KR101996119B1

KR101996119B1 - 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101996119B1
Application number: KR1020157014309A
Authority: KR
Inventors: 다케시 도요다; 다케히로 다카하시; 다케시 이마이; 다케시 야마모토
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2012-12-19
Filing date: 2012-12-19
Publication date: 2019-07-03
Also published as: CN104884654B; IN2015DN02627A; PL2896710T3; JPWO2014097430A1; EP2896710B1; US20150284818A1; EP2896710B8; ES2698572T3; MX371035B; BR112015005791B1; WO2014097430A1; BR112015005791A2; EP2896710A1; MX2015003436A; JP5907287B2; KR20150079923A; US9903004B2; EP2896710A4; CN104884654A

Abstract

질량％로, C:0.050％ 초과 0.10％ 이하, Si:0.1∼2.0％, Mn:1.0∼3.0％, P:0.1％ 이하, S:0.01％ 이하, Al:0.005∼0.05％, N:0.01％ 이하, Ti:0.10∼0.20％, Nb:0∼0.06％, B:0∼0.03％, Ca:0∼0.005％, 잔량부는 Fe 및 불순물을 포함하고, 평균 결정립경이 7.0㎛ 이하이며, 압연면에 평행하고, 압연 방향에 평행한 {211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비가 2.5 이하인, 인장 강도 900㎫ 이상의 열연 강판.

Description

열연 강판 및 그 제조 방법{HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 본 발명은, 저온 인성과 구멍 확장성이 우수한 인장 강도 900㎫ 이상의 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차 연비 향상 등을 위해, 차체의 경량화를 목적으로, 고강도 강판을 언더 보디 부품에 적용하는 것이 진행되고 있다. 또한, 충돌 안전성의 법규제의 강화로부터, 지금까지 저강도의 강판밖에 사용할 수 없었던 복잡 형상을 갖는 부품에까지 고강도 강판을 적용하려고 하는 요구가 있다. 그러나, 일반적으로 강판은 고강도로 될수록 연성이 저하되어 성형성이 열화된다. 그로 인해, 복잡 형상을 갖는 부재에 고강도 강판을 적용하는데 있어서는, 성형성과 고강도의 양쪽을 만족하는 강판을 제조할 필요가 있다. 특히, 자동차 언더 보디 부품에서는 열연 고강도 강판을 신장 플랜지 성형하기 때문에, 강도와 신장 플랜지 성형의 지표로 되는 펀칭 구멍 확장성이 중요해진다. 강판의 펀칭 구멍 확장성은, ISO16630에 규정되어 있는 평가 방법에 의해 평가할 수 있다.

특허문헌 1에서는, 「Ar₃점+100℃」 이하의 온도에서 마무리 압연을 행한 직후에 「Ar₃-100℃」까지 평균 냉각 속도 400℃/s 이상으로 냉각하고, 페라이트 입자를 극히 미세화함과 함께 <111> 집합 조직을 강하게 남기는 방법이 개시되어 있다. 이 방법에 의해, 연성 및 신장 플랜지성이 개선되어, 기계 특성의 면 내 이방성이 개선된다.

특허문헌 2에서는, B 첨가한 후, 열간 압연의 마무리 온도를 고온화함으로써 압연 집합 조직을 억제하고, 또한 압연 집합 조직을 가진 콜로니를 미세화하고 있다. 그리고, 런아웃 테이블에서 B량에 의해 정해지는 하한 냉각 속도 이상으로 급냉각을 행함으로써, 오스테나이트의 재결정을 촉진하여, 압연 집합 조직의 {110}면 강도를 저하시키고, 개재물이나 페라이트 결정립의 신장을 억제하여, 구멍 확장성이 우수하고, 편차를 억제하는 방법이 제안되어 있다.

또한, 마찬가지로 강판의 고강도화를 도모하면서 구멍 확장성을 향상시키는 기술로서, 예를 들어 특허문헌 3에는, 페라이트, 베이나이트 등의 강 조직의 분율이나, 페라이트 조직 중의 석출물을 최적화함으로써 강도와 구멍 확장성의 밸런스를 개선하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 3의 기술은, 구멍 확장값이 충분하다고는 할 수 없어, 충분한 강도, 구멍 확장성 밸런스를 갖고 있다고는 말하기 어려운 것이었다. 그에 반해 특허문헌 4에서는, 열연 강판의 구멍 확장성에 관해, V를 필수 원소로 하고, 압연면과 평행한 {211}면의 X선 랜덤 강도비를 낮게 하면, 구멍 확장성을 개선할 수 있는 것이 발견되었다. 또한 특허문헌 4에서는, 이 {211}면의 X선 랜덤 강도비는 열간 압연 공정에 있어서의 마무리 압연 종료 온도가 고온일수록, 저감되는 것도 발견되었다.

일본 특허 공개 제2004-137565호 공보 일본 특허 공개 제2009-24226호 공보 일본 특허 공개 제2004-339606호 공보 일본 특허 공개 제2010-90476호 공보

그러나, 최근, 한냉지 등에서 사용되는 자동차 부품에 대해, 기계 특성의 이방성의 개선이나 저온 인성의 향상이 보다 높게 요구되도록 되어 왔다.

본 발명은, 구멍 확장성이 우수함과 함께, 저온 인성도 우수한 인장 강도 900㎫ 이상의 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

즉, 본 발명의 요지로 하는 바는 이하와 같다.

[1]

[2]

질량％로, Nb:0.001∼0.06％, B:0.0005∼0.03％ 및 Ca:0.0005∼0.005％로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 포함하는, [1]에 기재된 열연 강판.

[3]

표면에 Zn 도금층 또는 Fe-Zn 합금 도금층을 갖는, [1] 또는 [2]에 기재된 열연 강판.

