하여 도금층의 합금화를 진행시킬 필요가 있고, 가열에 의해 모재 강판의 인장 특성이 열화된다. 이러한 관점에서, δ1상의 분율은 작은 것이 바람직하다. 특히 도금층과 모재 강판의 모든 계면 중, δ1상이 모재 강판과 접하고 있는 계면의 비율을 20％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서의 ζ상과 모재 강판의 계면이 도금층과 모재 강판의 모든 계면에 차지하는 비율, 및 δ1상과 모재 강판의 계면이 도금층과 모재 강판의 모든 계면에 차지하는 비율은, 이하의 요령으로 구할 수 있다.

즉, 용융 아연 도금 강판으로부터, 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취한다. 관찰면을 경면 연마하고, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)을 사용하여, 관찰한 도금층과 모재 강판의 계면의 길이 합계 L이 200㎛ 이상으로 될 때까지 관찰한다. 계면의 길이 합계 L이 200㎛ 이상으로 될 때까지 관찰한다는 것은, 1개의 판 두께 단면 내를 L이 200㎛ 이상으로 될 때까지 관찰해도 되고, 복수의 판 두께 단면 내를 L이 200㎛ 이상이 될 때까지 관찰해도 된다.

상기 L을 관찰한 시야와 동일한 시야에 있어서, 주상을 나타내는 결정립은 ζ상 또는 δ1상이며, ζ상 및 δ1상과 모재 강판의 계면의 길이 합계 L1을 측정한다. 계속해서, 상기 L1을 관찰한 시야와 동일한 시야에 있어서, FE-SEM을 사용한 EBSD(Electron Bach-Scattering Diffraction)법에 의한 고분해능 결정 방위 해석을 행하고, δ1상의 동정을 행하여, δ1상과 모재 강판의 계면의 길이 합계 L2를 구한다.

(L1-L2)/L로써, ζ상과 모재 강판의 계면이 도금층과 모재 강판의 모든 계면에 차지하는 비율로 간주한다.

마찬가지로, L2/L로써, δ1상과 모재 강판의 계면이 도금층과 모재 강판의 모든 계면에 차지하는 비율로 간주한다.

또한, ζ상과 δ1상의 분리는, 상기 EBSD법 이외의 방법에 의해 행해도 상관없다. 예를 들어, 전계 방사형 전자 프로브 미소 분석기(FE-EPMA: Field Emission Electron Probe Micro Analyser)에 의해, 도금층 중의 Zn 원소 맵핑을 행하고, Zn양의 차이로써 ζ상과 δ1상의 판별을 행해도 상관없다.

또한, ζ상의 결정(ζ 결정립) 중, 조대 산화물이 존재하는 ζ 결정립(조대 산화물 함유 ζ 결정립)과 모재 강판의 계면의 비율은, 이하의 요령으로 구한다. 즉, L을 관찰한 시야와 동일한 시야에 있어서, ζ상과 모재 강판의 계면을 관찰하고, ζ상과 모재 강판의 계면에 긴 직경 0.2㎛ 이상의 조대 산화물이 있는 ζ 결정립(조대 산화물 함유 ζ 결정립)을 구한다. 도금층의 ζ상과 모재 강판의 계면에 존재하는 산화물은, SEM의 반사 전자(BSE)상에 있어서 주위와 비교하여 어둡게 보인다. 이 때문에, 도금층의 ζ상과 모재 강판의 계면에 산화물이 존재하고 있는지의 여부는, L을 관찰한 시야와 동일한 시야에서의 SEM의 반사 전자(BSE)상을 관찰하고, 주위와의 밝기 차이에 의해 판별한다. 또한, 판별한 각 산화물에 대해서, 관찰면 상에서의 긴 직경을 측정하고, 긴 직경이 0.2㎛ 이상인 것을 조대 산화물이라고 판별한다. 그리고, 조대 산화물 함유 ζ 결정립과 모재 강판의 계면의 길이를 구하고, 그 계면의 길이의 합계 L**를 얻는다. L**/(L1-L2)를 구함으로써, ζ상과 모재 강판의 모든 계면 중, 조대 산화물 함유 ζ 결정립이 모재 강판과 이루는 계면의 비율이 얻어진다.

또한, ζ상을 선명하게 나타내기 위해서, 시료의 관찰면을 경면 연마한 후에, 나이탈 등의 부식액을 사용하여 관찰면의 부식을 실시해도 상관없다.

[용융 아연 도금의 부착량: 10 내지 100g/m²]

용융 아연 도금층의 모재 강판 편면에 대한 부착량이 적으면, 충분한 내식성을 얻지 못할 우려가 있다. 이 때문에, 도금층의 모재 강판 편면에 대한 부착량은 10g/m² 이상으로 하는 것이 바람직하다. 내식성의 관점에서, 부착량은 20g/m² 이상이 보다 바람직하고, 30g/m² 이상이 더욱 바람직하다. 한편, 도금층의 부착량이 많으면, 스폿 용접을 행했을 때의 전극의 손모가 심해지고, 연속해서 용접을 행했을 때에 용융 너깃 직경의 감소나 용접 조인트 강도의 열화가 일어날 우려가 있다. 이 때문에, 도금층의 부착량을 100g/m² 이하로 하는 것이 바람직하다. 연속 용접성의 관점에서, 부착량은 93g/m² 이하인 것이 보다 바람직하고, 85g/m² 이하인 것이 더욱 바람직하다.

본 발명의 용융 아연 도금 강판은, 상기 도금층을 구비하고, 모재 강판이 이하에 나타내는 미세화층을 갖는다.

미세화층이란, 최표층에 존재하는 페라이트상의 평균 입경이, 그 하층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경의 1/2 이하로 되어 있는 영역이다. 미세화층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이, 그 하층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경의 1/2 초과로 되는 경계를, 미세화층과 그 하층의 경계라고 정의한다.

미세화층은, 모재 강판과 용융 아연 도금층의 계면에 직접 접한다. 미세화층의 평균 두께는 0.1 내지 5.0㎛이다. 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경은 0.1 내지 3.0㎛이다. 미세화층 중에, Si 및 Mn 중 1종 또는 2종 이상의 산화물을 함유하고, 산화물의 최대 직경이 0.01 내지 0.4㎛이다.

미세화층의 평균 두께가 0.1㎛ 이상이면, 용융 아연 도금 강판을 가공할 때에, 크랙의 발생이나 신전이 억제된다. 이 때문에, 미세화층의 평균 두께는 0.1㎛ 이상으로 하고, 1.0㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 평균 두께가 5.0㎛ 이하인 미세화층은, 도금욕 중에서의 과도한 합금화를 억제하면서 형성할 수 있다. 따라서, 도금층 중의 Fe 함유량이 과도하게 큰 것으로 인한 도금 밀착성의 저하를 방지할 수 있다. 이 때문에, 미세화층의 평균 두께는 5.0㎛ 이하로 하고, 3.0㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.

미세화층 내의 페라이트상의 평균 입경을 0.1㎛ 이상으로 함으로써, 용융 아연 도금 강판을 가공할 때에, 크랙의 발생이나 신전이 억제된다. 이 때문에, 미세화층 내의 페라이트상의 평균 입경은 0.1㎛ 이상으로 하고, 1.0㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 미세화층 내의 페라이트상의 평균 입경을 3.0㎛ 초과로 하면, 크랙의 발생이나 신전을 억제하는 효과가 한정적으로 된다. 그로 인해, 미세화층 내의 페라이트상의 평균 입경은 3.0㎛ 이하로 하고, 2.0㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.

미세화층 중에 함유하는 Si 및 Mn 중 1종 또는 2종 이상의 산화물로서는, 예를 들어 SiO₂, Mn₂SiO₄, MnSiO₃, Fe₂SiO₄, FeSiO₃, MnO 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 들 수 있다.

미세화층 중에 함유하는 Si 및 Mn 중 1종 또는 2종 이상의 산화물 최대 직경이 0.01㎛ 이상이면, 미세화층을 형성함과 함께, ζ상의 생성이 충분히 촉진된 도금층을 형성할 수 있다. 상기 산화물의 최대 직경은, 0.05㎛ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 상기 산화물 최대 직경이 0.4㎛ 이하인 미세화층은, 도금층의 과도한 합금화를 억제하면서 형성할 수 있다. 상기 산화물의 최대 직경은, 0.2㎛ 이하인 것이 바람직하다.

미세화층의 평균 두께 및 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경은, 이하에 나타내는 방법에 의해 측정한다. 용융 아연 도금 강판으로부터, 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취한다. 시료의 관찰면을 CP(Cross section polisher) 장치에 의해 가공하고, FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscopy)에서의 반사 전자상을 5000배로 관찰하여 측정한다.

미세화층 중에 함유되는 Si 및 Mn 중 1종 또는 2종 이상의 산화물 최대 직경은, 이하에 나타내는 방법에 의해 측정한다. 용융 아연 도금 강판으로부터, 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취한다. 시료의 관찰면을 FIB(Focused Ion Beam) 가공하여 박막 시료를 제조한다. 그 후, 박막 시료를 FE-TEM(Field Emission Transmission Electron Microscopy)을 사용해서 30000배로 관찰한다. 각 박막 시료에 대해서 5시야 관찰하고, 전체 시야에서 계측된 산화물의 직경 최댓값을, 당해 박막 시료에 있어서의 산화물의 최대 직경으로 한다.

하기에 본 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판을 구성하는 모재 강판의 화학 성분(조성)에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서의 [％]는 [질량％]이다.

[C: 0.040 내지 0.400％]

C는, 모재 강판의 강도를 높이기 위해 첨가되는 원소이다. 그러나, C의 함유량이 0.400％를 초과하면, 스폿 용접성이 열화되어, 바람직하지 않기 때문에, C 함유량은 0.400％ 이하로 한다. 또한, 스폿 용접성의 관점에서, C의 함유량은 0.300％ 이하인 것이 바람직하고, 0.220％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, C의 함유량이 0.040％ 미만이면, 강도가 저하되고, 충분한 인장 최대 강도를 확보하는 것이 곤란해지기 때문에, C 함유량은 0.040％ 이상으로 한다. 또한, 강도를 한층 더 높이기 위해서는, C의 함유량은 0.055％ 이상인 것이 바람직하고, 0.070％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

[Si: 0.05 내지 2.50％]

Si는, 모재 강판에 있어서의 철계 탄화물의 생성을 억제하고, 강도와 성형성을 높이는 원소이다. 그러나, Si는 강재를 취화시키는 원소이어서, 그 함유량이 2.50％를 초과하면, 주조된 슬래브가 깨지는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, Si의 함유량은 2.50％ 이하로 한다. 또한, Si는 어닐링 공정에 있어서 모재 강판의 표면에 산화물을 형성하여, 도금의 밀착성을 현저하게 손상시킨다. 이러한 관점에서, Si의 함유량은 2.00％ 이하인 것이 바람직하고, 1.60％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Si의 함유량이 0.05％ 미만이면, 용융 아연 도금 강판의 도금 공정에 있어서, 조대한 철계 탄화물이 다량으로 생성되어, 강도 및 성형성이 열화된다. 이 때문에, Si의 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. 또한, 철계 탄화물의 생성을 억제하는 관점에서, Si의 함유량은 0.10％ 이상인 것이 바람직하고, 0.25％ 이상이 보다 바람직하다.

