KR101958580B1

KR101958580B1 - 용융 아연도금용 또는 합금화 용융 아연도금용 원판 및 그의 제조 방법, 및 용융 아연도금 강판 또는 합금화 용융 아연도금 강판

Info

Publication number: KR101958580B1
Application number: KR1020177006583A
Authority: KR
Inventors: 미노루 지다; 히로시 이리에
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2014-08-29
Filing date: 2015-08-11
Publication date: 2019-03-14
Also published as: JP2016050356A; MX2017002520A; CN106574344A; WO2016031556A1; US10597764B2; KR20170042667A; US20170137923A1; JP6505480B2; CN106574344B

Abstract

부도금의 발생이 억제된 고강도 도금 강판을 제조하기 위한 소재로서 유용한 고강도 용융 아연도금용 또는 고강도 합금화 용융 아연도금용 원판을, 환원 소둔 방법에 의해 효율 좋게 제조하는 기술을 제공한다. 본 발명의 용융 아연도금용 또는 합금화 용융 아연도금용 원판은, 환원 소둔 후의 표면의 33.6μm×41.4μm의 측정 시야에 있어서, 전자선 마이크로애널라이저에 의한 Fe의 매핑 강도를 0부터 240까지 15간격으로 16분할했을 때, 상기 매핑 강도 195 이상이 차지하는 영역이 70% 이상을 만족한다.

Description

용융 아연도금용 또는 합금화 용융 아연도금용 원판 및 그의 제조 방법, 및 용융 아연도금 강판 또는 합금화 용융 아연도금 강판{ORIGINAL SHEET FOR HOT-DIP GALVANIZATION OR ALLOYED HOT-DIP GALVANIZATION, PRODUCTION METHOD THEREFOR, AND HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET OR ALLOYED HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET}

본 발명은, 부도금(不鍍金)의 발생이 억제된 고강도 용융 아연도금 강판 또는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판의 소재로서 유용한 고강도 용융 아연도금용 또는 고강도 합금화 용융 아연도금용 원판 및 그의 제조 방법, 및 당해 고강도 용융 아연도금 강판 또는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판에 관한 것이다.

근년, 자동차 등의 연비 향상을 도모하고, 내식성 등을 높이기 위해, 고장력 강판에 용융 아연도금 또는 합금화 용융 아연도금의 아연도금이 실시된 고강도 도금 강판이 널리 사용되고 있다. 이와 같은 고강도 도금 강판으로서, Si나 Mn을 첨가해서 강도, 연성, 가공성 등의 특성을 향상시킨 강판의 사용이 증가하고 있다.

한편, Si 및 Mn은 Fe보다도 산화되기 쉬운 용이산화성 원소이다. 그 때문에, Fe에 있어서는 환원성 분위기이더라도, Si 및 Mn은 용이하게 산화되어서 강판 표면에 농화되어, 산화물을 형성하는 경우가 있다. 이들 산화물은, 도금 시의 용융 아연과 강판 표면의 도금 젖음성을 현저하게 저하시켜서, 부도금의 발생이나 합금화 불량을 야기하여, 도금 강판의 외관 성상을 악화시킨다.

그래서, Si나 Mn의 첨가에 수반하는 부도금의 발생이 억제된 고강도 도금 강판을 제조하기 위해서, 여러 가지의 방법이 제안되고 있다. 예를 들면 특허문헌 1에는, Si 및 Mn을 포함하고, 도금 젖음성 및 내픽업성이 우수한 용융 아연도금 강판의 제조 방법이 제안되어 있다. 구체적으로는, 올 라디언트 튜브형의 가열로를 구비한 연속식 용융 아연도금 설비에 있어서, 노 내의 수소 분압과 수증기 분압의 대수비를 제어하면서, 예열, 가열, 균열의 공정 순서로 소둔하는 방법이 개시되어 있다.

일본 특허공개 2013-142198호 공보

그러나, 상기 특허문헌 1에서는, 소둔로를 3개의 구획으로 나누고, 각각의 구획에서 분위기가 대폭으로 상이하도록 제어하지 않으면 안 되어, 다대한 설비 투자가 필요해져, 비용이 대폭으로 상승한다.

본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 부도금의 발생이 억제된 고강도 도금 강판을 제조하기 위한 소재로서 유용한 고강도 용융 아연도금용 또는 고강도 합금화 용융 아연도금용 원판을, 환원 소둔 방법에 의해 효율 좋게 제조하는 기술을 제공하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 용융 아연도금용 또는 합금화 용융 아연도금용 원판은, 질량%로, C: 0.06∼0.3%, Si: 1.00∼1.6%, Mn: 1∼3%, Al: 0% 초과 0.1% 이하를 함유하고, Si/Mn의 비가 1.0 이하를 만족하는 강판을, 환원 소둔해서 얻어지는 아연도금용 원판으로서, 상기 아연도금용 원판의 표면에 대해서, 전자선 마이크로애널라이저에 의해 Fe의 매핑을 실시하고, 33.6μm×41.4μm의 측정 시야에 관찰되는 Fe의 매핑 강도를 0부터 240까지 15간격으로 16분할했을 때, 상기 매핑 강도 195 이상이 차지하는 영역이 70% 이상인 것에 요지를 갖는다.

상기 아연도금용 원판은, 질량%로, 이하의 (a)∼(c) 중 어느 것에 속하는 1종 이상을 추가로 함유하는 것이어도 된다.

(a) Cr: 0% 초과 1% 이하, 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종

(b) B: 0% 초과 0.005% 이하

(c) Ti: 0% 초과 0.1% 이하, 및 Nb: 0% 초과 0.1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종.

또한, 상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 용융 아연도금용 또는 합금화 용융 아연도금용 원판의 제조 방법은, 상기 성분 조성의 강판을, H₂: 5∼10체적%를 함유하는 질소 분위기하에서, 환원 소둔해서 아연도금용 원판을 제조하는 방법으로서, 상기 환원 소둔은, 상기 강판의 판 온도를 600℃ 이상 620℃ 이하의 온도역에서 20초 이상 유지하는 가열 공정을 포함하는 것에 요지를 갖는다.