[4]

[1] 또는 [2]에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 1200∼1350℃로 하여 열간 압연을 실시하여, 960℃ 이상 1100℃ 이하에서 열간 압연을 종료하고, 열간 압연의 종료 후 1.0초 이내에 냉각을 개시하여, 열간 압연의 종료 온도보다 50∼200℃ 낮은 온도까지 80℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 400∼600℃에서 권취하는, 열연 강판의 제조 방법.

[5]

권취 후, 산 세정에 의해 스케일을 제거하고, Zn 도금을 실시하여 Zn 도금층을 형성하는, [4]에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

[6]

[4]에 기재된 제조 방법에 의해 제조된 열연 강판을, 권취 후, 산 세정에 의해 스케일을 제거하고, 환원 분위기 중에서 500℃ 이상 650℃ 이하로 가열하여 표면을 활성화하고, 침지시의 온도를 420℃ 이상 500℃ 이하로 하고, 욕온 430℃ 이상 490℃ 이하의 용융 Zn욕에 침지하여, 가스 와이핑에 의해 Zn 도금 부착량을 조정하는, 인장 강도 900㎫ 이상의 열연 강판의 제조 방법.

[7]

[4]에 기재된 제조 방법에 의해 제조된 열연 강판을, 권취 후, 산 세정에 의해 스케일을 제거하고, 전해에 의해 0.05g/㎡ 이상 3g/㎡ 이하의 Ni 도금을 실시하고, 환원 분위기 중에서 420℃ 이상 500℃ 이하로 가열하여, 욕온 430℃ 이상 490℃ 이하의 용융 Zn욕에 침지하고, 가스 와이핑에 의해 Zn 도금 부착량을 조정하는, 인장 강도 900㎫ 이상의 열연 강판의 제조 방법.

[8]

상기 가스 와이핑 후, 500℃ 이상, 650℃ 이하에서 가열하여 Fe-Zn 합금 도금층을 형성하는, [6] 또는 [7]의 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 인장 강도 900㎫ 이상의 고강도 열연 강판에 있어서, 열간 압연 온도를 고온화하여 강판의 집합 조직을 랜덤화함으로써, 구멍 확장성이 양호하게 유지된다. 또한, 본 발명에 따르면, 열간 압연 종료 후 1.0초 이내에 급속 냉각을 개시함으로써, 결정립이 미세화되고, 양호한 저온 인성이 실현된다.

본 발명은, 인장 강도 900㎫ 이상의 고강도 열연 강판을 대상으로 한다. 그리고, 이러한 고강도 열연 강판에 대해, ISO16630에 규정되어 있는 강판의 펀칭 구멍 확장율:λ(％)와 강판의 인장 강도:TS(㎫)와의 관계가, TS×λ≥60000으로 되고, 강판의 신장:El(％)과 인장 강도:TS(㎫)와의 관계가, TS×El≥14000으로 되는, 높은 구멍 확장성과 신장의 양립을 목적으로 한다.

고강도 강판에 있어서 구멍 확장성의 향상을 실현하기 위해서는, 특허문헌 4에 기재된 바와 같이, 압연면과 평행한 {211}면의 X선 랜덤 강도비를 저하시키는 것이 효과적이다. 그러나, 구멍 확장성을 개선시키는 메커니즘으로서는 압연면과 평행한 {211}면의 X선 랜덤 강도비뿐만 아니라, 엄밀하게는 {211}면 중에서도 압연 방향이 <011>에 평행으로 되는 {211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비를 저하시키는 것이 필요한 것을 발견하였다. 구체적으로는, 본 발명이 대상으로 하는 인장 강도 900㎫ 이상의 고강도 열연 강판에 있어서는, {211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비를 2.5 이하로 함으로써, 양호한 구멍 확장성이 실현된다. 그리고, 이러한 X선 랜덤 강도비는, 열간 압연 공정에 있어서의 최종 열간 압연 온도를 960℃ 이상으로 고온화하여, 오스테나이트의 재결정을 촉진시킴으로써 얻어진다.

그러나, 최종 열간 압연 온도를 고온화한 결과로서, 구멍 확장성이 개선되는 한편, 결정립의 조대화를 초래하여, 저온 인성이 악화되다고 하는 현상이 보였다. 일반적으로 열간 압연 후에 강판을 급냉함으로써 결정립은 미세화된다. 그러나, 최종 열간 압연 온도가 960℃ 이상의 고온이면, 열간 압연 라인의 런아웃 테이블(ROT)에서 통상의 수냉에 의해 강판을 급냉각해도, 저온 인성을 개선하기에 충분한 정도의 결정립 미세화는 실현할 수 없었다.

본 발명에서는, 최종 열간 압연 종료 후 1.0초 이내에 급냉각을 개시함으로써, 이 문제를 해결하였다. 즉, 인장 강도 900㎫ 이상의 고강도 열연 강판에 있어서, 최종 열간 압연 온도가 960℃ 이상의 고온이어도, 최종 열간 압연 종료 후 1.0초 이내에 급냉각을 개시함으로써, 결정립이 7.0㎛ 이하까지 미세화된다. 그것에 의해 저온 인성이 개선되어, 연성 취성 천이 온도를 -40℃ 이하로 하는 것이 가능해졌다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명의 강판의 화학 조성에 대해 설명한다. 또한, 화학 조성에 관한 ％는 질량％를 의미한다.

본 발명의 열연 강판은, 질량％로, C:0.050％ 초과 0.10％ 이하, Si:0.1∼2.0％, Mn:1.0∼3.0％, P:0.1％ 이하, S:0.01％ 이하, Al:0.005∼0.05％, N:0.01％ 이하, Ti:0.10∼0.20％, Nb:0∼0.06％, B:0∼0.03％, Ca:0∼0.005％, 잔량부는 Fe 및 불순물을 포함한다.

C는, 강도 상승에 유효한 원소이다. C 함유량이 0.050％ 이하에서는 목적으로 하는 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, C 함유량은 0.050％ 초과로 한다. 바람직하게는 0.06％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.10％를 초과하면, 탄화물의 생성에 의해 가공성이 열화된다. 따라서, C 함유량은 0.10％ 이하로 한다.