[Mn: 0.50 내지 3.50％]

Mn은, 모재 강판의 ?칭성을 높임으로써 강도를 높이기 위해 첨가된다. 그러나, Mn의 함유량이 3.50％를 초과하면, 모재 강판의 판 두께 중앙부에 조대한 Mn 농화부가 발생하고, 취화가 일어나기 쉬워져, 주조된 슬래브가 깨지는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 그로 인해, Mn의 함유량은 3.50％ 이하로 한다. 또한, Mn의 함유량이 증대되면, 스폿 용접성도 열화된다. 이 때문에, Mn의 함유량은 3.00％ 이하인 것이 바람직하고, 2.80％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Mn의 함유량이 0.50％ 미만이면, 어닐링 후의 냉각 중에 연질 조직이 다량으로 형성되기 때문에, 충분히 높은 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, Mn의 함유량은 0.50％ 이상으로 한다. 강도를 더욱 높이기 위해서는, Mn의 함유량은 0.80％ 이상인 것이 바람직하고, 1.00％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

[P: 0.0001 내지 0.1000％]

P는, 강재를 취화시키는 원소이며, 또한 P의 함유량이 0.1000％를 초과하면, 주조된 슬래브가 깨지는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, P의 함유량은 0.1000％ 이하로 한다. 또한, P는 스폿 용접에 의해 발생하는 용융부를 취화시키는 원소이며, 충분한 용접 조인트 강도를 얻기 위해서는, P의 함유량은 0.0400％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0200％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, P의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반한다. 이 때문에, P의 함유량은, 0.0001％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.0010％ 이상으로 한다.

[S: 0.0001 내지 0.0100％]

S는, Mn과 결합하여 조대한 MnS를 형성하고, 연성, 신장 플랜지성 및 굽힘성이라는 성형성을 저하시키는 원소이다. 이 때문에, S의 함유량을 0.0100％ 이하로 한다. 또한 S는, 스폿 용접성을 열화시키는 원소이기도 하다. 이 때문에, S 함유량은 0.0060％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0035％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, S의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반한다. 이 때문에, S의 함유량은, 0.0001％ 이상으로 하고, 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

[Al: 0.001 내지 1.500％]

Al은, 강재를 취화시키는 원소이다. Al의 함유량이 1.500％를 초과하면, 주조된 슬래브가 깨지는 등의 트러블이 생기기 쉬워지기 때문에, Al의 함유량은 1.500％ 이하로 한다. 또한, Al의 함유량이 증가하면, 스폿 용접성이 악화되기 때문에, Al의 함유량은 1.200％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.000％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Al의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Al은 원료 중에 미량으로 존재하는 불가피 불순물이며, 그 함유량을 0.001％ 미만으로 하기 위해서는 제조 비용의 대폭적인 증가가 수반된다. 이 때문에, Al 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. 또한 Al은, 탈산재로서도 유효한 원소이지만, 탈산의 효과를, 보다 충분히 얻기 위해서는, Al의 함유량은 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

[N: 0.0001 내지 0.0100％]

N은, 조대한 질화물을 형성하고, 연성, 신장 플랜지성 및 굽힘성이라는 성형성을 열화시키는 원소이기 때문에, 그 첨가량을 억제하는 것이 바람직하다. N의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 성형성의 열화가 현저해지므로, N 함유량의 상한을 0.0100％로 한다. 또한 N의 과잉 첨가는, 용접시의 블로우 홀 발생의 원인이 되기 때문에, 함유량은 적은 것이 좋다. 이러한 관점에서, N 함유량은 0.0070％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0050％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, N의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, N의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 때문에, N 함유량의 하한은 0.0001％ 이상으로 한다. N 함유량은 0.0003％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

[O: 0.0001 내지 0.0100％]

O는, 산화물을 형성하고, 연성, 신장 플랜지성 및 굽힘성이라는 성형성을 열화시키는 점에서, 함유량을 억제하는 것이 바람직하다. O의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 성형성의 열화가 현저해지므로, O 함유량의 상한을 0.0100％로 한다. 또한 O의 함유량은 0.0050％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0030％ 이하인 것이 보다 바람직하다. O의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, O의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반한다. 이 때문에, 0.0001％를 하한으로 한다. O 함유량은 0.0003％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

[Si+0.7Al≥0.30]

Si 및 Al은, 베이나이트 변태에 따른 탄화물의 생성을 억제하는 원소이다. 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는, Si 및/또는 Al을 일정량 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 이러한 관점에서 Si의 첨가량과 Al의 첨가량은 하기 식 2를 충족시킬 필요가 있다. 하기 식 2의 좌변(Si+0.7Al)의 값은 0.45 이상인 것이 바람직하고, 0.70 이상인 것이 보다 바람직하다.

Si+0.7Al≥0.30 … (식 2)

단, 식 2의 Si 및 Al은 각각의 원소의 첨가량[질량％]으로 한다.

또한, 본 발명의 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 모재 강판에는, 필요에 따라 이하의 원소가 첨가되어 있어도 된다.

구체적으로는, 상기 화학 성분에 더하여, Ti: 0.001 내지 0.150％, Nb: 0.001 내지 0.100％, V: 0.001 내지 0.300％ 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

[Ti: 0.001 내지 0.150％]

Ti는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화, 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 모재 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Ti의 함유량이 0.150％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화되기 때문에, Ti의 함유량은 0.150％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 성형성의 관점에서, Ti의 함유량은 0.080％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Ti의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘된다. Ti 첨가에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ti의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 모재 강판의 더 한층의 고강도화를 위해서는, Ti의 함유량은 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

[Nb: 0.001 내지 0.100％]

Nb는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화, 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 모재 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Nb의 함유량이 0.100％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화되기 때문에, Nb의 함유량은 0.100％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 성형성의 관점에서, Nb의 함유량은 0.060％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Nb의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘된다. Nb 첨가에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Nb의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 모재 강판의 더 한층의 고강도화를 위해서는, Nb의 함유량은 0.005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

[V: 0.001 내지 0.300％]

V는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 모재 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, V의 함유량이 0.300％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화된다. 이 때문에, V의 함유량은 0.300％ 이하인 것이 바람직하고, 0.200％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 한편, V의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘된다. V의 첨가에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, V의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

또한, 본 실시 형태에 따른 모재 강판에 있어서는, 또한 Cr: 0.01 내지 2.00％, Ni: 0.01 내지 2.00％, Cu: 0.01 내지 2.00％, Mo: 0.01 내지 2.00％, B: 0.0001 내지 0.0100％, W: 0.01 내지 2.00％ 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

[Cr: 0.01 내지 2.00％]

Cr은, 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신해서 첨가해도 된다. 그러나, Cr의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다. 이 때문에, Cr의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Cr의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘된다. Cr 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

[Ni: 0.01 내지 2.00％]

Ni는, 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신해서 첨가해도 된다. 그러나, Ni의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상된다. 이 때문에, Ni의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Ni의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘된다. Ni 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

[Cu: 0.01 내지 2.00％]

Cu는, 미세한 입자로서 강 중에 존재함으로써 강도를 높이는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신해서 첨가할 수 있다. 그러나, Cu의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상된다. 이 때문에, Cu의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Cu의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘된다. Cu 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cu의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

[Mo: 0.01 내지 2.00％]

Mo는, 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신해서 첨가해도 된다. 그러나, Mo의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다. 이 때문에, Mo의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Mo의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘된다. Mo 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mo의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.05％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

[B: 0.0001 내지 0.0100％]

B는, 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신해서 첨가해도 된다. 그러나, B의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되는 점에서, B의 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 생산성의 관점에서는, B의 함유량은 0.0050％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, B의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘된다. B의 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더 한층의 고강도화를 위해서는, B의 함유량이 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

[W: 0.01 내지 2.00％]

W는, 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부를 대신해서 첨가해도 된다. 그러나, W의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다. 이 때문에, W의 함유량은 2.00％ 이하가 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 한편, W의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과는 발휘된다. W에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, W의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

또한 본 발명의 실시 형태의 용융 아연 도금 강판에 있어서의 모재 강판에는, 기타 원소로서, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM 중 1종 또는 2종 이상이 합계로 0.0001 내지 0.0100％ 함유되어 있어도 된다. 이들 원소의 첨가 이유는 다음과 같다.

또한, REM이란, Rare Earth Metal의 약어이며, 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리킨다. 본 발명의 실시 형태에 있어서, REM이나 Ce는 미슈 메탈로써 첨가되는 경우가 많고, La나 Ce 이외에 란타노이드 계열의 원소를 복합해서 함유하는 경우가 있다. 불가피 불순물로서, 이들 La나 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 포함한다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다. 또한, 금속 La나 Ce를 첨가한다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다.

Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM은, 성형성의 개선에 유효한 원소이며, 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다. 그러나, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM 중 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.0100％를 초과하면, 연성을 손상시킬 우려가 있다. 이 때문에, 각 원소의 함유량의 합계는 0.0100％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0070％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM 중 1종 또는 2종 이상의 함유량 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘된다. 모재 강판의 성형성을 개선하는 효과를 충분히 얻기 위해서는, 이들 각 원소의 함유량의 합계는 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. 성형성의 관점에서는, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM 중 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.0010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

본 실시 형태에 따른 도금 강판의 모재 강판에 있어서의 화학 성분에 있어서, 이상 설명한 각 원소의 잔부는, Fe 및 불가피 불순물이다. 또한, 전술한 Ti, Nb, V, Cr, Ni, Cu, Mo, B, W에 대해서는, 모두 각각의 상기 하한값 미만의 미량을 불순물로서 함유하고 있는 것은 허용된다. 또한, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM에 대해서도, 그 합계량의 하한값 미만의 극미량을 불순물로서 함유하고 있는 것은 허용된다.

(마이크로 조직)

이어서, 본 발명의 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 모재 강판의 마이크로 조직에 대하여 설명한다.