본 발명에는, 상기의 용융 아연도금용 또는 합금화 용융 아연도금용 원판을 이용해서 얻어지는 용융 아연도금 강판 또는 합금화 용융 아연도금 강판도 포함된다.

본 발명에 의하면, 환원 소둔법에 의해 고강도 용융 아연도금용 또는 고강도 합금화 용융 아연도금용 원판을 효율 좋게 제조할 수 있다.

본 발명의 제조 방법을 이용하면, 부도금의 발생이 억제된 고강도 용융 아연도금 강판 또는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판을 저비용으로 제공할 수 있다.

본 발명의 용융 아연도금용 또는 합금화 용융 아연도금용 원판은, Si 및 Mn을 포함하는 강판을 환원 소둔해서 얻어지는 것이며, 아연도금용 원판 표면에 대해서 전자선 마이크로애널라이저(EPMA: Electron Probe MicroAnalyser)에 의한 Fe의 매핑을 실시했을 때, 33.6μm×41.4μm의 측정 시야에 관찰되는 Fe의 매핑 강도를 0부터 240까지 15간격으로 16분할했을 때, 상기 매핑 강도 195 이상이 차지하는 영역이 70% 이상을 만족하는 것이다. 이와 같은 아연도금용 원판을 이용하면, 부도금의 발생이 억제된 용융 아연도금 강판 또는 합금화 용융 아연도금 강판이 얻어진다.

본 명세서에 있어서 「아연도금용 원판」이란, 고강도 용융 아연도금 강판 또는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판의 소재로서 이용되는 강판으로서, 냉간 압연 후의 강판을 환원 소둔한 후, 아연도금을 행하기 전의 강판을 의미한다. 이하에서는, 용융 아연도금용 또는 합금화 용융 아연도금용 원판을 간단히 아연도금용 원판 또는 원판으로 약기하는 경우가 있다.

본 명세서에 있어서 「용융 아연도금 강판 또는 합금화 용융 아연도금 강판」이란, 상기 아연도금용 원판에 용융 아연도금 처리 또는 합금화 용융 아연도금 처리를 실시해서 얻어지는 도금 강판을 의미한다. 이하에서는, 상기 「용융 아연도금 강판 또는 합금화 용융 아연도금 강판」을 간단히 아연도금 강판 또는 도금 강판으로 약기하는 경우가 있다.

먼저, 본 발명에 도달한 경위의 개요를 설명한다.

전술한 바와 같이, Si 및 Mn은 Fe보다도 산화되기 쉬운 용이산화성 원소이며, 아연도금용 원판의 표면에 농화되어서 산화물을 형성한다. 이때, Si 및 Mn은 재결정에 의해 형성된 결정립계를 통해서, 아연도금용 원판의 표면에 농화된다고 말해지고 있다. 따라서, Si 및 Mn이 아연도금용 원판의 표면에 농화되는 것은 재결정이 완료되는 온도, 즉 강판의 판 온도로 600℃ 정도라고 생각된다.

아연도금용 원판의 표면에 형성되는 산화물은 Si 산화물, Mn 산화물, Si-Mn 복합 산화물의 3개로 대별된다. Mn 산화물은 산화 상태에 따라 몇 가지의 화합물이 존재하는데, 이 중 MnO₂는 융점이 535℃로 비교적 저온이다. 강판의 재결정 완료 온도는 600℃ 정도이며, 만약, 아연도금용 원판의 표면에 형성되는 Mn 산화물에 저융점의 MnO₂가 포함되어 있으면, MnO₂는 즉시 용융 상태가 된다고 생각된다.

또, 600℃ 정도의 범위로 일정 시간 유지하고 있으면, MnO₂는 환원 소둔의 승온 과정에서 농화되어 오는 Si 및 Mn도 권입하여, 아연도금용 원판의 표면에 넓게, 융점이 낮은 용융 상태의 Si-Mn 복합 산화물을 형성한다고 생각된다. 승온한 후, 강온하지만, 전술한 Si-Mn 복합 산화물의 융점이 상기 강판의 판 온도보다 저온이라면, Si-Mn 복합 산화물은 응고를 개시한다고 생각된다. 이때, Si-Mn 복합 산화물은 응집되면서 응고되므로, 아연도금용 원판 상에는, 미세한 돔상의 산화물이 형성된다고 예측된다. 그 때문에, 아연도금용 원판 표면에서 차지하는 상기 산화물의 점적률은 작아지고, Fe의 노출면이 넓게 출현한다고 생각된다. 한편, 600℃ 정도의 범위로 유지하지 않고 승온한 경우에는, 용융 상태의 Si-Mn 복합 산화물은 형성되지 않고, 융점이 900℃를 초과하는 Si 산화물, Mn 산화물, 또는 Si-Mn 복합 산화물이 아연도금용 원판의 표면을 넓게 덮기 때문에, 부도금이 발생하기 쉬워진다고 생각된다.

이와 같은 추측 메커니즘에 기초하여, 본 발명자들은 추가로 검토를 행했다. 그 결과, 환원 소둔 시에 있어서의 가열 공정 시, 전술한 600℃ 이상 620℃ 이하의 온도역을 20초 이상 유지하는 공정을 포함하도록 환원 소둔을 행하면, 아연도금용 원판 표면에 형성되는 산화물의 형태가 제어되어서 Fe의 노출 면적이 일정 이상 확보된 아연도금용 원판이 얻어진다는 것, 상기 아연도금용 원판을 이용하면, 부도금의 발생이 억제된 도금 강판이 얻어진다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성했다.

전술한 바와 같이 본 발명의 아연도금용 원판은, 질량%로, C: 0.06∼0.3%, Si: 1.00∼1.6%, Mn: 1∼3%, Al: 0% 초과 0.1% 이하를 함유하고, Si/Mn의 비가 1.0 이하를 만족하는 강판을, 환원 소둔해서 얻어지는 아연도금용 원판으로서, 상기 아연도금용 원판의 표면에 대해서, 전자선 마이크로애널라이저에 의해 Fe의 매핑을 실시하고, 33.6μm×41.4μm의 측정 시야에 관찰되는 Fe의 매핑 강도를 0부터 240까지 15간격으로 16분할했을 때, 상기 매핑 강도 195 이상이 차지하는 영역이 70% 이상인 점에 특징이 있다.