Si는, 예비 탈산에 필요한 원소임과 함께, 고용 강화 원소로서 강도 상승에 유효하다. Si 함유량이 0.1％ 미만에서는 목적으로 하는 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, Si 함유량은 0.1％ 이상으로 한다. 한편, Si 함유량이 2.0％ 초과에서는, 변태점이 과도하게 고온으로 되기 때문에, 후술하는 제조 방법을 적용하였다고 해도 오스테나이트 미재결정 상태의 압연 집합 조직이 잔존하는 것을 억제하는 것이 곤란해진다. 따라서, Si 함유량은 2.0％ 이하로 한다.

Mn은, 고용 강화 원소로서 강도 상승에 유효하다. Mn 함유량이 1.0％ 미만에서는 목적으로 하는 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, Mn 함유량은 1.0％ 이상으로 한다. 또한, Mn 이외에 S에 의한 열간 균열의 발생을 억제하는 Ti 등의 원소가 충분히 첨가되지 않을 경우에는, 질량％로 Mn/S>20으로 되는 Mn량을 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Mn 함유량이 3.0％ 초과에서는 슬래브 균열을 발생시키는 경우가 있다. 따라서, Mn 함유량은 3.0％ 이하로 한다.

P는, 일반적으로 불순물로서 함유되는 원소이다. P 함유량이 0.1％를 초과하면 가공성이나 용접성에 악영향을 미침과 함께, 피로 특성도 저하된다. 따라서, P 함유량은 0.1％ 이하로 한다. 엄격한 성형을 받고, 또한 피로 특성도 요구되는 자동차 언더 보디 부품에 사용하는 경우에는, 0.02％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서, P 함유량은 0％여도 되지만, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)으로 0.001％ 미만으로 저감하는 것은 곤란하므로, 하한을 0.001％로 해도 된다.

S는, 불순물로서 함유되는 원소이다. S 함유량이 0.01％ 초과에서는, MnS 등의 조대한 개재물을 형성하여 성형성을 열화시킨다. 따라서, S 함유량은 0.01％ 이하로 한다. 엄격한 가공을 받는 부품 용도로 제공되고, 엄격한 성형에 견딜 수 있는 재질로 하기 위해서는, 0.005％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서, S 함유량은 0％여도 되지만, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)으로 0.0005％ 미만으로 저감하는 것은 곤란하므로, 하한을 0.0005％로 해도 된다.

Al은, 용강의 탈산에 필요한 원소이다. Al 함유량이 0.005％ 미만에서는 탈산의 효과를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, Al 함유량은 0.005％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 0.05％ 초과에서는, 변태점이 과도하게 고온으로 되기 때문에, 후술하는 제조 방법을 적용하였다고 해도 오스테나이트 미재결정 상태의 압연 집합 조직이 잔존하는 것을 억제하는 것이 곤란해진다. 따라서, Al 함유량은 0.05％ 이하로 한다.

N은, 불순물로서 함유되는 원소이다. N은, C보다도 고온에서 Ti 및 Nb와 석출물이나 정출물을 형성하고, C와 결합하여 석출물을 형성함으로써 강도를 높이는 작용을 갖는 이들 원소를 낭비해버린다. 또한, 고용 상태에 있어서 입계 강도를 증가시켜 인성을 향상시키는 작용을 갖는 B와 결합하여 BN을 형성하기 때문에, 소비를 고정하는 데 유효한 Ti 및 B를 감소시킬 뿐만 아니라, 구멍 확장율의 편차를 증대시키는 큰 사이즈의 Ti 질화물을 형성한다. 따라서 N은 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.01％ 이하라면 허용할 수 있는 범위이다. N 함유량은 0.005％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서, N 함유량은 0％여도 되지만, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)으로 0.0005％ 미만으로 저감하는 것은 곤란하므로, 하한을 0.0005％로 해도 된다.

Ti는, 본 발명에 있어서의 가장 중요한 원소 중 하나이다. 즉, Ti는 석출 강화에 의해 강판의 강도 상승에 기여할뿐만 아니라, TiS의 석출에 의해 MnS 등의 연신 개재물을 무해화하고, 저온 인성이나 구멍 확장성을 향상시킨다. Ti 함유량이 0.10％ 미만에서는, 목적으로 하는 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, Ti 함유량은 0.10％ 이상으로 한다. 한편, T 함유량을 0.20％ 초과로 해도 상기 작용에 의한 효과가 포화됨과 함께 합금 비용의 상승을 초래한다. 따라서, Ti의 함유량은 0.20％ 이하로 한다.

본 발명의 열연 강판은, 이상의 기본으로 되는 성분 조성에 더하여, 질량％로, Nb:0∼0.06％, B:0∼0.03％, Ca:0∼0.005％의 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

Nb는, 석출 강화에 의해 강판의 강도를 높이는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, Nb를 함유시켜도 된다. 그러나, Nb 함유량을 0.06％ 초과로 해도 그 효과는 포화된다. 따라서, Nb의 함유량은 0.06％ 이하로 한다. 또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Nb 함유량은 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

B는, 입계 강도를 증가시키고, 인성을 향상시키는 작용을 갖는다. 따라서, B를 함유시켜도 된다. 그러나, B의 함유량을 0.03％ 초과로 해도 그 효과는 포화된다. 따라서, B 함유량은 0.03％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.003％ 이하이다. 또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는 B 함유량은 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ca는, 용강의 탈산에 있어서 미세한 산화물을 다수 분산시키고, 조직을 미세화시키는 작용을 갖는 원소이다. 또한, 용강의 탈황에 있어서 강 중의 S를 구 형상의 CaS로서 고정하고, MnS 등의 연신 개재물의 생성을 억제하여 구멍 확장성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, Ca를 함유시켜도 된다. 그러나, Ca 함유량을 0.005％ 초과로 해도 상기 작용에 의한 효과는 포화된다. 따라서, Ca의 함유량은 0.005％ 이하로 한다. 또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는 Ca 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

잔량부는, Fe 및 불순물이다.