「잔류 오스테나이트」

본 발명의 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 모재 강판은, 잔류 오스테나이트상을 포함한다. 잔류 오스테나이트는, 강도-연성 밸런스를 크게 높이는 조직이다. 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 1％ 미만이면, 강도-연성 밸런스를 높이는 효과가 작다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 1％ 이상으로 한다. 강도-연성 밸런스를 높이기 위해서, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 3％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 5％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 대량의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는, 첨가하는 C양을 대폭으로 증가시킬 필요가 있고, 그 결과, 다량의 C에 의해 용접성을 현저하게 손상시킬 우려가 있다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 25％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 잔류 오스테나이트는 변형에 따라 경질 마르텐사이트로 변태되고, 그 마르텐사이트가 파괴의 기점으로서 작용함으로써, 신장 플랜지성이 열화된다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 20％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

본 발명의 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 모재 강판은, 잔류 오스테나이트 이외에, 입상 페라이트, 바늘 형상 페라이트, 미재결정 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 베이니틱페라이트, 마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트, 조대 시멘타이트 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 마이크로 조직을 가져도 된다. 모재 강판은, 용융 아연 도금 강판의 용도에 따른 특성을 얻기 위해서, 각 상, 각 조직의 체적 분율의 내역, 조직 사이즈, 배치를 적절히 선택할 수 있다.

본 발명의 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 모재 강판에 포함되는 각 조직의 체적 분율은, 예를 들어 이하에 나타내는 방법에 의해 측정할 수 있다.

본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판의 모재 강판 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, X선 회절법에 의해 평가한다. 판 두께의 표면으로부터 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 판면에 평행한 면을 경면으로 마무리하고, X선 회절법에 의해 FCC철의 면적 분율을 측정하여, 그것으로써 잔류 오스테나이트의 체적 분율로 한다.

본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판의 모재 강판 조직에 포함되는 페라이트, 베이니틱페라이트, 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 펄라이트 및 조대 시멘타이트의 체적 분율은, 이하에 나타내는 방법에 의해 산출한다. 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여, 시료를 채취한다. 시료의 관찰면을 연마, 나이탈 에칭시킨다. 관찰면의 판 두께의 1/4를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위를 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰하여 면적 분율을 측정하고, 그것으로써 체적 분율로 간주한다.

또한, 본 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판에 있어서, 모재 강판의 판 두께는 특별히 한정되지 않지만, 용융 아연 도금 강판의 평탄성, 냉각시의 제어성의 관점에서, 모재 강판의 판 두께는 0.6mm 이상, 5.0mm 미만의 범위가 적합하다.

(용융 아연 도금 강판의 제조 방법)

이어서, 본 발명의 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세하게 설명한다.

본 실시 형태에 따른 도금 강판의 제조 방법은, 어닐링 공정과, 도금 공정과, 도금 후 냉각 공정을 구비하고, 어닐링 공정과 상기 도금 공정의 사이, 및/또는 도금 후 냉각 공정에 있어서, 잔류 오스테나이트를 얻기 위하여 후술하는 베이나이트 변태 처리를 행한다.

어닐링 공정은, 모재 강판을, 600 내지 750℃ 사이의 평균 가열 속도를 1.0℃/초 이상으로 하여, 750℃ 이상까지 가열한다. 도금 공정은, 도금욕 온도를 450 내지 470℃, 도금욕 진입시의 강판 온도를 440 내지 480℃, 도금욕 중에 있어서의 유효 Al양을 0.050 내지 0.180질량％로 하는 조건에서 모재 강판을 아연 도금욕에 침지시킴으로써, 강판 표면에 용융 아연 도금을 실시하여 도금층을 형성한다. 도금 후 냉각 공정은, 도금 공정 후에, 350℃까지의 냉각 과정이 후술하는 하기 식(1)을 만족시킨다.

본 발명의 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해서는, 먼저 모재 강판을 제조한다.

모재 강판은, 특성에 따른 합금 원소를 첨가한 슬래브를 주조하고, 열간 압연을 실시하며, 냉간 압연을 실시함으로써 제조된다.

이하, 각 제조 공정에 대하여 상세하게 설명한다.

「주조 공정」

먼저, 열간 압연에 제공될 슬래브를 주조한다. 슬래브의 화학 성분(조성)은 상술한 성분인 것이 바람직하다. 열간 압연에 제공될 슬래브는, 연속 주조 슬래브나 박 슬래브 캐스터 등으로 제조한 것을 사용할 수 있다.

「열연 공정」

열연 공정에 있어서는, 주조에 기인하는 결정 방위의 이방성을 억제하기 위해서, 슬래브의 가열 온도를 1080℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 슬래브의 가열 온도는, 보다 바람직하게는 1150℃ 이상으로 한다. 한편, 슬래브의 가열 온도의 상한은, 특별히 정하지 않는다. 1300℃를 초과하여 슬래브를 가열하기 위해서는, 다량의 에너지를 투입할 필요가 있어, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 때문에, 슬래브의 가열 온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

슬래브를 가열한 후, 열간 압연을 행한다. 열간 압연의 완료 온도(압연 완료 온도)가 850℃ 미만이면, 압연 반력이 높아지고, 지정된 판 두께를 안정되게 얻는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도는 850℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 870℃ 이상으로 한다. 한편, 열간 압연의 완료 온도를 980℃ 초과로 하기 위해서는, 슬래브의 가열 종료로부터 열간 압연의 완료까지의 공정에 있어서 강판을 가열하는 장치가 필요해져, 높은 비용이 요구된다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도를 980℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 960℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

이어서, 열간 압연한 후의 열연 강판을 코일로서 권취한다. 또한, 열간 압연으로부터 권취까지의 냉각 과정에 있어서의 평균 냉각 속도는, 10℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이것은, 보다 저온에서 변태를 진행시킴으로써, 열연 강판의 입경을 미세하게 하여, 냉연 및 어닐링 후의 모재 강판의 유효 결정립 직경을 미세하게 하기 위함이다.

열연 강판의 권취 온도는, 350℃ 이상 750℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이것은, 열연 강판의 마이크로 조직에, 펄라이트 및/또는 긴 직경이 1㎛ 이상인 조대 시멘타이트를 분산시켜 생성시키고, 냉간 압연에 의해 도입되는 변형을 국재화시키며, 어닐링 공정에 있어서 다양한 결정 방위의 오스테나이트에 역변태시키기 위함이다. 이로써, 어닐링 후의 모재 강판의 유효 결정립을 미세화한다. 권취 온도가 350℃ 미만이면, 펄라이트 및/또는 조대 시멘타이트가 생성되지 않는 경우가 있어, 바람직하지 않다. 또한, 열연 강판의 강도를 낮추어, 냉간 압연을 용이하게 행하기 위해서, 권취 온도를 450℃ 이상으로 높이는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 권취 온도가 750℃를 초과하면, 펄라이트와 페라이트가 각각 압연 방향으로 긴 띠 형상으로 생성되고, 페라이트 부분으로부터 냉간 압연 및 어닐링 후에 생성되는 모재 강판의 유효 결정립이 압연 방향으로 신장된 조대한 것으로 되는 경향이 있어, 바람직하지 않다. 또한, 어닐링 후의 모재 강판의 유효 결정립 직경을 미세하게 하기 위해서, 권취 온도를 680℃ 이하로 저하시키는 것이 더욱 바람직하다.

이어서, 이렇게 제조된 열연 강판의 산세를 행한다. 산세는, 열연 강판의 표면 산화물을 제거하는 것이므로, 모재 강판의 도금성 향상을 위해서 중요하다. 산세는, 1회이어도 되고, 복수회로 나누어 행해도 된다.

「냉연 공정」

이어서, 산세 후의 열연 강판에 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 얻는다.

냉간 압연에서는, 압하율의 합계가 85％를 초과하면, 강판의 연성이 상실되어, 냉간 압연 중에 강판이 파단될 위험성이 높아진다. 이 때문에, 압하율의 합계를 85％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이러한 관점에서, 압하율의 합계는 75％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 70％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 냉간 압연 공정에 있어서의 압하율의 합계의 하한은 특별히 정하지 않는다. 압하율의 합계가 0.05％ 미만이면, 모재 강판의 형상이 불균질해지고, 도금이 균일하게 부착되지 않아, 외관이 손상된다. 이 때문에, 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 냉간 압연은 복수의 패스로 행하는 것이 바람직하지만, 냉간 압연의 패스의 수나 각 패스로의 압하율의 배분은 상관없다.

또한, 냉간 압연에 있어서의 압하율의 합계가 10％ 초과, 20％ 미만의 범위이면, 그 후의 어닐링 공정에 있어서 재결정이 충분히 진행되지 않고, 다량의 전위를 포함하며 전성(展性)을 상실한 조대한 결정립이 표층 가까이에 남아, 굽힘성이나 내피로 특성이 열화되는 경우가 있다. 이것을 피하기 위해서는, 압하율의 합계를 작게 하고, 결정립에 대한 전위의 축적을 경미하게 하여 결정립의 전성을 남기는 것이 유효하다. 또는, 압하율의 합계를 크게 하고, 어닐링 공정에 있어서 재결정을 충분히 진행시켜, 가공 조직을 내부에 전위의 축적이 적은 재결정립으로 하는 것이 유효하다. 결정립에 대한 전위의 축적을 경미하게 하는 관점에서는, 냉연 공정에 있어서의 압하율의 합계는 10％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 5.0％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 어닐링 공정에 있어서의 재결정을 충분히 진행시키기 위해서는, 압하율의 합계를 20％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 30％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

「어닐링 공정」

본 발명의 실시 형태에 있어서는, 냉연 강판에 어닐링을 실시한다. 본 발명의 실시 형태에 있어서는, 예열대와 환원대와 도금대를 갖는 연속 어닐링 도금 라인을 사용하는 것이 바람직하다. 그리고, 어닐링 공정을 행하면서 예열대와 환원대를 통과시켜, 도금대에 도착할 때까지 어닐링 공정을 종료하고, 도금대에 있어서 도금 공정을 행하는 것이 바람직하다.

상술한 바와 같이, 어닐링 공정 및 도금 공정에 연속 어닐링 도금 라인을 사용한 경우에는, 예를 들어 이하에 나타내는 방법을 사용하는 것이 바람직하다.