이하에서는, 상기와 같이 해서 측정되는 Fe의 매핑 강도가 195 이상인 영역을 간단히 Fe 노출 영역이라고 부르는 경우가 있다. 또한, 상기 측정 시야 전체에 대한 Fe 노출 영역이 차지하는 비율을 간단히 Fe 노출률이라고 부르는 경우가 있다.

우선, 본 발명의 아연도금용 원판은, Fe 노출률 70% 이상을 만족한다. Fe 노출률이 클수록, 용융 아연과의 반응성이 높아져, 부도금의 발생을 억제할 수 있다. Fe 노출률의 하한은, 바람직하게는 72% 이상, 보다 바람직하게는 75% 이상이다. Fe 노출률은 클수록 바람직하지만, 100%로 하는 것은 공업 생산상 불가능하다.

또 상기 아연도금용 원판은, 이하의 성분 조성을 만족한다.

C: 0.06∼0.3%

C는 도금 강판의 강도를 상승시키기 위해서 필요한 원소이며, C량이 0.06% 미만이면 강도의 확보가 곤란하다. 그 때문에, C량의 하한을 0.06% 이상으로 한다. C량의 하한은, 바람직하게는 0.07% 이상, 보다 바람직하게는 0.08% 이상이다. 그러나, C량이 과잉이 되면 용접성이 저하되게 되기 때문에, C량의 상한을 0.3% 이하로 한다. C량의 상한은, 바람직하게는 0.28% 이하, 보다 바람직하게는 0.25% 이하이다.

Si: 1.00∼1.6%

Si는 고용 강화 원소이며, 도금 강판의 강도를 상승시키는 것에 유효하다. 또한, Si는 특히 도금층에 접동을 수반하는 가공에 대해서, 도금 밀착성을 높이는 효과도 갖고 있다. 그것을 위해서, Si량의 하한을 1.00% 이상으로 한다. Si량의 하한은, 바람직하게는 1.1% 이상, 보다 바람직하게는 1.2% 이상이다. 그러나, Si량이 1.6%를 초과하면, 산화물의 응집이 불충분해져, Fe 노출률을 70% 이상으로 확보할 수 없어서, 부도금 발생을 억제할 수 없게 된다. 그 때문에 Si량의 상한을 1.6% 이하로 한다. Si량의 상한은, 바람직하게는 1.5% 이하, 보다 바람직하게는 1.4% 이하이다.

Mn: 1∼3%

Mn은 담금질성을 높여, 도금 강판의 강도를 높이기 위해서 유용한 원소이다. 그것을 위해서 Mn량의 하한을 1% 이상으로 한다. Mn량의 하한은, 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.4% 이상이다. 그러나, Mn량이 3%를 초과하면 Mn의 편석이 생겨서 가공성이 저하된다. 그 때문에 Mn량의 상한을 3% 이하로 한다. Mn량의 상한은, 바람직하게는 2.9% 이하, 보다 바람직하게는 2.8% 이하이다.

Al: 0% 초과 0.1% 이하

Al은 탈산 목적으로 첨가함과 더불어 페라이트의 형성을 촉진하여, 연성을 높이는 효과가 있다. 그것을 위해서 Al량의 하한을 0% 초과로 한다. Al량의 하한은, 바람직하게는 0.02% 이상, 보다 바람직하게는 0.04% 이상이다. 그러나, 과잉된 첨가는 Al계의 조대 개재물의 개수를 증대시켜, 구멍 확장성 열화나 표면 자국의 원인이 된다. 그 때문에, Al량의 상한을 0.1% 이하로 한다. Al량의 상한은, 바람직하게는 0.09% 이하, 보다 바람직하게는 0.08% 이하이다.

Si/Mn의 비: 1.0 이하

또, 강 중의 Si량(질량%)과 Mn량(질량%)의 관계는, Si/Mn의 비가 1.0 이하를 만족시킬 필요가 있다. Si량이 Mn량보다 많아지면, 환원 소둔 시에 발생하는 SiO₂의 생성을 억제할 수 없다. SiO₂는, 용융 아연과 반응하지 않기 때문에, 이것이 원판 표면에 형성되면 부도금이 발생한다. Si/Mn의 상한은, 바람직하게는 0.98 이하, 보다 바람직하게는 0.95 이하이다. Si/Mn의 하한은, Si량의 하한 및 Mn량의 상한을 고려하면, 바람직하게는 0.33 이상, 보다 바람직하게는 0.38 이상이다.

본 발명에 이용되는 강 중 원소는 상기한 바와 같고, 잔부는 철 및 불가피 불순물이다. 상기 불가피 불순물로서, 예를 들면, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 들어가는 원소, 예를 들면, S, P, H, N 등을 들 수 있다.

추가로, 상기 원판은, 이하의 선택 성분을 함유해도 된다.

Cr: 0% 초과 1% 이하, 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종

Cr 및 Mo는 모두 담금질성 향상에 유효한 원소이다. 이들 원소는, 각각 단독으로 또는 적절히 조합해서 함유시켜도 된다.

Cr: 0% 초과 1% 이하

Cr은 담금질성을 향상시켜, 원판의 마이크로 조직에 경질인 베이나이트나 마텐자이트를 형성시켜서, 도금 강판의 고강도화에 유효하게 기여하는 원소이다. 그것을 위해서, Cr량의 하한은, 바람직하게는 0% 초과, 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 그러나, Cr량이 1%를 초과하면 이 효과는 포화된다. 그 때문에 Cr량의 상한은, 바람직하게는 1% 이하, 보다 바람직하게는 0.9% 이하로 한다. 한편, Cr은 부도금 발생의 억제에는 거의 기여하지 않는다.

Mo: 0% 초과 1% 이하

Mo는 담금질성을 향상시켜, 원판의 마이크로 조직에 경질인 베이나이트나 마텐자이트를 형성시켜서, 도금 강판의 고강도화에 유효하게 기여하는 원소이다. 그것을 위해서, Mo량의 하한은, 바람직하게는 0% 초과, 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 그러나, Mo량이 1%를 초과하면 이 효과는 포화됨과 더불어 대폭적인 비용 상승이 된다. 그 때문에 Mo량의 상한은, 바람직하게는 1% 이하, 보다 바람직하게는 0.9% 이하로 한다.