다음으로, 본 발명의 강판의 마이크로 조직에 대해 설명한다.

본 발명의 강판은, 압연면에 평행하고, 압연 방향에 평행한 {211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비가 2.5 이하인 것이 필요하다. X선 랜덤 강도비라 함은, X선 회절 측정에 있어서, 랜덤한 방위 분포를 갖는 분말 시료(특정한 방위에의 집적을 갖지 않는 분말 시료)의 X선 회절 강도에 대한, 측정 대상인 열연 강판 시료의 X선 회절 강도(압연면에 평행하고, 압연 방향에 평행한 {211}<011> 방위의 X선 회절 강도)의 비의 값이다. 열연 강판의 구멍 확장성은, 압연면에 평행하고, 압연 방향에 평행한 {211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비가 클수록 열화된다. 당해 X선 랜덤 강도비가 2.5 이하이면, ISO16630에서 규정하는 구멍 확장율:λ(％)와 강판의 인장 강도:TS(㎫)와의 관계가, TS×λ≥60000으로 되고, 강판의 신장:El(％)과 인장 강도:TS(㎫)와의 관계가, TS×El≥14000으로 되어, 높은 구멍 확장성과 신장이 실현된다.

X선 랜덤 강도비는, 적절한 X선 관구를 사용한 디프랙토미터법 등에 의해, 압연면에 평행하고, 압연 방향에 평행한 {211}<011> 방위의 X선 회절 강도의 측정을 행하여, 랜덤 샘플(분말 시료)의 X선 회절 강도와의 비교에 의해 측정한다. X선 회절에 의한 측정이 곤란한 경우에는, EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern)법을 이용하여, 픽셀의 측정 간격이 평균 결정립경의 1/5 이하이며, 결정립을 5000개 이상 측정할 수 있는 영역에서 측정하여, 극점도 또는 ODF(Orientation Distribution Function)의 분포로부터 랜덤 강도비를 측정해도 된다.

열연 강판에 있어서는 압연면에 평행하고, 압연 방향에 평행한 {211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비가 높음으로써 강재의 이방성이 커진다. 특히, 압연 방향, 압연 방향에 대해 45° 방향 및 90° 방향(판 폭 방향)의 소성 변형비(r값)를 각각 r₀, r₄₅, r₉₀으로 정의하면, 이 경우에 있어서는 r₀과 r₄₅의 차 및 r₀과 r₉₀의 차가 커질 뿐만 아니라, r₉₀이 크게 저하되게 된다. 이에 의해 구멍 확장 성형시에, 판 폭 방향으로 인장 변형을 받는 압연 방향 단부면에 있어서 판 두께 감소가 커지고, 단부면에 높은 응력이 발생하여 균열이 발생, 전파되기 쉬워진다. 이로 인해, 압연면에 평행하고, 압연 방향에 평행한 {211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비가 높은 경우에 구멍 확장율이 열화된다고 생각된다.

또한 본 발명의 강판은, 평균 결정립경이 7.0㎛ 이하이다. 강판의 결정립을 미세화하여, 평균 결정립경을 7.0㎛ 이하로 함으로써, 연성 취성 천이 온도를 -40℃ 이하로 할 수 있다.

본 발명에서 정해지는 ”평균 결정립경”은, EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern:전자선 후방 산란 회절법[주사 전현(電顯)-결정 방위 해석)]에 의한 해석에 의해, 다음과 같이 하여 정해진다. 즉, 판 두께의 1/4의 깊이의 부위에 있어서 EBSD법으로 측정되는 인접하는 픽셀 간의 결정 방위의 각도차가 5° 이상인 경우, 그 픽셀 간의 경계를 입계로 간주한다. 이와 같이 하여 입계를 정하고, 입계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 인정한다. 그리고, 결정립으로 인정된 부분의 면적(입계로 둘러싸이는 부분의 면적)과 같은 면적의 원의 직경을 결정립경으로 한다. ”평균 결정립경”은, 결정립경의 평균값이며, Area Fraction법에 의해 평균값을 산출하여 구해진다.

또한, EBSD에 의한 해석에서는, 예를 들어, 1500배의 배율에서, 0.5㎛ 이하의 측정 스텝으로 결정 방위의 측정을 행하고, 인접하는 측정점(픽셀 간)의 방위 차가 5°를 초과한 위치를 결정립의 경계(입계)로 한다. 그리고, 이 입계로 둘러싸인 영역이, 결정립으로 간주된다.

또한, 판 두께의 1/4의 깊이의 부위에 있어서 평균 결정립경을 구하는 것은, 다음의 이유에 의한 것이다. 판 두께의 1/4의 깊이의 부위뿐만 아니라, 가능한 한 많은 두께 위치에 대해, 평균 결정립경이 7.0㎛ 이하로 됨으로써, 보다 한층, 저온 인성이 향상된다. 그러나, 강판의 표면으로부터 1/4의 깊이의 부위에 있어서 평균 결정립경을 측정함으로써, 대략, 강판 전체의 재질 특성을 대표할 수 있다. 따라서, 판 두께의 1/4의 깊이의 부위를 측정 위치로 규정한다.

본 발명의 강판은, 표면에 Zn 도금층, 또는 Fe-Zn 합금 도금층을 갖고 있어도 된다. Zn 도금층은 전해에 의해 형성한 순 Zn에 가까운 것이어도, 용융한 Zn욕에 침지하여 형성한 Al이 0.1∼0.5 질량 포함된 것이어도 된다. Fe-Zn 합금층은, 용융한 Zn욕에 침지 후, 가열하여, Fe를 도금층 중에 확산시킴으로써, Fe가7∼15질량％ 포함된 것이어도 된다.

다음으로, 본 발명의 열연 강판 제조 방법에 대해 설명한다.