어닐링 공정에 있어서의 가열 속도는, 예열대에 있어서의 처리 시간을 통해, 강판 표층부에 있어서의 탈탄의 진행과 관계된다. 어닐링 공정에 있어서의 가열 속도가 느리면, 예열대에 있어서의 산화 분위기 하에 장시간 노출되기 때문에, 강판 표층부에 있어서의 탈탄이 진행된다. 또한, 과도하게 가열 속도가 느리면, 강판의 산화가 진행되어, 강판 내부에 조대한 산화물이 생성되는 경우가 있다. 특히, 600 내지 750℃에 있어서의 가열 속도는 중요하고, 강판 표층부의 과도한 탈탄 및 산화를 피하기 위해서, 이 사이의 평균 가열 속도를 1.0℃/초 이상으로 한다. 강판 표층부의 탈탄을 피하기 위해서, 600 내지 750℃ 사이의 평균 가열 속도는 1.5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 2.0℃/초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 600 내지 750℃에 있어서의 평균 가열 속도는, 예열대에 있어서의 처리 시간을 확보하고, ζ상의 생성을 촉진시키기 위해서, 50℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 평균 가열 속도가 50℃/초 이하이면, 도금층과 모재 강판의 전계면 중, ζ상과 모재 강판의 계면이 차지하는 비율이 한층 더 큰 도금층이 얻어진다. ζ상의 생성을 충분히 촉진시키기 위해서는, 평균 가열 속도가 10℃/초 이하인 것이 보다 바람직하다.

예열대에 있어서는, 강판 표층부에 적당한 두께의 Fe 산화 피막을 형성하기 위한 산화 처리를 행한다. 이때, 예열 버너에 사용되는 공기와 연료 가스의 혼합 가스에 있어서, 이하에 나타내는 공기비를 0.7 이상으로 한 예열대에 있어서, 400 내지 800℃의 강판 온도로 가열하면서 통판(通板)시킨다.

「공기비」란, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적과, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요한 공기의 체적의 비이며, 하기의 식으로 나타내진다.

공기비=[단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적(m³)]/[단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요한 공기의 체적(m³)]}

본 실시 형태에서는, 예열대를 통과하는 모재 강판에 상기 조건에서 예열을 행함으로써, 모재 강판의 표층에 0.01 내지 5.0㎛의 Fe 산화 피막을 형성한다. 강판 표층부에 생성된 Fe 산화 피막(산화물)은, 환원대에 있어서 환원되어, 도금 밀착성이 우수한 표면이 된다.

상기 공기비가 1.2를 초과해서 너무 큰 경우에는, 강판 표층부에 과잉의 Fe 산화 피막이 생성되고, 환원 후의 탈탄층이 비대화한다. 따라서, 상기 공기비는 1.2 이하인 것이 바람직하고, 1, 1 이하인 것이 보다 바람직하다. 상기 공기비가 0.7 미만으로 너무 작은 경우에는, 소정의 산화물이 얻어지지 않는다. 따라서, 상기 공기비는 0.7 이상으로 하고, 0.8 이상인 것이 바람직하다.

또한, 예열대를 통판시키는 강판 온도가 400℃ 미만이면, 충분한 산화 피막을 형성할 수 없다. 따라서, 예열대를 통판시키는 강판 온도(예열 완료 온도)는 400℃ 이상으로 하고, 600℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 예열대를 통판시키는 강판 온도가 800℃를 초과하는 고온이면, 다음의 환원대에서 환원되지 않는, 조대한 Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물이 강판 표면에 생성된다. 따라서, 예열대를 통판시키는 강판 온도는 800℃ 이하로 하고, 750℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도는, 강판의 성형성에 관련되는 마이크로 조직의 분율을 소정의 범위로 제어하기 위해, 중요한 인자이다. 최고 가열 온도가 낮으면, 강 중에 조대한 철계 탄화물이 다 용융되지 못해, 성형성이 열화된다. 철계 탄화물을 충분히 고용시켜, 성형성을 높이기 위해서는, 최고 가열 온도는 750℃ 이상으로 한다. 특히, 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는, 최고 가열 온도는 (Ac1+50)℃ 이상으로 할 필요가 있다. 최고 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 도금 밀착성의 관점에서는, 모재 강판 표면의 산화물을 적게 하기 위해서, 950℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 900℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

강판의 Ac1점은, 각각 오스테나이트 역변태의 개시점이다. 구체적으로는, Ac1점은, 열간 압연 후의 강판으로부터 소편을 잘라내고, 10℃/초로 1200℃까지 가열하며, 그 사이의 체적 팽창을 측정함으로써 얻어진다.

어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도(750℃ 이상)는, 환원대에 있어서 도달한다. 이 환원대에서는, 예열대에서 생성된 강판 표면의 얇은 Fe 산화 피막을 환원시켜, 도금 밀착성을 높인다. 이 때문에, 환원대의 분위기에 있어서, 수증기 분압 P(H₂O)와 수소 분압 P(H₂)의 비, P(H₂O)/P(H₂)는 0.0001 내지 2.00으로 한다. P(H₂O)/P(H₂)가 0.0001 미만이면, 도금 박리의 기점이 되는 Si 및/또는 Mn 산화물이 최표면층에 형성되어 버린다. 한편, P(H₂O)/P(H₂)가 2.00을 초과하면, 강판 표층에 있어서의 미세화가 과도하게 진행되고, 도금층의 합금화가 과도하게 진행되기 때문에, 도금 밀착성이 열화된다. 또한, P(H₂O)/P(H₂)가 3.00을 초과하면, 탈탄이 과도하게 진행되어, 모재 강판 표층의 경질상이 현저하게 감소된다. 이상의 관점에서, P(H₂O)/P(H₂)는 0.002 내지 1.50이 범위로 하는 것이 바람직하고, 0.005 내지 1.20의 범위로 하는 것이 보다 바람직하다.

상기한 바와 같이, 환원대에 있어서의 P(H₂O)/P(H₂)가 0.0001 내지 2.00이면, 도금 박리의 기점이 되는 Si 및/또는 Mn 산화물이 최표면층에 형성되지 않고, 강판 표층의 내부에 최대 직경이 0.01 내지 0.4㎛인 Si 및/또는 Mn의 미세한 산화물이 형성된다. Si 및/또는 Mn의 미세한 산화물은, 어닐링 중에 있어서의 Fe 재결정의 성장을 억제한다. 또한, 환원 분위기 중의 수증기가 모재 표층을 탈탄시키기 때문에, 어닐링 후의 모재 표층은 페라이트가 된다. 그 결과, 어닐링 후의 모재의 표층에는, 평균 두께가 0.1 내지 5.0㎛이며, 페라이트상의 평균 입경이 0.1 내지 3.0㎛이며, 최대 직경이 0.01 내지 0.4㎛인 Si 및/또는 Mn의 산화물을 함유하는 미세화층이 형성된다.

어닐링 공정 중, 최고 가열 온도에 도달 후로부터 도금욕에 이르기까지의 도금 전의 냉각(도금 전 냉각 공정)에 있어서, 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는, 펄라이트 및 시멘타이트의 생성을 억제할 필요가 있다. 이 때문에, 도금 전 냉각 공정에 있어서는, 750℃에서 700℃까지의 평균 냉각 속도를 1.0℃/초 이상으로 하고, 또한 700℃에서 500℃까지의 평균 냉각 속도를 5.0℃/초 이상으로 한다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 설정되지 않지만, 과도하게 큰 평균 냉각 속도를 얻기 위해서는, 특수 냉각 설비나 도금 공정에 간섭하지 않는 냉매가 필요해지기 때문에, 바람직하지 않다. 이러한 관점에서, 상기 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는 100℃/초 이하로 하는 것이 바람직하고, 70℃/초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

도금 전 냉각 공정에 이어, 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 위해서, 강판 온도가 500℃에 도달하고 나서 도금욕에 이르기까지 그 사이에, 마르텐사이트 변태 처리로서 강판을 소정의 온도 영역에 일정 시간 정류시켜도 상관없다. 마르텐사이트 변태 처리 온도는, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms)점을 상한으로 하고, 상한을 (Ms점-20℃)로 하는 것이 보다 바람직하다. 마르텐사이트 변태 처리는, 50℃를 하한으로 하는 것이 바람직하고, 하한을 100℃로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 마르텐사이트 변태 처리 시간은, 1초 내지 100초간으로 하는 것이 바람직하고, 10초 내지 60초간으로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 마르텐사이트 변태 처리에서 얻어지는 마르텐사이트는, 도금 공정에서 고온의 도금욕에 침입함으로써 템퍼드 마르텐사이트로 변화된다.

또한, Ms점은 다음 식에 의해 계산한다.

Ms점[℃]=541-474C/(1-VF)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al

상기 식에 있어서, VF는 페라이트의 체적 분율을 나타내고, C, Si, Mn, Cr, Ni, Al은 각각의 원소의 첨가량[질량％]이다.

또한, 제조 중에 페라이트의 체적 분율을 직접 측정하는 것은 곤란하다. 이 때문에, 본 발명에 있어서 Ms점을 결정하는 데 있어서는, 연속 어닐링 라인에 통판시키기 전의 냉연 강판의 소편을 잘라내고, 그 소편을 연속 어닐링 라인에 통판시킨 경우와 동일한 온도 이력에서 어닐링하여, 소편의 페라이트 체적 변화를 측정하며, 그 결과를 사용하여 산출한 수치를 페라이트의 체적 분율(VF)이라고 한다.

또한 도금 전 냉각 공정 후에, 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서, 베이나이트 변태 처리로서 강판을 250℃ 내지 500℃의 온도 영역에 일정 시간 정류시켜도 상관없다.

베이나이트 변태 처리는, 어닐링 공정과 도금 공정의 사이에 행해도 되고, 도금 후 냉각 공정에 있어서 행해도 되며, 양방의 시점에서 행해도 된다.

어닐링 공정과 도금 공정의 사이와, 도금 후 냉각 공정에 있어서 행하는 베이나이트 변태 처리의 정류 시간의 합은, 15초 이상 500초 이하로 할 필요가 있다. 정류 시간의 합이 15초 이상이면, 베이나이트 변태가 충분히 진행되어, 충분한 잔류 오스테나이트가 얻어진다. 정류 시간의 합은 25초 이상인 것이 바람직하다. 한편, 정류 시간의 합이 500초를 초과하면, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트가 생성된다. 이 때문에, 정류 시간의 합을 500초 이하로 하고, 300초 이하로 하는 것이 바람직하다.

어닐링 공정과 도금 공정의 사이에 행하는 경우, 베이나이트 변태 처리 온도가 500℃를 초과하면, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트의 생성이 진행되어, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않는다. 이 때문에, 베이나이트 변태 처리 온도는 500℃ 이하로 한다. 베이나이트 변태에 따른 오스테나이트에의 탄소의 농축을 촉진시키기 위해서, 베이나이트 변태 처리 온도는 485℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 470℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 베이나이트 변태 처리 온도가 250℃를 하회하면, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않아, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않는다. 이 때문에, 베이나이트 변태 처리 온도는 250℃ 이상으로 한다. 베이나이트 변태를 효율적으로 진행시키기 위해서, 베이나이트 변태 처리 온도는 300℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 340℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 도금 전 냉각 공정 후에, 베이나이트 변태 처리와 마르텐사이트 변태 처리의 양자를 행하는 경우에는, 시공순에 대해서는 베이나이트 변태 처리 전에 마르텐사이트 변태 처리를 행하기로 한다.