B: 0% 초과 0.005% 이하

B는 Si 및 Mn과 마찬가지로, 용이산화성 원소이지만, 환원 소둔 과정에 있어서 원판 표면으로 이동할 때, Si 및 Mn이, 재결정에 의해 형성된 결정립계를 이동하는 데 비해, B는 입계의 형성에 관계없이 원판 표면으로 이동한다고 말해지고 있다. B의 산화물 B₂O₃은 융점이 낮고, 유리 형상의 복합 산화물을 형성하여, 복합 산화물의 융점을 저하시킨다. 상기 복합 산화물의 융점은 불명하지만, B를 첨가함으로써 저융점의 유리 형상 복합 산화물이 보다 형성되기 쉬워져, 산화물이 돔상으로 응집되어서 Fe 노출률이 한층 커지기 쉬워진다고 생각된다. 상기 복합 산화물의 형성 용이성 등을 고려하면, B의 하한은, 바람직하게는 0% 초과, 보다 바람직하게는 0.0003% 이상이다. 그러나, B량이 0.005%를 초과하더라도 복합 산화물 형성 효과는 포화되어, 도금성은 그 이상 개선되지 않는다. 그 때문에 B량의 상한은, 바람직하게는 0.005% 이하, 보다 바람직하게는 0.004% 이하로 한다.

Ti: 0% 초과 0.1% 이하, 및 Nb: 0% 초과 0.1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종

Ti 및 Nb는 모두 마이크로 조직을 미세화하는 효과를 가져, 강도와 연성의 밸런스를 높이는 원소이다. 이들 원소는, 각각 단독으로 또는 적절히 조합해서 함유시켜도 된다.

Ti: 0% 초과 0.1% 이하

Ti는 페라이트 중에 석출됨으로써 도금 강판의 고강도화에도 유효한 원소이기도 하다. 그것을 위해서, Ti량의 하한은, 바람직하게는 0% 초과, 보다 바람직하게는 0.01% 이상이다. 그러나, Ti량이 0.1%를 초과하면 이 효과는 포화된다. 그 때문에 Ti량의 상한은, 바람직하게는 0.1% 이하, 보다 바람직하게는 0.09% 이하, 더 바람직하게는 0.08% 이하로 한다.

Nb: 0% 초과 0.1% 이하

Nb는 페라이트 중에 석출됨으로써 도금 강판의 고강도화에도 유효한 원소이기도 하다. 그것을 위해서, Nb량의 하한은, 바람직하게는 0% 초과, 보다 바람직하게는 0.01% 이상이다. 그러나, Nb량이 0.1%를 초과하면 페라이트의 연성을 저하시켜, 가공성이 저하된다. 그 때문에 Nb량의 상한은, 바람직하게는 0.1% 이하, 보다 바람직하게는 0.09% 이하, 더 바람직하게는 0.08% 이하로 한다.

이상, 본 발명의 아연도금용 원판에 대해서 설명했다.

다음으로, 본 발명의 아연도금용 원판을 제조하는 방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 아연도금용 원판은, 상기 성분 조성을 갖는 강을 용제, 열간 압연, 산세, 냉간 압연한 후, 하기의 환원 소둔을 행하는 것에 의해 얻어진다. 환원 소둔 이외의 공정은, 일반적으로 행해지고 있는 조건을 채용하면 된다. 본 발명에 따른 아연도금용 원판의 바람직한 제조 방법은 이하와 같다.

우선, 상기 성분 조성을 갖는 강을 용제한 후, 열간 압연을 행한다. 열간 압연의 가열 온도는, 마무리 온도를 확보하기 위해서, 바람직하게는 1100∼1300℃ 정도로 한다. 열간 압연의 마무리 온도는, 바람직하게는 800∼950℃로 한다.

마무리 압연 후, 권취 개시 온도까지의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 10∼120℃/s로 한다.

권취 온도는 700℃ 이하로 하는 것이 좋다. 권취 온도가 700℃를 초과하면, 강판 표면에 형성되는 스케일이 두꺼워져, 산세성이 열화된다. 그 때문에, 권취 온도의 상한은, 바람직하게는 700℃ 이하로 한다. 한편, 권취 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 지나치게 낮으면 저온 변태 생성상이 과잉으로 생성되어, 강판이 지나치게 단단해져서 냉간 압연성을 저하시킨다. 그 때문에, 권취 온도의 하한은, 바람직하게는 250℃ 이상, 보다 바람직하게는 400℃ 이상이다.

이와 같이 제조한 열간 압연 후의 강판에 산세를 행한다. 산세는 통상적 방법에 따라서 행하면 되고, 1회의 산세를 행해도 되며, 복수회로 나누어서 산세를 행해도 된다.

산세 후, 냉간 압연을 행한다. 냉간 압연의 압하율을 15% 이상으로 하는 것이 좋다. 그 이유는, 압하율을 15% 미만으로 하기 위해서는, 열간 압연 공정에서 강판의 판 두께를 얇게 하지 않으면 안 되고, 열간 압연 공정에서 판 두께를 얇게 하면 강판 길이가 길어지므로, 산세에 시간이 걸려 생산성이 저하되기 때문이다. 그 때문에, 압하율의 하한은, 바람직하게는 15% 이상, 보다 바람직하게는 30% 이상, 더 바람직하게는 45% 이상이다. 그러나, 압하율이 70%를 초과하면 냉간 압연 하중이 지나치게 커져 버려서, 냉간 압연이 곤란해진다. 그 때문에, 압하율의 상한은, 바람직하게는 65% 이하, 보다 바람직하게는 60% 이하로 한다.

상기와 같이 해서 얻어진 강판을 환원 소둔한다. 환원 소둔은 예를 들면 연속식 용융 아연도금 라인(CGL: Continuous Galvanizing Line)에서 행하는 것이 권장된다. 상기 CGL은, 올 라디언트 튜브 방식의 전체 환원형 소둔로를 갖는 것이 바람직하다. 본 발명을 특징짓는 환원 소둔의 상세는 이하와 같다.