상기 본 발명의 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하는데 있어서, 슬래브를 1200℃ 이상 1350℃ 이하로 한다. 열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도가 1200℃ 미만에서는, Ti나 Nb를 포함하는 석출물이 슬래브 중에 충분히 고용되지 않고 조대화되어, Ti나 Nb의 석출물에 의한 석출 강화능이 얻어지지 않게 된다. 덧붙여, 그것들이 강재 중에 조대한 석출물로서 마지막까지 잔류하기 때문에, 구멍 확장성이 열화된다. 한편, 조직의 조대화를 피하기 위해, 열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도는 1350℃ 이하로 한다.

슬래브를 1200℃ 이상 1350℃ 이하로 한 후, 열간 압연을 실시한다. 본 발명에 있어서는, {211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비를 증가시키는 원인으로 되는 미재결정 상태의 압연 집합 조직이 잔존하는 것을 피하기 위해, 960℃ 이상에서 열간 압연을 종료한다. 바람직하게는 1000℃ 이상이다. 한편, 조직의 조대화에 의해 평균 결정립경이 7.0㎛ 초과로 되는 것을 피하기 위해, 1100℃ 이하에서 열간 압연을 종료한다.

{211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비는, 열간 압연 공정에 있어서의 열간 압연의 종료 온도가 고온일수록 저감된다. {211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비는, 열간 압연 후에 있어서, 재결정을 발생시키지 않고 강판 중에 압연 변형이 축적된 경우에 증대된다. 이것으로부터, 열간 압연의 종료 온도가 고온인 경우, 열간 압연 종료 후에 있어서의 재결정이 촉진되고, 이에 의해, {211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비가 저감된다고 생각된다.

열간 압연을 종료한 후, 1.0초 이내에 급냉각을 개시하여, 열간 압연의 종료시의 온도보다 50∼200℃ 낮은 온도까지, 80℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 급냉각을 계속한다. 본 발명에서는, 열간 압연의 최종 온도가 960℃ 이상의 고온이기 때문에, 열간 압연 종료 후로부터 1.0초 초과의 시간이 경과한 후에 급냉각을 시작한 것으로는, 결정립을 충분히 미립화할 수 없다. 열간 압연을 종료한 후 1.0초 이내에 급냉각을 개시함으로써, 저온 인성을 개선하기 위해 필요한 결정립의 미세화가 실현된다.

본 발명에서는 열간 압연을 종료 후 1.0초 이내에 급냉각을 개시한다. 이 급냉각은 80℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 행하고, 열간 압연의 종료 온도보다도 50∼200℃ 낮은 온도까지 상기 급냉각을 계속한다.

이 급냉각에서의 냉각 속도가 너무 느리면, 오스테나이트의 재결정 후의 조직을 동결할 수 없어, 냉각 중에도 입성장해 버린다. 급냉각에서의 평균 냉각 속도가 80℃/초 이상이면 이러한 문제가 발생하지 않는다. 또한, 급냉각을 종료하는 온도가 너무 높으면, 급냉각을 종료한 후에도 입성장 가능한 고온 영역에 강판이 노출되기 때문에, 조대립이 형성되어, 인성 값이 악화된다. 반대로 급냉각을 종료하는 온도가 너무 낮으면, 변태점을 급속하게 통과하기 때문에, 경질상이 형성되어 우수한 구멍 확장성이 얻어지지 않는다. 급냉각을 종료하는 온도가 열간 압연 종료 온도보다 50∼200℃ 낮은 온도의 범위이면, 이들 문제는 발생하지 않는다.

열간 압연을 종료 후 가능한 한 빨리 급냉각을 개시함으로써, 결정립의 성장을 우선적으로 억제할 수 있다. 한편, 열간 압연 종료 후로부터 시간이 경과하여 급냉각을 개시하면, 재결정에 의한 결정 방위의 랜덤화가 촉진된다. 열간 압연 종료 후로부터 1.0초 이내의 범위에 있어서, 결정립의 성장의 억제와, 결정 방위의 랜덤화의 어느 쪽을 우선시킬지에 의해, 급냉각의 개시 시기를 적절히 정하면 된다.

또한, 열간 압연 종료 후의 급냉각은, 재결정에 의한 결정 방위의 랜덤화를 촉진시키기 때문에, 열간 압연 종료 후로부터 0.01초를 경과 후에 개시하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 열간 압연 종료 후로부터 0.05초를 경과 후에 급냉각을 개시한다. 보다 바람직하게는 열간 압연 종료 후로부터 0.1초를 경과 후에 급냉각을 개시한다.

또한, 급냉각의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 설비 제약상, 실제로는 1000℃/초 정도가 상한이다.

급냉각을 종료한 후에는, 런아웃 테이블에서 냉각을 행하고, 강판 온도 400∼600℃에서 강판을 권취한다. 또한, 특별히 제한은 없지만, 급냉각의 종료 후, 권취까지의 냉각은, 평균 냉각 속도 20℃/초 이상이 바람직하다.

본 발명에 있어서는, Ti 석출물의 형태를 제어함으로써 고강도화를 실현한다. 권취 온도를 600℃ 이하로 함으로써 고강도화가 실현된다. 또한, 권취 온도가 너무 낮으면 석출물의 생성이 진행되지 않아, 충분한 강도 상승이 얻어지지 않으므로, 권취 온도를 400℃ 이상으로 한다.

본 발명에 있어서, 강판의 표면에 Zn 도금층 또는 Fe-Zn 합금 도금층을 형성하는 경우, 공지된 방법으로 도금할 수 있다. 예를 들어, Zn 도금층을 형성하는 것이라면, 권취한 강판을 상온까지 냉각 후, 산 세정하여 스케일을 제거하고, 황산욕 중에서 전해하여 Zn 도금해도 된다. 또한, Al을 0.1∼0.5질량％ 포함한 용융 아연 도금욕에 침지하여 Zn 도금해도 된다. Zn 도금의 부착량은 가스 와이핑에 의해 조정한다.