「도금 공정」

이어서, 이와 같이 하여 얻어진 모재 강판을 도금욕에 침지시킨다.

도금욕은, 아연을 주체로 하고, 도금욕 중의 전체 Al양으로부터 전체 Fe양을 뺀 값인 유효 Al양이 0.050 내지 0.180질량％인 조성을 갖는다. 도금욕 중의 유효 Al양이 0.050％를 하회하면, 도금층 중으로의 Fe의 침입이 과도하게 진행되어, 도금 밀착성이 손상되기 때문에, 0.050％ 이상으로 할 필요가 있다. 이러한 관점에서, 도금욕 중의 유효 Al양은 0.065％ 이상인 것이 바람직하고, 0.070％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, 도금욕 중의 유효 Al양이 0.180％를 초과하면, 모재 강판과 도금층의 경계에 Al계 산화물이 생성되어, 동일 경계에 있어서의 Fe 및 Zn 원자의 이동이 저해되고, ζ상의 생성이 억제되며, 도금 밀착성이 현저하게 손상된다. 이러한 관점에서, 도금욕 중의 유효 Al양은 0.180％ 이하로 할 필요가 있고, 0.150％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.135％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

도금욕은, Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, REM 중 1종 또는 2종 이상의 원소가 혼입되어 있는 것이어도 되고, 각 원소의 함유량에 따라서는, 용융 아연 도금층의 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다.

또한, 도금욕의 온도는 450℃ 내지 470℃로 한다. 도금욕 온도가 450℃ 미만이면, 도금욕의 점도가 과대하게 높아져, 도금층의 두께를 제어하기가 곤란해지고, 용융 아연 도금 강판의 외관을 손상시킨다. 따라서, 도금욕의 온도는 450℃ 이상으로 하고, 455℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 도금욕 온도가 470℃를 초과하면 다량인 퓸이 발생하여, 안전하게 제조하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 도금욕 온도는 470℃ 이하로 하고, 465℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 모재 강판이 도금욕에 진입될 때의 강판 온도가 440℃를 하회하면, 도금욕 온도를 450℃ 이상으로 안정시키기 위해서, 도금욕에 다량의 열량을 부여할 필요가 발생하기 때문에, 실용상 부적합하다. 한편, 모재 강판이 도금욕에 진입 될 때의 강판 온도가 480℃를 상회하면, 도금욕 온도를 470℃ 이하로 안정시키기 위해서, 도금욕으로부터 다량의 열량을 제거할 설비를 도입할 필요가 있어, 제조 비용의 관점에서 부적합하다. 따라서, 도금욕의 욕 온도를 안정시키기 위해서, 모재 강판의 도금욕 진입시의 온도를 440℃ 이상, 480℃ 이하로 한다. 또한, ζ상의 생성 거동을 적정하게 제어하기 위해서는, 모재 강판의 도금욕 진입시의 온도는 450℃ 이상, 470℃ 이하로 제한하는 것이 더욱 바람직하다.

도금욕의 온도는, 450 내지 470℃의 범위 내의 온도에서 안정되어 있는 것이 바람직하다. 도금욕의 온도가 불안정하면, 도금층 중의 ζ상이 불균일해지고, 도금층의 외관 및 밀착성의 불균일을 초래한다. 도금욕의 온도를 안정시키기 위해서는, 도금욕 진입시의 강판 온도와 도금욕의 온도를 대략 일치시키는 것이 바람직하다. 구체적으로는, 실제 제조 설비의 온도 제어성의 한계로부터, 도금욕 진입시의 강판 온도를 도금욕 온도의 ±4℃ 이내로 하는 것이 바람직하고, 도금욕 온도의 ±2℃ 이내로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 도금욕 침지 후, 적정한 도금 부착량으로 하기 위해서, 강판 표면에 질소를 주체로 하는 고압 가스를 분사시켜, 표층의 과잉의 아연을 제거하는 것이 바람직하다.

「도금 후 냉각 공정」

도금욕 공정 후, 실온에 이르기까지의 도금 후 냉각 공정에 있어서, 350℃까지의 냉각 과정이 하기 식(1)을 만족시키도록 냉각 처리를 제어한다. 이에 의해, 도금층 중에 적량의 ζ상이 얻어진다.

또한, 식(1)에 있어서의 T(t)[℃]는 강판 온도이며, t[초]는 강판이 도금욕으로부터 나간 시점을 기점으로 하는 경과 시간이며, t¹[초]은 강판이 도금욕으로부터 나간 시점을 기점으로 하여 강판 온도가 350℃에 이르기까지의 경과 시간이며, W*_Al[질량％]은 도금욕 중의 유효 Al양이다. 또한, ε, θ 및 μ은 상수항이고, 각각 2.62×10⁷, 9.13×10³, 1.0×10^-1이다.

상기 식(1)은 ζ상의 생성 거동과 관계되는 식이며, 상기 식(1)의 값이 클수록, 도금층 중의 ζ상의 생성이 진행되는 것을 나타낸다. 강판 온도가 높고, 처리 시간이 길수록, 상기 식(1)의 값은 커진다. 또한, 도금욕 중의 유효 Al양이 커지면, 상기 식(1)의 값은 작아지고, ζ상의 생성은 저해된다. 또한, 강판 온도가 350℃ 이하의 온도 범위이면, 모재 강판으로부터 도금층으로의 Fe 원자의 확산이 거의 진행되지 않고, ζ상의 생성이 거의 정지된다. 이 때문에, 상기 식(1)은 강판 온도가 350℃ 이상인 범위에 두고 계산한다.

도금욕에 침지시킨 후의 도금 후 냉각 공정에 있어서, 상기 식(1)의 값이 0.40을 하회하면, 도금층 중에 충분한 ζ상이 얻어지지 않아, 도금 밀착성이 손상된다. 상기 식(1)의 값이 0.40 이상이면, ζ상의 생성이 충분히 촉진되어, 용융 아연 도금층과 모재 강판의 전계면 중 상기 ζ상과 모재 강판의 계면이 차지하는 비율이 20％ 이상이 된다. 또한, 상기 식(1)의 값이 0.40 이상이면, ζ상과 모재 강판의 계면 중 조대한 산화물이 존재하는 ζ 결정립과 모재 강판이 이루는 계면의 비율이 50％ 이하가 된다. 따라서, 충분한 도금 밀착성을 얻기 위해서는, 상기 식(1)의 값이 0.40 이상이 되도록, 냉각 처리를 제어할 필요가 있다. 도금 밀착성을 보다 높이기 위해서는, 상기 식(1)의 값이 0.50 이상이 되도록 냉각 처리를 실시하는 것이 바람직하고, 0.60 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 냉각 처리에 있어서의 상기 식(1)의 값이 과도하게 커지면, 도금층의 합금화가 진행되고, 도금층 중의 Fe 함유량이 과도하게 커지며, 도금 밀착성이 손상된다. 이러한 관점에서, 상기 식(1)의 값을 2.20 이하가 되도록 냉각 처리를 제어할 필요가 있다. 도금 밀착성을 높이기 위해서, 냉각 처리는 상기 식(1)의 값이 2.00 이하가 되도록 제어하는 것이 바람직하고, 1.80 이하가 되도록 제어하는 것이 더욱 바람직하다.

여기서, 도금욕으로부터 꺼낸 후, 강판의 온도를 상승시키면, 상기 식(1)의 값이 현저하게 증대되어 도금 밀착성이 열화된다. 또한, 강판의 마이크로 조직이 변질되고, 소정의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않으며 강도가 저하된다. 또한, 조대한 탄화물이 생성되어 성형성이 열화될 우려가 있다. 이 때문에, 도금욕으로부터 꺼낸 후의 강판 온도는, 도금욕 침지 전의 강판 온도와 도금욕 온도 중, 높은 쪽의 온도를 상회해서는 안된다.

한편, 일반적인 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에서 볼 수 있는 바와 같이, 도금욕에 침지시킨 후에 급랭을 실시하면, 상기 식(1)의 값이 현저하게 작아진다. 그 결과, 충분한 ζ상이 얻어지지 않아, 도금 밀착성이 열화된다. 상기 식(1)의 값을 소정의 범위에 있게 하기 위해, 예를 들어 도금욕으로부터 꺼낸 후에 일정 시간의 등온 유지 처리를 행하고, 그 후에 급랭해도 상관없다.

또한, 상기 식(1)의 값이 소정의 범위에 있도록 하면, 그 밖의 임의의 온도 제어를 행해도 상관없다. 즉, 상기 식(1)의 값이 본 발명의 범위 내가 되는 온도 제어이면, 어떠한 냉각 제어 형태를 채용해도 된다. 예를 들어, 상기 등온 유지 처리 후에 급랭시키는 냉각 형태이어도 되고, 또한 대략 일정속의 완냉각을 행하는 냉각 형태이어도 된다.

또한, 상기 식(1)을 충족시키는 냉각 처리에 의해, 도금층 중에 충분한 양의 ζ상이 얻어진 후, 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서, 250℃ 내지 350℃의 온도 범위에서 정류를 실시하는 베이나이트 변태 처리를 행해도 상관없다. 베이나이트 변태 처리 온도가 250℃ 미만이면, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않아, 잔류 오스테나이트가 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에, 베이나이트 변태 처리 온도는 250℃ 이상으로 한다. 베이나이트 변태를 효율적으로 진행시키기 위해서, 베이나이트 변태 처리 온도는, 300℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편으로, 베이나이트 변태 처리 온도가 350℃를 초과하면, 모재 강판으로부터 도금층으로의 Fe 원자의 확산이 과도하게 진행되어, 도금 밀착성이 열화된다. 이 때문에, 베이나이트 변태 처리 온도는 350℃ 이하로 하고, 바람직하게는 340℃ 이하로 한다.

또한, 잔류 오스테나이트를 더욱 안정화시키기 위해서, 250℃ 이하까지 냉각시킨 후, 재가열 처리를 실시해도 상관없다. 재가열 처리의 처리 온도 및 처리 시간은 목표로 하는 특성에 따라서 적절히 설정해도 상관없다. 단, 재가열 처리 온도가 250℃ 미만이면, 충분한 효과를 얻지 못하다. 이 때문에, 재가열 처리 온도는 250℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 280℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 재가열 처리 온도가 350℃를 상회하면, 모재 강판으로부터 도금층으로의 Fe 원자의 확산이 과도하게 진행되어, 도금 밀착성이 열화된다. 이 때문에, 재가열 처리 온도는 350℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 340℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 재가열 처리 시간이 1000초를 초과하면, 처리 효과가 포화되기 때문에, 처리 시간은 1000초 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트의 생성을 억제하기 위해서, 재가열 처리 시간은 500초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

이상 설명한 제조 방법에 의해 본 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있지만, 본 발명은 상기 실시 형태로 한정되는 것은 아니다.