환원 분위기: N₂- 5∼10체적% H₂

환원 소둔 시의 가열 처리는, 아연도금용 원판 표면에 있어서의 Fe 노출 영역을 확보하기 위해서, H₂를 5∼10체적% 함유하고, 잔부가 N₂ 및 불가피적 불순물인 환원 분위기하에서 행한다. H₂ 농도가 5체적% 미만이면, Fe의 산화를 억제할 수는 없다. 그 때문에 H₂의 하한값을 5체적% 이상으로 한다. 바람직하게는 5.5체적% 이상, 보다 바람직하게는 6체적% 이상이다. 그러나, H₂가 10체적%를 초과하면, 환원 소둔 후의 아연도금용 원판 표면에 있어서의 Fe 노출 영역이 저감하여, 부도금 발생 면적률이 상승한다. 그 때문에, H₂의 상한값을 10체적% 이하로 한다. H₂의 상한값은 바람직하게는 9.5체적% 이하, 보다 바람직하게는 9체적% 이하이다. 한편, 질소 가스 분위기 중의 H₂량이 10체적%를 초과하면 상기 Fe 노출 영역이 저감하는 상세한 이유는 불명하지만, H₂ 농도가 높아지면 Si 및 Mn이 결정립계뿐만 아니라 결정립 내에도 농화되기 쉬워져, 그 결과, Fe면의 노출이 방해될 수 있다고 생각된다.

상기 환원 분위기하, 가열해서 환원 소둔한다. 환원 소둔에 있어서의 강판의 판 온도의 하한은, 가공성 등의 관점에서, 약 (A_c1+50℃) 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 780℃ 이상, 더 바람직하게는 790℃ 이상이다. 한편, 환원 소둔에 있어서의 강판의 판 온도의 상한은, 바람직하게는 900℃ 이하, 보다 바람직하게는 890℃ 이하이다. 상기 900℃는 일반적인 환원 소둔의 상한 온도이다.

여기에서 A_c1점은, 하기 식에 기초해서 산출되는 것이다(「강좌·현대의 금속학 재료편 4 철강 재료」, 사단법인 일본금속학회로부터).

A_c1점

=723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]+290×[As]+6.38×[W]

이하에 상술하는 바와 같이, 본 발명에서는, 가열 도중의 600∼620℃의 온도역에 있어서의 유지 시간을 20초 이상으로 제어한 것에 최대의 특징이 있고, 상기 요건을 만족하는 한, 가열 시의 평균 승온 속도는 특별히 한정되지 않으며, 가열 도중의 600∼620℃의 온도역을 제외하고 통상 이용되는 범위를 적절히 채용할 수 있다. 예를 들면 일반적인 평균 승온 속도는, 생산성의 관점에서, 바람직하게는 2℃/s 이상, 보다 바람직하게는 4℃/s 이상, 더 바람직하게는 6℃/s 이상이다. 그러나, 평균 승온 속도가 20℃/s 초과가 되면, 재결정 거동이 불균일해져, 아연도금용 원판의 형상을 무너뜨릴 우려가 있다. 그 때문에, 평균 승온 속도의 상한은, 바람직하게는 20℃/s 이하, 보다 바람직하게는 15℃/s 이하, 더 바람직하게는 12℃/s 이하이다.

600∼620℃의 온도역에 있어서의 유지 시간: 20초 이상

본 발명에 있어서의 환원 소둔 공정은, 승온 시, 강판의 판 온도를 600∼620℃의 온도역에서 20초 이상 유지하는 공정을 포함하는 것이 중요하다. 전술한 저융점의 MnO₂를 기점으로 하는 Si-Mn 복합 산화물의 응집 메커니즘에 의하면, 승온 시에 유의해야 할 온도역은 600∼620℃의 범위이고, 이 온도역을 통과하는 시간을 20초 이상으로 하면, 부도금의 발생이 억제된 도금 강판이 얻어진다는 것을 발견했다(후기하는 실시예를 참조).

본 명세서에 있어서 「600∼620℃의 온도역에서 20초 이상 유지한다」란, 상기 온도역을 20초 이상에 걸쳐 승온하는 것, 즉, 상기 온도역을 통과하는 시간(유지하는 시간)이 20초 이상인 것을 의미한다. 상기 요건을 만족하는 한, 그 패턴은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들면, 상기 온도역의 통과 시간이 20초 이상이 되도록, 상기 온도역을 전부, 일정한 평균 승온 속도로 가열해도 된다. 후기하는 실시예에 기재된 바와 같이, 상기 온도역의 일부 영역을 일정 시간 유지하는 등온 유지 공정을 포함하도록 가열해도 된다. 또는, 상기 온도역의 일부 영역을 냉각해도 된다. 이들은 본 발명에서 적용 가능한 패턴의 일례이며, 「상기 온도역을 20초 이상에 걸쳐 유지한다」라는 요건을 만족하는 한, 여러 가지의 패턴을 채용할 수 있다.

한편, 본 명세서에 있어서의 「강판의 판 온도」에 대해서, 후술하는 실시예에서는, 강판의 표면 온도를 측정했지만, 이것에 한정되지 않는다. 본 발명에서는, 판 두께가 바람직하게는 0.4mm 이상 2.3mm 이하 정도인 박판의 냉간 압연 강판을 이용해서 환원 소둔하고 있기 때문에, 이와 같은 박판의 냉간 압연 강판에서는, 판 두께 방향에 있어서의 온도 구배는 실질적으로 생기지 않기 때문이다.

상기 강판의 유지 온도가 600℃를 하회하면, 재결정이 완료되어 있지 않기 때문에 Mn이 강판 표면에 농화될 수 없다. 그 때문에, 본 발명에서 아연도금용 원판 표면에 형성시키고자 하는 Mn 산화물의 용융 상태가 될 수 없어, 응집에 의한 돔상의 산화물의 형성이 곤란해진다. 따라서, 아연도금용 원판 표면의 Si 산화물 또는 Mn 산화물 또는 Si-Mn 복합 산화물에 의한 피복률이 높아져, 용융 아연과 아연도금용 원판 표면의 반응성을 저해한다. 그래서, 상기 강판의 유지 온도의 하한을 600℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 602℃ 이상, 보다 바람직하게는 605℃ 이상이다. 그러나, 상기 강판의 유지 온도가 620℃를 초과하면, 융점이 900℃를 초과하는 Si 산화물 또는 Mn 산화물 또는 Si-Mn 복합 산화물의 석출이 진행되고, 상기 산화물에 의한 피복률이 높아져, 용융 아연과 아연도금용 원판 표면의 반응성을 저해한다. 그 때문에, 상기 강판의 유지 온도의 상한을 620℃ 이하로 한다. 바람직하게는 618℃ 이하, 보다 바람직하게는 615℃ 이하이다.