용융 아연 도금욕에 침지함으로써 Zn 도금층을 형성하는 경우, 도금의 습윤성을 확보할 필요가 있다. 그로 인해, 일반적으로, 산 세정으로 스케일을 제거한 강판을 환원 분위기에서 가열하여, 표면을 활성화시키고, 그 후, 용융 아연 도금욕에 침지한다. 그 때, 강판의 재질을 유지한 상태로, Zn 도금하기 때문에, 환원 분위기에서의 가열을 650℃ 이하로 한다. 한편, 환원 분위기에서의 가열 온도가 500℃ 미만에서는, 충분한 습윤을 확보할 수 없으므로, 500℃ 이상으로 한다.

또한, 산 세정에 의한 스케일 제거후, Ni 도금을 전해에 의해 실시하는 경우에는, 환원 분위기에서, 용융 아연 도금 욕온 부근까지 강판을 가열하여, 용융 아연 도금욕에 침지함으로써, 습윤성을 확보할 수 있다. 이때, Ni 도금량이 0.05g/㎡ 미만이면, 충분한 습윤성의 확보가 어렵다. 또한, 3g/㎡를 초과하면, 습윤성 향상의 효과가 포화되어 버린다. 그로 인해, Ni 도금량은 0.05g/㎡ 이상, 3g/㎡ 이하가 바람직하다.

Ni 도금 후의 가열은, Ni 도금이 없는 경우와 마찬가지로 650℃를 초과하면 모재의 재질을 유지할 수 없게 되어버리기 때문에, 650℃ 이하로 유지하면 된다. 도금욕에 침지할 때, Zn의 융점보다 강판의 온도가 낮으면, 욕면이 순간적으로 응고되어, 균일한 외관이 얻어지지 않게 되어 버린다. 그로 인해, 도금욕에 침지하는 순간에, 강판의 온도가 420℃ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 500℃를 초과한 온도에서 강판을 침지하면, 도금욕 중에서 합금화 반응이 진행되어, 도금 밀착성이 저하된다. 그로 인해, 침지하는 순간에, 강판의 온도가 500℃ 이하인 것이 바람직하다.

도금욕의 욕온은, 430℃ 미만이면 Zn의 융점에 가깝기 때문에, 외기에 접촉하는 부분이 응고될 가능성이 있어, 안정되게 제조하기 어렵다. 그로 인해, 도금 욕온은 430℃ 이상인 것이 바람직하다. 강판이 도금욕에 침지되어 있는 동안, 강판은 도금 욕온으로 유지되기 때문에, 침입판온보다 욕 중 합금화에의 영향이 크고, 도금 욕온이 490℃를 초과하면, 욕 중에서의 합금화가 진행되기 쉬워진다. 욕 중에서의 합금화가 진행되어 버리면, 도금 밀착성이 저하되기 때문에, 도금 욕온은 490℃ 이하인 것이 바람직하다.

용융된 Zn욕에 침지하고, 가스 와이핑 후, 가열하여, Fe를 Zn 도금층 중에 확산시킴으로써 Fe-Zn 합금 도금층을 형성할 수 있다. 이 합금화 용융 아연 도금에서는, 아연 도금층 중으로의 Fe 확산량이 7∼15질량％인 것이 바람직하다고 여겨진다. 그것에 필요한 합금화 조건은 강판의 성분, 결정립경이나, 도금욕 중의 Al 농도 등의 조건에 따라 상이하지만, 500℃ 미만의 가열에서는, 합금화에 오랜 시간을 필요로 하기 때문에, 생산성을 고려하면 500℃ 이상이 바람직하다. 또한, 650 ℃를 초과한 온도에서 가열하면, 모재의 재질이 변화되어 버리기 때문에, 가열 온도는 650℃ 이하로 한다. 가열 시간이 4초 미만에서는, 균일하게 합금화하는 것이 어렵기 때문에, 4초 이상이 바람직하다. 또한, 60초를 초과하는 가열은 연속 강판 라인에서의 생산성을 고려하면 현실적이지 않기 때문에, 60초 이하가 바람직하다.

실시예

(실시예 1)

표 1에 나타내는 성분을 함유하는 강을 용제하여, 연속 주조로 두께 230㎜의 슬래브로 하였다. 그 후, 슬래브를 1250∼1280℃의 온도로 가열하여, 연속 열간 압연 장치에 의해 조압연, 마무리 압연을 행하고, 소정의 조건에서 수냉 냉각하여, 그 후 방냉하고, 다시 수냉 냉각한 후에 권취를 행하여, 열연 강판을 제조하였다. 표 2에는, 사용한 강종 기호와 열간 압연 조건, 강판의 판 두께를 나타낸다. 표 2에 있어서, 「FT」는 마무리 압연의 종료 온도, 「냉각 개시 시간」은 마무리 압연을 종료하고 나서 수냉 냉각을 개시할 때까지의 시간, 「냉각 속도」는 당해 수냉 냉각의 평균 냉각 속도이며, 「냉각량」은 당해 수냉 냉각의 냉각 종료시 강판 온도와 최종 마무리 압연 종료 온도의 차를 의미한다. 「CT」는 권취 온도이다.

강판의 인장 시험에 대해서는, 강판의 폭 방향(C 방향)으로 JIS5호 시험편을 채취하여, 항복 강도:YP(㎫), 인장 강도:TS(㎫), 신장:El(％)을 평가하였다. 랭크 포드값(r값)에 대해서는, 압연 방향에 대해 0° 방향, 45° 방향, 90° 방향(판 폭 방향)의 소성 변형비(r값)를 각각 r₀, r₄₅, r₉₀으로 하고, 또한 하기 식에 기초하여 Δr을 평가하였다.

Δr=(r₀+r₉₀-2×r₄₅)/2

연성 취성 천이 온도의 측정은 JISZ2242에서 규정하는 2.5㎜ 서브 사이즈의 V 노치 시험편으로, 샤르피 충격 시험을 행하여, 취성 파면율이 50％로 되는 온도를 연성 취성 천이 온도로 하였다. 또한, 강판의 최종 판 두께가 2.5㎜ 미만인 것에 대해서는 전체 두께로 측정하였다. 연성 취성 천이 온도가 -40℃ 이하이면 합격으로 하였다.