예를 들어, 상술한 실시 형태의 제조 방법에서는, 도금 공정 후에, 350℃까지의 냉각 과정이 상기 식(1)을 충족시키는 「도금 후 냉각 공정」을 행하는 경우를 예로 들어 설명했지만, 도금 후 냉각 공정은, 350℃까지의 냉각 과정이 상기 식(1)을 충족시키지 않아도 된다. 이 경우, 350℃까지의 냉각 과정이 상기 식(1)을 충족시키는 경우와 동일한 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해서, 도금욕 침지 시간을 적절하게 제어할 필요가 있다.

이것은, 도금욕 침지 시간을 길게 함으로써, 도금욕 중에서의 ζ상의 생성이 촉진됨과 동시에, 도금층이 형성되는 모재 강판의 표면에 존재하는 Si 및/또는 Mn 산화물과 도금욕 중의 Al의 반응이 촉진되기 때문이다. 상기 산화물과 도금욕 중의 Al의 반응에 의해, 모재 강판의 표면에 존재하는 상기 산화물의 일부가 환원되어, 모재 강판의 표면에 존재하는 Si 및/또는 Mn 산화물의 수 및 양이 저감된다.

도금욕 침지 시간을 길게 함으로써 상기 효과를 얻기 위해서는, 도금욕 침지 시간을 3초 이상으로 할 필요가 있고, 바람직하게는 5초 이상, 보다 바람직하게는 7초 이상, 더욱 바람직하게는 10초 이상으로 한다. 도금욕 침지 시간을 10초 이상으로 함으로써, 350℃까지의 냉각 과정이 상기 식(1)을 충족시키는 「도금 후 냉각 공정」을 행한 경우와 동일한 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 그 결과, 용융 아연 도금층과 모재 강판의 전계면 중 ζ상과 모재 강판의 계면이 차지하는 비율이 20％ 이상이며, ζ상과 모재 강판의 계면 중 조대한 산화물이 존재하는 ζ 결정립과 모재 강판이 이루는 계면의 비율이 50％ 이하인 도금층이 얻어진다.

용융 아연 도금 강판을 제조할 때에, 도금욕 침지 시간을 10초 이상으로 하는 방법을 사용하는 경우, 도금 후 냉각 공정은, 350℃까지의 냉각 과정이 상기 식(1)을 충족시키지 않아도 된다. 따라서, 상술한 「도금 후 냉각 공정」을 실행하기 어려운 용융 아연 도금 강판의 제조 라인이라도, 용이하게 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있다.

도금욕 침지 시간은, 도금욕 중의 Al 함유량 등에 따라서 적절히 결정할 수 있다. 도금욕 침지 시간은, 양호한 생산성을 확보하기 위해서, 20초 이하인 것이 바람직하고, 15초 이하인 것이 보다 바람직하다.

예를 들어, 본 발명의 실시 형태에 있어서는, 상술한 방법에 의해 얻어진 용융 아연 도금 강판의 아연 도금층의 표면에, 인산화물 및/또는 인을 포함하는 복합 산화물을 포함하는 피막을 부여해도 상관없다.

인산화물 및/또는 인을 포함하는 복합 산화물을 포함하는 피막은, 용융 아연 도금 강판을 가공할 때에 윤활제로서 기능시킬 수 있어, 모재 강판의 표면에 형성된 아연 도금층을 보호할 수 있다.

또한, 본 실시 형태에 있어서는, 실온까지 냉각시킨 용융 아연 도금 강판에 대하여, 형상 교정을 위해 압하율 3.00％ 이하로 냉간 압연을 실시해도 상관없다.

또한, 상술한 본 발명의 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 모재 강판의 판 두께가 0.6mm 이상, 5.0mm 미만인 용융 아연 도금 강판의 제조에 적용되는 것이 바람직하다. 모재 강판의 판 두께가 0.6mm 미만이면, 모재 강판의 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란해져, 적당하지 않는 경우가 있다. 또한, 모재 강판의 판 두께가 5.0mm 이상이면, 어닐링 공정 및 도금 공정에 있어서의 냉각의 제어가 곤란해지는 경우가 있다.

실시예

본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 또한, 본 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이다. 본 발명은 이 일 조건예로 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

「실시예 1」

표 1 내지 4에 나타내는 화학 성분(조성)을 갖는 슬래브를 주조하고, 표 5, 6에 나타내는 열연 공정 조건(슬래브 가열 온도, 압연 완료 온도)에서 열간 압연시키고, 표 5, 6에 나타내는 열연 공정 조건(열연 완료로부터 권취까지의 평균 냉각 속도, 권취 온도)에서 냉각시켜, 열연 강판을 얻었다.

그 후, 열연 강판에 산세를 실시하고, 표 5, 6에 나타내는 냉연 공정 조건(압하율)의 냉간 압연을 실시하여, 냉연 강판을 얻었다.

계속해서, 얻어진 냉연 강판을 표 7, 8에 나타내는 어닐링 공정에 있어서의 가열 공정 조건(예열대에 있어서의 공기비, 예열대에서의 예열 완료 온도, 환원대 분위기 중의 H₂O와 H₂의 분압비(P(H₂O)/P(H₂), 600 내지 750℃의 온도 영역에서의 평균 가열 속도, 최고 가열 온도 Tm)에서 어닐링을 실시하였다. 또한, 실험예 1 내지 94의 예열 완료 온도는, 623 내지 722℃의 범위로 하였다.

계속해서, 표 7, 8에 나타내는 도금 전 냉각 공정 조건(냉각 속도 1(750 내지 700℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도), 냉각 속도 2(700 내지 500℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도), 베이나이트 변태 처리 1 조건(처리 온도, 처리 시간), 마르텐사이트 변태 처리(처리 온도, 처리 시간))에서 냉각 처리를 실시하였다. 또한, 베이나이트 변태 처리 1, 마르텐사이트 변태 처리를 실시하지 않은 강판에 대해서는 당해 처리의 조건란은 공란으로 하였다.

계속해서, 표 9, 10에 나타내는 도금 공정 조건(유효 Al양, 도금욕 온도(욕 온), 강판의 진입 온도, 침지 시간)에서 아연 도금욕에 침지시켜, 도금을 실시하였다.

도금 공정 후, 표 9, 10에 나타내는 도금 후 냉각 공정 조건(식(1), 베이나이트 변태 처리 2 조건(처리 온도, 처리 시간), 재가열 처리 조건(처리 온도, 처리 시간))에서 냉각 처리를 실시하였다. 또한, 베이나이트 변태 처리 2, 재가열 처리를 실시하지 않은 강판에 대해서는 당해 처리의 조건란은 공란으로 하였다.

또한, 표 9, 10에 나타내는 조건(압하율)에서 냉간 압연을 실시하고, 실험예 1 내지 94, C1 내지 C44의 도금 강판을 얻었다(단, 일부 실험예에 있어서는, 실험을 중단한 것도 있음).

얻어진 도금 강판(실험예 1 내지 94, C1 내지 C44)에 있어서, 모재 강판의 마이크로 조직 및 도금층의 관찰을 행하였다. 표 11, 12에 모재 강판의 마이크로 조직 및 도금층의 관찰 결과를 나타낸다.

먼저, 도금 강판으로부터 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하였다. 시료의 관찰면에 대해서, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM)에 의한 조직 관찰 및 EBSD법에 의한 고분해능 결정 방위 해석을 행하고, 판 두께의 1/4를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 마이크로 조직을 관찰하고, 구성 조직을 동정하였다. 표 11, 12에 있어서, F는 입상 페라이트, WF는 바늘 형상 페라이트, NRF는 미재결정 페라이트, P는 펄라이트, θ은 조대 시멘타이트, BF는 베이니틱페라이트, B는 베이나이트, M은 마르텐사이트, tM은 템퍼드 마르텐사이트, γ은 잔류 오스테나이트가 각각 관찰된 것을 나타낸다.

또한, 도금 강판으로부터 25mm×25mm의 소편을 시험편으로서 채취하였다. 시험편의 판 두께 표면으로부터 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 판면에 평행한 면을 경면으로 마무리하고, X선 회절법에 의해 잔류 오스테나이트의 체적 분율(γ 분율)을 측정하였다.

또한, 도금 강판으로부터, 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하였다. 시료의 관찰면에 대해서, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM)에 의한 관찰을 행하고, 도금층과 모재 강판의 계면을 관찰하였다. 그 결과로부터 상술한 방법에 의해, ζ상과 모재 강판의 계면이 도금층과 모재 강판의 계면 전체에 차지하는 비율(경계면 점유율), δ1상과 모재 강판의 계면이 도금층과 모재 강판의 계면 전체에 차지하는 비율(경계면 점유율), ζ상과 모재 강판의 모든 계면 중, 조대 산화물이 존재하는 ζ 결정립과 모재 강판이 이루는 계면의 비율(산화물이 존재하는 경계면의 비율)을 구하였다.

도금의 부착량은, 인히비터를 넣은 염산을 사용하여 도금층을 용융시키고, 용융 전후의 중량을 비교하여 구하였다.

또한, 도금 강판으로부터, 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 상술한 측정 방법을 사용하여, 모재 강판과 용융 아연 도금층의 계면에 직접 접하는 미세화층의 평균 두께(미세화층의 평균 두께)와, 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경(페라이트상의 평균 입경)과, 미세화층 중의 Si 및 Mn 중 1종 또는 2종 이상의 산화물 최대 직경(산화물의 최대 직경)을 구하였다. 그 결과를 표 11, 12에 나타내었다.

계속해서, 도금 강판의 특성을 조사하기 위해서, 인장 시험, 구멍 확장 시험, 굽힘 시험, 밀착성 평가 시험, 스폿 용접 시험, 부식 시험, 칩핑성 시험, 파우더링성 시험을 행하였다. 표 13, 14에, 각 실험예에 있어서의 특성을 나타낸다.

인장 시험은, 도금 강판으로부터 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 제작하고, JIS Z2241에 기재된 방법으로 행하여, 항복 강도 YS, 인장 최대 강도 TS, 전체 신장 El을 구하였다. 또한, 인장 특성은, 인장 최대 강도 TS가 420MPa 이상인 경우를 양호한 것으로서 평가하였다.