또한, 상기 온도역에서의 유지 시간이 20초를 하회하면, 상기 효과를 충분히 발휘할 수 없어서, 용융 아연과 아연도금용 원판 표면의 반응성을 저해한다. 그 때문에, 유지 시간의 하한을 20초 이상으로 한다. 바람직하게는 22초 이상, 보다 바람직하게는 25초 이상이다. 유지 시간의 상한은 특별히 설정되지 않지만, 실제의 라인에서의 생산성을 고려하면, 40초 정도까지가 타당하다.

노점(露点): 바람직하게는 -55∼0℃

본 발명에서는, 원하는 아연도금용 원판을 환원 소둔에 의해, 새로운 설비를 마련함이 없이 저비용으로 효율 좋게 제조한다는 관점에서, 노점의 범위는, 공업상 채용 가능한 범위로 한다. 하한에 대해서는, 공업적으로 -55℃ 미만의 노점으로 하는 것은 곤란하기 때문에, 바람직하게는 -55℃ 이상, 보다 바람직하게는 -50℃ 이상으로 한다. 한편, 노점이 0℃를 초과하면, 가스가 공급되는 배관 계통 내에 결로가 발생할 위험성이 높아져, 이것을 방지하기 위해서 설비 투자가 필요해진다. 그 때문에, 노점의 상한값은, 바람직하게는 0℃ 이하, 보다 바람직하게는 -10℃ 이하로 한다.

환원 소둔을 CGL에서 행하는 경우, 환원 소둔의 상한 온도(예를 들면 약 900℃)까지 가열한 후, 추가로 균열 처리를 행하는 것이 바람직하다. 균열 처리의 조건은 특별히 한정되지 않고, 통상 이용되는 범위를 적절히 채용할 수 있다.

예를 들면 상기 균열 온도의 하한은, 가공성 등의 관점에서, 약 (A_c1+50℃) 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 780℃ 이상, 더 바람직하게는 790℃ 이상이다. 그러나, 균열 온도가 지나치게 높으면, 오스테나이트립이 조대화되어, 가공성이 저하된다. 그 때문에, 균열 온도의 상한은, 바람직하게는 900℃ 이하, 보다 바람직하게는 890℃ 이하로 한다.

또한, 상기 균열 온도역에 있어서의 균열 시간의 하한은, 10초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 생산성 등을 고려하면, 상기 균열 시간의 상한은, 대체로, 600초 이하인 것이 바람직하다.

상기 균열 처리의 패턴으로서, 예를 들면 후기하는 실시예와 같이 850℃의 온도역에서 일정 시간(당해 실시예에서는 60초) 유지하는 등온 유지를 행해도 된다. 단, 본 발명은 이것에 한정되지 않는다.

이와 같이 해서 얻어진 아연도금용 원판에 아연도금을 실시하면 본 발명의 용융 아연도금 강판 또는 합금화 용융 아연도금 강판이 얻어진다. 이들 아연도금 방법도 특별히 한정되지 않고, 통상 이용되는 방법을 채용할 수 있다.

상기와 같이 해서 얻어진 아연도금용 원판을 용융 아연에 침지하여, 용융 아연도금 강판 또는 합금화 용융 아연도금 강판을 제조한다.

예를 들면, 용융 아연도금 강판은, 상기 환원 소둔 후, 즉시 용융 아연에 침지하는 경우는, 도금욕 온도까지 냉각한다. 한편, 즉시 용융 아연에 침지하지 않는 경우는, 실온까지 냉각한다. 냉각 방법은 특별히 한정되지 않고, 통상 이용되는 방법을 적절히 채용할 수 있다. 예를 들면, 도금욕 온도 또는 실온까지의 평균 강온 속도의 하한은, 생산성 등을 고려해서, 대체로, 1℃/s 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 5℃/s 이상이다. 그러나, 상기 평균 강온 속도가 지나치게 빠르면, 원판의 형상을 무너뜨릴 가능성이 높아지기 때문에 상한값은, 바람직하게는 50℃/s 이하, 보다 바람직하게는 45℃/s 이하이다. 한편, 냉각 시의 분위기는, 환원 분위기이면 된다. 해당 냉각 시의 환원 분위기의 H₂량은, 바람직하게는 5체적% 이상 10체적% 이하이다.

도금욕 온도는, 특별히 한정되지 않고, 통상 이용되는 범위로 설정할 수 있지만, 바람직하게는 440℃∼480℃ 정도이다. 도금욕의 조성도 특별히 한정되지 않고, 공지의 용융 아연도금욕을 이용하면 된다. 예를 들면, 아연도금욕 중의 Al 함유량은, 바람직하게는 0.12∼0.30질량%이다. 용융 아연도금층의 부착량은, 바람직하게는 60∼120g/m²이다.

상기와 같이 해서 얻어진 용융 아연도금 강판에 합금화 처리를 행하면, 합금화 용융 아연도금 강판을 제조할 수 있다. 합금화의 방법은 특별히 한정되지 않고, 공지의 조건을 채용할 수 있다. 예를 들면, 합금화 온도는, 바람직하게는 500℃∼560℃ 정도이다. 합금화 온도가 지나치게 낮으면 합금화 불균일이 발생하기 쉽고, 지나치게 높으면 합금화가 지나치게 촉진되어서 합금화 용융 아연도금층에 포함되는 Fe량이 과잉이 되고, 도금층과 소지 강판의 계면에 Γ층이 두껍게 형성되어, 도금 밀착성을 저하시키는 요인이 된다. 이때, 아연도금욕 중의 Al 함유량은, 바람직하게는 0.08∼0.13질량%이다. 또한, 도금 부착량은, 바람직하게는 30∼70g/m²이다.