구멍 확장율:λ(％)에 대해서는, ISO16630에서 규정하는 방법에 의해 평가를 행하였다. 구멍 확장율:λ(％)와 강판의 인장 강도:TS(㎫)와의 관계로서, TS×λ≥60000 및 강판의 신장:El(％)과 인장 강도:TS(㎫)와의 관계가, TS×El≥14000을 합격으로 하였다.

집합 조직에 대해서는, 판 두께의 1/4부에 있어서 압연면에 평행하고, 압연 방향에 평행한 {211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비를 평가하였다. EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern)법을 이용하여, 픽셀의 측정 간격이 평균 입경의 1/5 이하이며, 결정립을 5000개 이상 측정할 수 있는 영역에서 측정하고, ODF(Orientation Distribution Function)의 분포로부터 랜덤 강도비 2.5 이하를 합격으로 하였다.

강판의 평균 입경에 대해서는, 평균 입경은 판 두께의 1/4의 깊이의 부위에서 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction Patterns)법을 이용하여, 픽셀의 측정 간격이 평균 입경의 1/5 이하이며, 결정립을 1000개 이상 측정할 수 있는 영역에서 측정하고, 인접하는 픽셀 간의 결정 방위의 각도차가 5도 이상인 경우를 입계로 간주하였을 때, 결정립과 같은 면적의 원의 직경으로 입경을 나타내고, Area Fraction법에 의해 평균값을 산출하였다.

평가 결과를 표 2에 나타낸다. 본 발명 범위로부터 벗어나는 수치에 대해 언더라인을 부여하고 있다.

본 발명예는 모두, X선 랜덤 강도비가 2.5 이하이며, 구멍 확장성의 평가에 있어서 TS×λ의 수치가 60000 이상 또한, 연성의 평가에 있어서 TS×El의 수치가 14000 이상의 양호한 구멍 확장성 및 연성을 실현할 수 있었다. 또한 본 발명예는 모두, 강판의 평균 결정립경이 모두 7.0㎛ 이하였다. 이에 의해 본 발명예는 모두, 연성 취성 천이 온도가 -40℃ 이하의 양호한 저온 인성을 실현할 수 있었다.

또한, 본 발명예는 모두, 제조 방법에 대해 본 발명의 바람직한 조건을 만족하고 있고, 그 결과로서 X선 랜덤 강도비, 결정의 평균 입경, 연성 취성 천이 온도로서 본 발명의 바람직한 값을 확보할 수 있었다.

비교예 1, 2, 8, 9, 22는 마무리 온도가 960℃ 미만이며, X선 랜덤 강도비가 2.5를 초과하여, 구멍 확장성의 평가가 불량이었다. 비교예 3, 6, 10, 12, 15, 18, 20은 마무리 온도가 960℃ 이상이지만, 마무리 압연 후의 냉각 조건이 본 발명 범위로부터 벗어나 있고, 결정의 평균 입경, 연성 취성 천이 온도가 본 발명 범위에 들어가지 않았다. 비교예 27은 Ti 함유량이 본 발명 범위로부터 벗어나 있고, 인장 강도의 평가가 불량이었다.

본 발명예, 비교예 모두, 강판 중에 Ti를 본 발명의 범위에서 함유함과 함께 권취 온도가 400℃ 이상 600℃ 이하이기 때문에, 인장 강도가 900㎫ 이상이며, 본 발명이 대상으로 하는 고강도를 실현하고 있었다.

(실시예 2)

실시예 1에 나타낸 발명예의 열연 강판에, 다음의 두가지 방법 Ⅰ, Ⅱ로 도금층을 형성하였다. 실시예 1의 발명예의 어느 열연 강판을 사용하였는지를 표 3의 도금 원판(열연 강판 제조 방법 번호)에 나타내었다.

방법 Ⅰ:열연 강판의 스케일을 산 세정 제거하고, 즉시 건조시켜, 그대로 4％ H₂-N₂ 분위기에서 표 3의 활성화 조건에 나타낸 조건에서 가열함으로써, 강판 표면을 환원하고, 도금의 습윤성을 높였다. 그 강판을 용융한 아연 도금욕에 침지하고, 가스 와이핑으로 부착량을 조정하였다.

표 3의 활성화 조건에 나타낸 가열 온도 및 유지 시간은, 다음과 같이 정의하였다. 활성화 처리 중의 최고 도달 온도와 최고 도달 온도 -20℃ 사이로 유지되어 있는 상태를 유지 시간으로 하고, 상기 최고 도달 온도를 가열 온도로 하고 있다. 강판을 도금욕에 침입시키는 온도는, 표 3의 침입판온과 같이 조정하였다.

방법 Ⅱ:열연 강판의 스케일을 산 세정 제거하고, 즉시 건조시켜, 표 3에 나타낸 양의 Ni 도금을 전해에 의해 실시하였다. 그 판을 4％ H₂-N₂ 분위기에서 가열하여, 용융한 아연 도금욕에 침지하고, 가스 와이핑으로 부착량을 조정하였다. 본 방법에서는, 활성화 처리 중의 가열에 있어서, 강판의 온도가 최고 도달 판온에 도달 후, 20℃ 내려가지 않는 동안에 도금욕에 침지하는 경우가 있다. 그 경우에는, 판온이 최고 도달 판온으로부터 20℃ 내려가지 않아도 도금욕에 침지한 시점에서, 유지를 종료하였다고 하였다.