구멍 확장 시험은, JIS Z 2256에 기재된 방법으로 행하였다. 성형성 중, 연성(전체 신도) El 및 구멍 확장성 λ는, 인장 최대 강도 TS에 따라서 변화하는데, 하기 식(3)을 만족시키는 경우에 강도, 연성 및 구멍 확장성이 양호해진다.

TS^1.5×El×λ⁰ ^.5≥2.5×10⁶… 식(3)

도금 밀착성은, 5％의 단축 인장 변형을 부여한 도금 강판에 대하여, 듀퐁 충격 시험을 실시하였다. 충격 시험 후의 도금 강판에 점착 테이프를 붙이고, 그 후에 박리하여, 도금이 박리되지 않은 경우를 합격(○)이라고 하고, 도금이 박리된 경우를 불합격(×)이라고 하였다. 듀퐁 충격 시험은, 선단의 곡률 반경을 1/2인치로 하는 펀칭형을 사용하고, 3kg의 추를 1m의 높이로부터 낙하시켜 행하였다.

스폿 용접성은 연속 타점 시험을 행하여 평가하였다. 용융부의 직경이 판 두께 평방근의 5.3 내지 5.7배가 되는 용접 조건에 있어서, 1000회의 스폿 용접을 연속해서 행하고, 용융부의 직경을 1점째 d₁과 1000점째 d₁₀₀₀으로 비교하여, d₁₀₀₀/d₁이 0.90 이상인 경우를 합격(○), 0.90 미만인 경우를 불합격(×)이라고 하였다.

내식성의 평가에는, 도금 강판을 150×70mm로 잘라낸 시험편을 사용하였다. 시험편에, 인산아연계의 딥형 화성 처리를 실시하고, 계속해서 양이온 전착 도장 20㎛를 실시하며, 또한 중도 35㎛, 상도 35㎛를 실시한 후, 이면과 단부를 절연 테이프로 시일하였다. 내식성 시험에는, SST 6hr→건조 4hr→ 습윤 4hr→ 냉동 4hr을 1 사이클로 하는 CCT를 사용하였다. 도장 후 내식성의 평가는, 도장면에 커터로 모재 강판까지 달하는 크로스컷을 실시하고, CCT 60사이클 후의 팽윤 폭을 측정하였다. 팽창 폭이 3.0mm 이하인 경우를 합격(○)이라고 하고, 3.0mm 초과인 경우를 불합격(×)이라고 하였다.

칩핑성은, 도금 강판을 70mm×150mm로 잘라낸 시험편을 사용하여 평가하였다. 먼저, 시험편에 대하여 자동차용 탈지, 화성 피막의 형성, 3 코팅 도장의 각 공정을 행하였다. 이어서, 시험편을 -20℃로 냉각 유지한 상태에서, 에어 압 2kgf/cm²로 쇄석(0.3 내지 0.5g) 10개를 수직으로 조사(照射)하였다. 쇄석의 조사는, 각 시험편에 대하여 5회씩 반복해서 실시하였다. 그 후, 각 시험편에 대해서, 합계 50개의 칩핑 자국을 관찰하고, 그 박리 계면의 위치에 따라서 이하의 기준으로 평가하였다. 박리 계면이 도금층보다 위(도금층-화성 피막의 계면 또는 전착 도장- 중도 도장의 계면)인 것을 (○)라고 하고, 도금층-지철에서의 계면 박리가 1개라도 있는 것을 (×)라고 하였다.

파우더링성은, 도금층의 가공성을 평가하기 위해서, V 굽힘 가공(JIS Z 2248)을 사용하여 평가하였다. 도금 강판을 50×90mm로 절단하고, 1R-90°V자 금형 프레스로 성형체를 형성하여, 시험체로 하였다. 각 시험체의 골부에 있어서, 테이프 박리를 실시하였다. 구체적으로는, 시험체의 굽힘 가공부 상에 폭 24mm의 셀로판 테이프를 눌렀다가 떼내고, 셀로판 테이프의 길이 90mm의 부분을 눈으로 보아 판단하였다. 평가 기준은 이하와 같이 하였다. 도금층의 박리가 가공부 면적에 대하여 5％ 미만인 것을 (○)라고 하고, 도금층의 박리가 가공부 면적에 대하여 5％ 초과인 것을 (×)라고 하였다.

실험예 89는, Si의 함유량이 크고, 주조 공정에 있어서 슬래브가 냉각 중에 깨졌기 때문에, 실험을 중단한 예이다.

실험예 92는, P의 함유량이 크고, 열연 공정에 있어서 슬래브가 가열 중에 깨졌기 때문에, 실험을 중단한 예이다.

실험예 94는, Al의 함유량이 크고, 주조 공정에 있어서 슬래브가 냉각 중에 깨졌기 때문에, 실험을 중단한 예이다.

실험예 33은, 어닐링 공정에 있어서의 가열 속도가 작고, 모재 강판에 있어서의 산화물의 성장이 과도하게 진행되어, 모재 강판의 표면에 파괴의 기점이 되는 조대한 산화물이 발생했기 때문에, 도금 밀착성 및 파우더링성이 열화된 예이다.

실험예 C44는, 예열 완료 온도가 높고, 도금 전의 강판 표면에 Si 및 Mn을 포함하는 조대한 산화물이 다수 생성되었기 때문에, 조대한 산화물이 존재하는 ζ 결정립과 모재 강판이 이루는 계면이, ζ상과 모재 강판의 전계면에 대하여 50％를 초과한 예이고, 도금 밀착성이 열악한 수준이다.

실험예 9는, 어닐링 공정의 여열대에 있어서의 공기비가 작고, ζ상의 경계면 점유율이 낮으며, 강판의 일부에 도금이 되지 않아, 외관, 도금 밀착성 및 내식성이 열화된 예이다.

실험예 43은, 어닐링 공정의 여열대에 있어서의 공기비가 크고, 강판 표면에 있어서의 탈탄이 과도하게 진행되었기 때문에, 미세화층의 평균 두께가 두꺼워지고, TS^1.5×El×λ^0.5가 저하되어, 충분한 특성이 얻어지지 않은 예이다.

실험예 3은, 도금 공정에 있어서의 식(1)의 값이 너무 작고, 도금층과 모재 강판의 계면에 δ상이 충분히 생성되지 않아, 충분한 도금 밀착성이 얻어지지 않은 예이다.

실험예 26은, 도금 공정에 있어서의 식(1)의 값이 너무 커서, 도금층 중의 Fe％가 과도하게 높아져, 충분한 도금 밀착성이 얻어지지 않은 예이다.

실험예 C39는, C의 함유량이 작고, 잔류 오스테나이트가 생성되지 않으며, 경질상의 체적 분율이 작아져, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않은 예이다.

실험예 C38은, C의 함유량이 크고, 스폿 용접성 및 성형성이 열화된 예이다.

실험예 C40은, Mn의 함유량이 작고, 어닐링 공정 및 도금 공정에 있어서 다량의 펄라이트 및 조대 시멘타이트가 생성되고, 잔류 오스테나이트상이 생성되지 않으며, 강판의 인장 강도 및 성형성이 충분히 얻어지지 않은 예이다.

실험예 91은, Mn의 함유량이 크고, 열연 공정에 있어서 슬래브가 가열 중에 깨졌기 때문에, 실험을 중단한 예이다.

실험예 C41은, S의 함유량이 크고, 다량의 조대 황화물이 생성되었기 때문에, 연성 및 구멍 확장성이 열화된 예이다.

실험예 C42는, N의 함유량이 크고, 다량의 조대 질화물이 생성되었기 때문에, 연성 및 구멍 확장성이 열화된 예이다.

실험예 C43은, O의 함유량이 크고, 다량의 조대 산화물이 생성되었기 때문에, 연성 및 구멍 확장성이 열화된 예이다.

실험예 C34는, Si 및 Al의 함유량이 식(2)를 충족시키지 않고, 다량의 탄화물이 생성되며, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않았기 때문에, 강도와 성형성의 밸런스가 열화된 예이다.

실험예 C18은, 열간 압연의 완료 온도가 낮고, 강판의 형상이 현저하게 악화되었기 때문에, 실험을 중지한 예이다.

실험예 C22는, 열간 압연 후에 코일에 권취하는 온도가 낮고, 냉간 압연 공정에 있어서 강판이 파단되었기 때문에, 실험을 중지한 예이다.

실험예 6은, 열연 강판에 냉간 압연을 실시하지 않은 예이며, 판의 평탄도가 나쁘고, 어닐링 처리를 행할 수 없어, 실험을 중지한 예이다.

실험예 35는, 냉간 압연에 있어서의 압하율이 과도하게 크고, 강판이 파단되었기 때문에, 실험을 중지한 예이다.

실험예 C4는, 어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도가 낮고, 잔류 오스테나이트상이 생성되지 않으며, 조대한 시멘타이트가 강판 중에 다수 존재하고, TS^1.5×El×λ^0.5가 열화되어, 충분한 특성이 얻어지지 않은 예이다.

실험예 C28은, 어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도가 Ac1+50 ℃보다 낮고, 잔류 오스테나이트상이 생성되지 않으며, 조대한 시멘타이트가 강판 중에 다수 존재하고, TS^1.5×El×λ⁰ ^.5가 열화되며, 충분한 특성이 얻어지지 않은 예이다.

실험예 C23은, 어닐링 공정의 환원대에 있어서의 수증기 분압 P(H₂O)와 수소 분압 P(H₂)의 비, P(H₂O)/P(H₂)가 작고, 표층의 입경이 미세화되지 않으며, 도금층에 있어서 ζ상의 생성이 진행되지 않았기 때문에, 도금 밀착성이 열화된 예이다. 실험예 C23은, 미세화층이 형성되지 않고, 모재 강판의 표면에 있어서의 페라이트상의 평균 입경은 3.3㎛이며, 표면으로부터 깊이 0.5㎛까지의 범위에 있어서의 강판 내부의 산화물 최대 직경은 0.01㎛ 미만이었다.

실험예 40은, 어닐링 공정의 환원대에 있어서의 수증기 분압 P(H₂O)와 수소 분압 P(H₂)의 비, P(H₂O)/P(H₂)가 크고, 모재 강판의 표층 미세화층이 과도하게 두꺼워지며, 도금층의 합금화가 과도하게 진행되었기 때문에, 도금 밀착성, 파우더링성 및 칩핑성이 열화된 예이다.

실험예 C5는, 750℃에서 700℃까지의 평균 냉각 속도가 작고, 다량의 탄화물이 생성되며, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않았기 때문에, 강도와 성형성의 밸런스가 열화된 예이다.

실험예 C15는, 700℃에서 500℃까지의 평균 냉각 속도가 작고, 다량의 탄화물이 생성되며, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않았기 때문에, 강도와 성형성의 밸런스가 열화된 예이다.