상기와 같이 해서 얻어진 본 발명의 용융 아연도금 강판 또는 합금화 용융 아연도금 강판의 인장 강도는, 바람직하게는 780MPa 이상, 보다 바람직하게는 980MPa 이상이다.

본원은 2014년 8월 29일에 출원된 일본 특허출원 제2014-175945호, 및 2015년 3월 17일에 출원된 일본 특허출원 제2015-053267호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2014년 8월 29일에 출원된 일본 특허출원 제2014-175945호, 및 2015년 3월 17일에 출원된 일본 특허출원 제2015-053267호의 명세서의 전체 내용이 본원에 참고를 위해 원용된다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한되지 않고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가해서 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다. 한편, 이하에 있어서는, 특별히 예고가 없는 한, 「%」는 「질량%」를 의미한다.

본 실시예에서는, 실험실 규모에서 열연 및 냉연을 행한 후, 도금 시뮬레이터를 이용해서 환원 소둔 및 도금을 행했다. 상세하게는, 하기 표 1에 나타내는 여러 가지의 성분 조성의 강괴를 용제했다. 표 1 중 「-」은 0%를 나타낸다.

우선, 용제한 주편을 1100℃까지 가열 후 조압연하여, 마무리 두께 20mm, 마무리 폭 160mm의 슬래브를 얻었다. 다음으로, 이 슬래브를 열간 압연해서 열연 원판을 제작했다. 상세하게는, 1200℃에서 30분 가열한 후, 마무리 온도 870℃, 마무리 두께 2.5mm, 권취 온도 600℃의 조건에서 열간 압연을 행했다. 이어서, 이와 같이 해서 얻어진 열연 원판을 80℃, 5질량% HCl로 산세해서 흑피를 제거한 후, 냉간 압연해서 두께 1.2mm의 냉연 원판을 얻었다.

다음으로, 이와 같이 해서 얻어진 냉연 원판으로부터 70mm×150mm의 크기의 시료를 잘라냈다. 이것을 탈지한 후, 도금 시뮬레이터를 이용해서, 하기 표 2에 나타내는 조건에서 환원 소둔을 행했다. 상세하게는, 적외선 가열로를 이용하여, 환원 분위기에서, 실온으로부터 표 2에 기재된 등온 온도까지 10℃/s의 평균 승온 속도로 가열한 후, 당해 온도에서 소정 시간 유지했다. 이어서, 균열 처리의 란에 기재된 온도까지 10℃/s의 평균 승온 속도로 가열한 후, 당해 온도에서 60초 균열 처리했다. 한편, 노점은, 표 2의 시험 No. 11은 -40℃로 하고, 표 2의 시험 No. 1∼10, 및 시험 No. 12∼34는 모두 -55℃로 했다.

균열 처리한 후, 즉시 평균 강온 속도 5.2℃/s로 실온까지 환원 분위기에서 N₂ 냉각을 행하여, 아연도금용 원판을 제작했다.

이와 같이 해서 얻어진 아연도금용 원판의 Fe 노출률을 이하와 같이 해서 측정했다. 우선, 상기의 아연도금용 원판의 임의의 개소로부터 10×10mm의 시험편을 잘라냈다. 이 시험편의 표면에 대해서 전자선 마이크로애널라이저를 이용해서 3000배의 측정 배율로 관찰했다. 측정 위치는 시험편의 중앙 부근으로 했다. 상세한 측정 조건은 이하와 같다.

EPMA 장치(시마즈제작소제 EPMA-8705),

가속 전압: 20kV,

시료 전류: 0.01μA,

빔 지름: 직경 3μm,

X선: Kα선,

측정 영역: 33.6μm×41.4μm

상기의 조건에서 측정한 Fe의 매핑 강도를 0부터 240까지 15간격으로 분할하고(즉 16분할함), 상기 측정 시야 중에서 차지하는, Fe의 매핑 강도 195 이상이 차지하는 영역의 비율을 구했다.

다음으로, 상기 아연도금용 원판의 제작과 마찬가지로 균열 처리하고, 평균 강온 속도 5.2℃/s로 460℃까지 환원 분위기에서 N₂ 냉각한 후, 용융 아연 중에 침지하여, 용융 아연도금 강판을 제작했다. 구체적으로는, 70mm×150mm의 아연도금용 원판 중, 침지용의 지그의 장착부 등을 제외한 70mm×130mm의 부분을 아연도금 처리 부분으로 해서, 도금욕 온도 460℃, 도금욕 중의 Al량 0.13질량%(시험 No. 1∼25, 27, 29, 31) 또는 0.23질량%(시험 No. 33, 34), 및 침지 시간 2초로 도금 처리를 행했다.

또한 시험 No. 26, 28, 30, 32에 대해서는, 도금 처리한 후, 추가로 합금화 처리를 행하여, 합금화 용융 아연도금 강판을 제작했다. 구체적으로는, 도금욕 중의 Al량을, 합금화가 진행되기 쉽도록 0.11질량%로 한 것 이외에는 상기와 마찬가지로 해서 도금 처리를 행한 후, 추가로 합금화 처리를 행했다. 합금화 처리의 조건은, 환원 분위기에서, 환원 소둔할 때와 동일한 적외선 가열로를 이용해서 평균 승온 속도 10℃/s로 550℃까지 승온하여, 550℃에서 90초 유지한 후, 즉시 평균 강온 속도 5.2℃/s로 실온까지 N₂ 냉각을 행했다.

이와 같이 해서 얻어진 아연도금 강판의 부도금 발생 면적률을 육안으로 구하여, 이하의 기준으로 평가했다. 구체적으로는, 상기 아연도금 처리 부분 70mm×130mm 중, 도금이 두껍게 부착되기 쉬운 부분(70mm×30mm)을 제외한 70mm×100mm의 부분을 측정 대상 부분으로 했다. 상기 측정 대상 부분 중 부도금 발생 부분을, 투명한 OHP(Overhead Projector) 시트 상에 매직으로 트레이스하고, 이것을 반투명한 방안지에 겹쳐서 부도금부의 면적을 적산하여, 부도금 면적을 구했다. 이 부도금 면적을 측정 대상 면적(70mm×100mm)으로 나눔으로써, 부도금 발생 면적률을 얻었다. 부도금 발생 면적률의 평가 방법은 이하와 같다.