방법 Ⅰ, Ⅱ로 Zn 도금한 후, 일부의 강판에 대해서는, 표 3의 합금화 조건에 나타낸 가열 조건에 의해, 합금화 처리를 실시하였다. 합금화 조건에 있어서의 가열 온도 및 유지 시간은, 다음과 같이 정의하였다. 합금 처리 중의 최고 도달 온도와 최고 도달 온도 -20℃ 사이로 유지되어 있는 상태를 유지 시간으로 하고, 상기 최고 도달 온도를 가열 온도로 하였다. 표면에 Zn 도금층 또는 Fe-Zn 합금 도금층을 형성한 것에 대해서는, 실시예 1과 마찬가지의 평가를 행함과 함께, 비도금부의 유무를 확인하였다. 이 평가에서 비도금이 없었던 것은, 높은 내식성을 갖는 것이 기대된다. 표 3에 얻어진 도금 강판의 특성을 나타내었다.

표면에 Zn 도금층 또는 Fe-Zn 합금 도금층을 형성한 것에 대해서도, 본 발명예는 모두, X선 랜덤 강도비가 2.5 이하이며, 구멍 확장성의 평가에 있어서 TS×λ의 수치가 60000 이상이며 양호한 구멍 확장성을 실현할 수 있었다. 또한 본 발명예는 모두, 강판의 평균 결정립경 d가 모두 7.0㎛ 이하였다. 이에 의해 본 발명예는 모두, 연성 취성 천이 온도가 -40℃ 이하의 양호한 저온 인성을 실현할 수 있었다.

또한, 어느 발명예도 비도금 없이 도금되어 있어, 높은 내식성을 갖는 용도에 적합하다.

비교예 28, 32, 35, 42는, 활성화 조건의 가열 온도가 650℃를 초과하고 있고, 강판의 평균 결정립경 d가 7.0㎛ 초과로 된 결과, 연성 취성 천이 온도가 -40℃ 초과이며, 인장 강도도 900㎫를 하회하고 있기 때문에 불량이었다. 비교예 33, 43은, 합금화 조건의 가열 온도가 650℃를 초과하고 있고, 강판의 평균 결정립경 d가 7.0㎛ 초과로 된 결과, 연성 취성 천이 온도가 -40℃ 초과이며, 인장 강도도 900㎫를 하회하고 있기 때문에 불량이었다.

Claims

질량％로, C:0.050％ 초과 0.10％ 이하, Si:0.1∼2.0％, Mn:1.0∼3.0％, P:0.1％ 이하, S:0.01％ 이하, Al:0.005∼0.05％, N:0.01％ 이하, Ti:0.10∼0.20％, Nb:0∼0.06％, B:0∼0.03％, Ca:0∼0.005％, 잔량부는 Fe 및 불순물을 포함하고,
평균 결정립경이 7.0㎛ 이하이며,
압연면에 평행하고, 압연 방향에 평행한 {211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비가 2.5 이하이고,
강판의 펀칭 구멍 확장율λ(%)과 강판의 인장 강도TS(㎫)의 관계가, TS×λ≥60000이며,
강판의 신장El(%)과 인장 강도TS(㎫)의 관계가, TS×El≥14000인, 인장 강도 900㎫ 이상의 열연 강판.
제1항에 있어서, 질량％로, Nb:0.001∼0.06％, B:0.0005∼0.03％ 및 Ca:0.0005∼0.005％로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 포함하는, 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 표면에 Zn 도금층 또는 Fe-Zn 합금 도금층을 갖는, 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 1200∼1350℃로 하여 열간 압연을 실시하여, 960℃ 이상 1100℃ 이하에서 열간 압연을 종료하고, 열간 압연의 종료 후 1.0초 이내에 냉각을 개시하여, 열간 압연의 종료 온도보다 50∼200℃ 낮은 온도까지 80℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 400∼600℃에서 권취하는 것이고,
평균 결정 입경이 7.0㎛ 이하로 되고,
압연면에 평행하고, 압연 방향에 평행한 {211}<011> 방위의 X선 랜덤 강도비가 2.5 이하로 되고,
강판의 펀칭 구멍 확장율λ(%)과 강판의 인장 강도TS(㎫)의 관계가 TS×λ≥60000로 되고,
강판의 신장El(%)과 인장 강도TS(㎫)의 관계가 TS×El≥14000로 되고,
또한, 인장 강도TS가 900㎫ 이상으로 되는, 열연 강판의 제조 방법.
제4항에 있어서, 권취 후, 산 세정에 의해 스케일을 제거하고, Zn 도금을 실시하여 Zn 도금층을 형성하는, 열연 강판의 제조 방법.
제4항에 기재된 제조 방법에 의해 제조된 열연 강판을, 권취 후, 산 세정에 의해 스케일을 제거하고, 환원 분위기 중에서 500℃ 이상 650℃ 이하로 가열하여 표면을 활성화하고, 침지시의 온도를 420℃ 이상 500℃ 이하로 하고, 욕온 430℃ 이상 490℃ 이하의 용융 Zn욕에 침지하고, 가스 와이핑에 의해 Zn 도금 부착량을 조정하는, 인장 강도 900㎫ 이상의 열연 강판의 제조 방법.
제4항에 기재된 제조 방법에 의해 제조된 열연 강판을, 권취 후, 산 세정에 의해 스케일을 제거하고, 전해에 의해 0.05g/㎡ 이상 3g/㎡ 이하의 Ni 도금을 실시하고, 환원 분위기 중에서 420℃ 이상 500℃ 이하로 가열하여, 욕온 430℃ 이상 490℃ 이하의 용융 Zn욕에 침지하고, 가스 와이핑에 의해 Zn 도금 부착량을 조정하는, 인장 강도 900㎫ 이상의 열연 강판의 제조 방법.
제6항에 있어서, 상기 가스 와이핑 후, 500℃ 이상, 650℃ 이하에서 가열하여 Fe-Zn 합금 도금층을 형성하는, 열연 강판의 제조 방법.
제7항에 있어서, 상기 가스 와이핑 후, 500℃ 이상, 650℃ 이하에서 가열하여 Fe-Zn 합금 도금층을 형성하는, 열연 강판의 제조 방법.