실험예 C24는, 도금 처리 전 및 도금 처리 후의 어떤 경우에도 베이나이트 변태 처리를 실시하지 않고, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않았기 때문에, 강도와 성형성의 밸런스가 열화된 예이다.

실험예 C25는, 도금 처리 전의 베이나이트 변태 처리 온도가 높고, 다량의 탄화물이 생성되며, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않았기 때문에, 강도와 성형성의 밸런스가 열화된 예이다.

실험예 C26은, 도금 처리 전의 베이나이트 변태 처리 온도가 낮고, 베이나이트 변태의 진행이 과도하게 억제되며, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않았기 때문에, 강도와 성형성의 밸런스가 열화된 예이다.

실험예 C9는, 도금 처리 전의 베이나이트 변태 처리 시간이 짧고, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않으며, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않았기 때문에, 강도와 성형성의 밸런스가 열화된 예이다.

실험예 C37은, 도금 처리 전의 베이나이트 변태 처리 시간이 길고, 다량의 탄화물이 생성되며, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않았기 때문에, 강도와 성형성의 밸런스가 열화된 예이다.

실험예 C8은, 도금 처리 후의 베이나이트 변태 처리 온도가 높고, 식(1)의 값이 과도하게 상승되고, 도금층 중의 Fe양이 상승되었기 때문에, 도금 밀착성이 열화된 예이다.

실험예 C16은, 도금 처리 후의 베이나이트 변태 처리 온도가 낮고, 베이나이트 변태의 진행이 과도하게 억제되며, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않았기 때문에, 강도와 성형성의 밸런스가 열화된 예이다.

실험예 C30은, 도금 처리 전의 베이나이트 변태 처리 시간과 도금 처리 후의 베이나이트 변태 처리 시간의 합이 작고, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않으며, 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않았기 때문에, 강도와 성형성의 밸런스가 열화된 예이다.

실험예 C10은, 도금 공정의 도금욕 중에 있어서의 유효 Al양이 과도하게 작고, 식(1)의 값이 과대해지며, 도금층 중의 Fe％가 과도하게 높아져, 충분한 도금 밀착성이 얻어지지 않은 예이다.

실험예 C17은, 도금 공정의 도금욕 중에 있어서의 유효 Al양이 과도하게 크고, 식(1)의 값이 너무 작아지며, 도금층과 모재 강판의 계면에 δ상이 충분히 생성되지 않아, 충분한 도금 밀착성이 얻어지지 않은 예이다.

상기 이외의 실험예는, 우수한 강도, 연성, 구멍 확장성, 스폿 용접성, 도금 밀착성을 갖는 용융 아연 도금 강판이 얻어진 예이다.

「실시예 2」

「실시예 1」에서 얻은 실험예 1의 도금 강판으로부터 시험편을 채취하였다. 계속해서, 시험편의 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로서 이온 밀링 가공에 의해 연마하고, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM)으로, 가속 전압 5kV의 조건에서 반사 전자(BSE)상을 얻었다. 그 결과를 도 2에 나타낸다.

도 2에 도시한 바와 같이, 실험예 1의 도금 강판에는, ζ상을 포함하는 주상정을 포함하는 도금층이 형성되어 있었다. 또한, 실험예 1의 도금 강판의 모재 강판에는, 도금층의 계면에 직접 접하는 미세화층이 형성되어 있었다. 도 2에 도시한 바와 같이, 실험예 1의 도금 강판의 미세화층 중에는, 산화물(주위와 비교하여 어둡게 보이는 부분)이 포함되어 있었다.

「실시예 3」

「실시예 1」에서 얻은 실험예 1의 도금 강판과 동일하게 하여 냉연 강판을 제조하고, 실험예 1의 도금 강판과 동일하게 하여 어닐링 공정을 행하여, 어닐링판을 얻었다. 어닐링판을, 표 15에 나타내는 도금 공정 조건(유효 Al양, 도금욕 온도(욕 온도), 강판의 진입 온도, 침지 시간)에서 아연 도금욕에 침지시켜 도금을 실시하였다.

도금 공정 후, 표 15에 나타내는 도금 후 냉각 공정 조건(식(1))에서 냉각 처리를 실시하였다. 또한, 표 15에 나타내는 조건(압하율)에서 냉간 압연을 실시하여, 실험예 104 내지 111의 도금 강판을 얻었다.

얻어진 도금 강판에 대하여 「실시예 1」과 동일하게 하여, 모재 강판의 도금층 관찰을 행하였다. 그 결과를 표 15에 나타내었다.

또한, 얻어진 도금 강판에 대하여 「실시예 1」과 동일하게 하여, 잔류 오스테나이트의 체적 분율(γ 분율)을 측정하였다.

또한, 얻어진 도금 강판에 대하여 「실시예 1」과 동일하게 하여, 도금의 부착량을 구하였다. 그 결과를 표 15에 나타내었다.

또한, 도금 강판에 대하여 「실시예 1」과 동일하게 하여, 미세화층의 평균 두께와, 페라이트상의 평균 입경과, 산화물의 최대 직경을 구하였다. 그 결과를 표 15에 나타내었다.

또한, 얻어진 도금 강판에 대하여 「실시예 1」과 동일하게 하여, 인장 시험, 구멍 확장 시험, 굽힘 시험, 밀착성 평가 시험, 스폿 용접 시험, 부식 시험을 행하였다. 그 결과를 표 15에 나타내었다.

또한, 실험예 1의 결과에 대해서도, 표 15에 함께 나타낸다.

표 15에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 실시예인 실험예 105 내지 111은, 양호한 도금 밀착성을 갖고, 스폿 용접성 및 내식성도 우수하였다.

이에 반해, 표 15에 나타낸 바와 같이, 실험예 104는, 도금층과 모재 강판의 전계면 중, ζ상과 모재 강판의 계면이 차지하는 비율(ζ 경계면 점유율)이 20％ 미만이므로, 도금 밀착성 및 스폿 용접성이 불충분하였다.

이상, 본 발명의 각 실시 형태에 대하여 상세하게 설명했지만, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시하는 데 있어서 구체화된 예를 나타낸 것에 지나치지 않는다. 본 발명은, 이들 실시 형태에 의해 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안되는 것이다. 즉, 본 발명은, 그 기술 사상 또는 그 주요한 특징으로부터 벗어나지 않고 다양한 형태로 실시할 수 있다.

본 발명은, 도금 밀착성이 우수한 용융 아연 도금 강판에 유효한 기술이다. 그리고, 본 발명에 따르면, 성형 후의 도금 밀착성이 우수한 용융 아연 도금 강판을 제공할 수 있다.

Claims

모재 강판과 상기 모재 강판 중 적어도 한쪽의 표면에 형성된 용융 아연 도금층을 포함하고,
상기 용융 아연 도금층은, 상기 강판의 표면에, Fe 함유량이 0.5％ 이상 5％ 이하이고, Al 함유량이 0.01％ 이상 1.0％ 이하이고, ζ상을 포함하는 주상정을 포함하고, 또한 상기 용융 아연 도금층과 모재 강판의 전계면 중 20％ 이상이 ζ상으로 피복되며, 상기 용융 아연 도금층에 있어서, ζ 결정립 중 긴 직경 0.2㎛ 이상의 조대한 산화물이 존재하는 ζ 결정립과 모재 강판이 이루는 계면이, 상기 ζ상과 모재 강판의 전계면에 대하여 50％ 이하이고,
상기 모재 강판이, 질량％로,
C: 0.040 내지 0.400％,
Si: 0.05 내지 2.50％,
Mn: 0.50 내지 3.50％,
P: 0.0001 내지 0.1000％,
S: 0.0001 내지 0.0100％,
Al: 0.001 내지 1.500％,
N: 0.0001 내지 0.0100％,
O: 0.0001 내지 0.0100％,
Si+0.7Al≥0.30(식 중의 원소 기호는, 그 원소의 함유량(질량％)을 나타냄)을 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물을 포함하는 화학 성분을 갖고,
상기 모재 강판과 상기 용융 아연 도금층의 계면에 직접 접하는 미세화층을 갖고, 상기 미세화층의 평균 두께가 0.1 내지 5.0㎛, 상기 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이 0.1 내지 3.0㎛이며, 상기 미세화층 중에 Si 및 Mn 중 1종 또는 2종 이상의 산화물을 함유하고, 상기 산화물의 최대 직경이 0.01 내지 0.4㎛이며,
상기 페라이트상의 상기 평균 입경 및 상기 산화물의 상기 최대 직경은 상기 모재 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 해서 측정되고,
상기 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 체적 분율로, 잔류 오스테나이트상을 1％ 이상 25％ 이하를 갖는 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서,
상기 용융 아연 도금층에 대해서, 상기 모재 강판의 편면에 있어서의 도금 부착량이 10g/m² 이상, 100g/m² 이하인 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서,
상기 모재 강판이, 질량％로,
Ti: 0.001 내지 0.150％,
Nb: 0.001 내지 0.100％,
V: 0.001 내지 0.300％
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 용융 아연 도금 강판.
제2항에 있어서,
상기 모재 강판이, 질량％로,
Ti: 0.001 내지 0.150％,
Nb: 0.001 내지 0.100％,
V: 0.001 내지 0.300％
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서,
상기 모재 강판이, 질량％로,
Cr: 0.01 내지 2.00％,
Ni: 0.01 내지 2.00％,
Cu: 0.01 내지 2.00％,
Mo: 0.01 내지 2.00％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
W: 0.01 내지 2.00％
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 용융 아연 도금 강판.
제2항에 있어서,
상기 모재 강판이, 질량％로,
Cr: 0.01 내지 2.00％,
Ni: 0.01 내지 2.00％,
Cu: 0.01 내지 2.00％,
Mo: 0.01 내지 2.00％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
W: 0.01 내지 2.00％
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 용융 아연 도금 강판.
제3항에 있어서,
상기 모재 강판이, 질량％로,
Cr: 0.01 내지 2.00％,
Ni: 0.01 내지 2.00％,
Cu: 0.01 내지 2.00％,
Mo: 0.01 내지 2.00％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
W: 0.01 내지 2.00％
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 용융 아연 도금 강판.
제4항에 있어서,
상기 모재 강판이, 질량％로,
Cr: 0.01 내지 2.00％,
Ni: 0.01 내지 2.00％,
Cu: 0.01 내지 2.00％,
Mo: 0.01 내지 2.00％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
W: 0.01 내지 2.00％
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 용융 아연 도금 강판.
제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 모재 강판이, 질량％로,
Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.0100％ 더 함유하는 용융 아연 도금 강판.