양: 부도금 발생 면적률이 0% 이상 3% 이하

불량: 부도금 발생 면적률이 3% 초과

본 실시예에서는, 상기의 방법으로 부도금의 면적 발생률을 산출했지만, 산출 방법은 이것에 한정되지 않는다. 예를 들면, 상기 OHP 시트를 화상 해석 장치에 걸어 부도금 발생 면적률을 산출해도 된다.

이들의 결과를 표 2에 나타낸다. 표 2 중, GI는 용융 아연도금 강판, GA는 합금화 용융 아연도금 강판을 각각 의미한다. 한편, 표 2의 「환원 소둔」의 란에 있어서의 「-」은, 등온 유지를 행하지 않은 것을 나타낸다.

[표 1]

[표 2A]

[표 2B]

표 1 및 표 2로부터, 이하와 같이 고찰할 수 있다.

표 2의 시험 No. 1∼13, 25∼34는 모두 본 발명에서 규정하는 화학 성분 조성 및 환원 소둔 조건을 만족하는 것으로, 부도금의 억제 효과가 우수하다는 것을 알 수 있다.

이에 비해, 시험 No. 14∼24는 본 발명의 어느 요건을 만족하지 않기 때문에, 부도금의 억제 효과가 불량이었다.

시험 No. 14는 Si량이 많은 표 1의 강종 10을 이용한 예인데, Fe 노출률이 작아져, 부도금의 억제 효과가 불량이었다.

시험 No. 15는 Si/Mn의 비가 높은 표 1의 강종 11을 이용한 예인데, Fe 노출률이 작아져, 부도금의 억제 효과가 불량이었다.

시험 No. 16, 17은 Si량이 많은 표 1의 강종 12, 13을 이용한 예인데, Fe 노출률이 작아져, 부도금의 억제 효과가 불량이었다.

시험 No. 18, 19는 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 2, 3을 이용한 예이고, 특허문헌 1의 표 2의 No. 59를 대체로 모의한 비교예이다. 특허문헌 1에는 다수의 실험예가 기재되어 있는데, 상기 No. 59는 본 발명에서 규정하는 화학 성분을 만족하고, 또한 환원 소둔에 있어서의 분위기(소정량의 H₂량을 포함하는 N₂ 분위기)에서 환원 소둔한 예이지만, 표 2에 나타내는 바와 같이 600∼620℃의 유지 시간이 20초를 하회하고 있다. 그 때문에, Fe 노출률이 작아져, 부도금의 억제 효과가 불량이었다.

시험 No. 20은 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 2를 이용한 예인데, 600∼620℃의 유지 시간이 20초를 하회하기 때문에, Fe 노출률이 작아져, 부도금의 억제 효과가 불량이었다.

시험 No. 21은 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 2를 이용한 예인데, 환원 소둔 시의 가열 유지 온도가 낮고, 600∼620℃의 유지 시간이 20초를 하회하기 때문에, Fe 노출률이 작아져, 부도금의 억제 효과가 불량이었다.

시험 No. 22는 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 2를 이용한 예인데, 환원 소둔 시의 가열 유지 온도가 높고, 600∼620℃의 유지 시간이 20초를 하회하기 때문에, Fe 노출률이 작아져, 부도금의 억제 효과는 불량이었다.

시험 No. 23은 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 2를 이용한 예이고, 특허문헌 1의 표 2의 No. 60을 대체로 모의한 비교예이다. 상기 No. 60은 본 발명에서 규정하는 화학 성분을 만족하고, 또한 상기 표 2로부터 산출되는 바와 같이 600∼620℃의 유지 시간이 약 24초로 본 발명의 요건을 만족하고 있지만, 환원 소둔 시의 H₂ 농도가 본 발명에서 규정하는 상한(10체적%)을 초과하는 예이다. 그 때문에, Fe 노출률이 작아져, 부도금의 억제 효과는 불량이었다.

시험 No. 24는 본 발명의 조성을 만족하는 표 1의 강종 2를 이용한 예인데, 환원 소둔 시의 H₂ 농도가 높았기 때문에, Fe 노출률이 작아져, 부도금의 억제 효과가 불량이었다.

Claims

질량%로,
C: 0.06∼0.3%,
Si: 1.00∼1.6%,
Mn: 1∼3%,
Al: 0% 초과 0.1% 이하
를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며, Si/Mn의 비가 1.0 이하를 만족하는 강판을, 환원 소둔해서 얻어지는 아연도금용 원판으로서,
상기 아연도금용 원판의 표면에 대해서, 전자선 마이크로애널라이저에 의해 Fe의 매핑을 실시하고, 33.6μm×41.4μm의 측정 시야에 관찰되는 Fe의 매핑 강도를 0부터 240까지 15간격으로 16분할했을 때, 상기 매핑 강도 195 이상이 차지하는 영역이 70% 이상인 것을 특징으로 하는 용융 아연도금용 또는 합금화 용융 아연도금용 원판.
제 1 항에 있어서,
질량%로, 이하의 (a)∼(c) 중 어느 것에 속하는 1종 이상을 추가로 함유하는 것인 용융 아연도금용 또는 합금화 용융 아연도금용 원판.
(a) Cr: 0% 초과 1% 이하, 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종
(b) B: 0% 초과 0.005% 이하
(c) Ti: 0% 초과 0.1% 이하, 및 Nb: 0% 초과 0.1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성의 강판을, H₂: 5∼10체적%를 함유하는 질소 분위기하에서, 환원 소둔해서 아연도금용 원판을 제조하는 방법으로서,
상기 환원 소둔은, 상기 강판의 판 온도를 600℃ 이상 620℃ 이하의 온도역에서 20초 이상 유지하고, 600~620℃의 온도역을 제외하고는 평균 승온 속도를 2℃/s 이상으로 하는 가열 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 용융 아연도금용 또는 합금화 용융 아연도금용 원판의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 용융 아연도금용 또는 합금화 용융 아연도금용 원판을 이용해서 얻어지는 용융 아연도금 강판 또는 합금화 용융 아연도금 강판.