KR102262923B1 - 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

펀칭성이 보다 우수한 용융 아연 도금 강판을 제공하는 것. 질량％로, C: 0.08∼0.20％, Si: 0.5％ 이하, Mn: 0.8∼1.8％, P: 0.10％ 이하, S: 0.030％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.010％ 이하를 포함하고, 추가로 Ti: 0.01∼0.3％, Nb: 0.01∼0.1％, V: 0.01∼1.0％ 중 1종 혹은 2종 이상을 (Ti/48＋Nb/93＋V/51)×12≥0.07이 되도록 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 페라이트상과 템퍼링 베이나이트상의 합계가 면적률로 95％ 이상이고, 또한, 조직의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고, 추가로, 석출 Fe량이 0.10질량％ 이상, 입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출된 Ti, Nb, V의 석출량이 석출 C 상당량으로서 0.025질량％ 이상이고, 또한, 입경 20㎚ 미만의 석출물의 절반 이상이 랜덤 석출된 조직을 갖는 용융 아연 도금 강판.

Description

용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법

본 발명은, 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은, 특히, 자동차의 로어 아암(lower arms)이나 프레임 등의 서스펜션 부재, 필러나 멤버 등의 골격 부재와 그들의 보강 부재, 도어 임팩트 빔, 시트 부재, 자판기, 데스크, 가전·OA 기기, 건재(building materials) 등에 사용되는 구조용 부재 등에 최적인 펀칭성(punchability)이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판과 그의 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경에 대한 관심의 고조를 받아, 제조 시에 CO₂ 배출량이 큰 강판의 사용량을 삭감하고 싶다는 요망이 증가하고 있다. 또한, 자동차 분야 등에서는 차체를 가볍게 함으로써 연비를 향상시킴과 함께, 배기가스를 줄이고 싶다는 요구도 더욱더 커지고 있다. 그 때문에, 고강도 강판의 적용에 의한 강판의 박육화가 진행되고 있다. 프레스 성형성이 높은 고강도강으로서 석출 강화강이 있지만, 강판의 고강도화에 수반하여 펀칭 가공 시에, 펀칭 단면(端面)이 갈라진다는 문제가 현재화하고, 용융 아연 도금 강판에서는 그 경향이 현저해져 버린다.

종래, 프레스 성형성이 우수한 용융 아연 도금 강판으로서, 예를 들면 특허문헌 1에는, 중량％로, C＜0.10％, Ti: 0.03∼0.10％, Mo: 0.05∼0.6％를 포함하고, 페라이트 단상 조직의 매트릭스와, 당해 매트릭스 중에 분산한 입경이 10㎚ 미만인 미세 석출물과, 평균 입경이 1㎛ 미만이고 체적 분율이 전체의 1％ 이하인 Fe 탄화물로부터 실질적으로 이루어지는 강판과 그의 제조 기술이 개시되어 있다. 또한 특허문헌 2에는, 질량％로, C: 0.03％ 이상 0.15％ 이하, Si: 0.5％ 이하, Mn: 1％ 이상 4％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하, N: 0.01％ 이하, Al: 0.5％ 이하, Ti: 0.11％ 이상 0.50％ 이하를 포함하고, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중 1종 또는 2종을 합계로 1체적％ 이상 8체적％ 이하 함유하고, 잔부가 페라이트 및 베이나이트 중 1종 또는 2종으로 이루어짐과 함께, Ti를 포함하는 석출물을 0.2체적％ 이상 함유하는, 연성, 구멍 확장성이 우수한 합금화 용융 아연 도금 열연 강판과 그의 제조 방법이 개시되어 있다. 또한, 절단 후의 특성 열화가 적은 강판으로서, 예를 들면 특허문헌 3에는, 질량％로, C: 0.05∼0.20％, Si: 0.3∼2.00％, Mn: 1.3∼2.6％, P: 0.001∼0.03％, S: 0.0001∼0.01％, Al: 0.10％ 미만, N: 0.0005∼0.0100％, O: 0.0005∼0.007％를 함유하고, 조직이 주로 페라이트와 베이나이트로 이루어지고, 판두께 방향의 Mn 편석도(＝중심부 Mn 피크 농도/평균 Mn 농도)가 1.20 이하인 강판과 그의 제조 방법이 개시되어 있다. 또한 특허문헌 4에는, 질량％로, C: 0.06％ 이상 0.13％ 이하, Si: 0.5％ 이하, Mn: 0.5％ 미만, P: 0.03％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.1％ 이하, N: 0.01％ 이하, Ti: 0.14％ 이상 0.25％ 이하, V: 0.01％ 이상 0.5％ 이하로 하고, 페라이트상(相)의 면적률이 95％ 이상, 페라이트상의 평균 결정 입경이 10㎛ 이하이고, 페라이트상의 결정립 내의 탄화물 평균 입자경이 10㎚ 미만인 조직을 갖는 펀칭성이 우수한 강판과 그의 제조 방법이 개시되어 있다.

일본공개특허공보 2002-322539호 일본공개특허공보 2013-216936호 일본공개특허공보 2009-263685호 일본공개특허공보 2013-124395호

그러나, 특허문헌 1, 특허문헌 2에 기재된 기술에서는, 펀칭성이 충분하지 않다는 문제가 있었다. 또한, 특허문헌 3에 기재된 기술에서는, 석출 강화에 의해 크게 고강도화한 경우, 펀칭성을 개선할 수 없다는 문제가 있었다. 또한 특허문헌 4에 기재된 기술에서도, 펀칭의 클리어런스가 커진 경우에는 펀칭성이 열화한다는 문제가 있었다.

본 발명은, 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 펀칭성이 보다 우수한 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구를 거듭한 결과 이루어진 것으로서, 이하의 구성을 갖는다.

[1] 질량％로, C: 0.08∼0.20％, Si: 0.5％ 이하, Mn: 0.8∼1.8％, P: 0.10％ 이하, S: 0.030％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.010％ 이하를 포함하고, 추가로 Ti: 0.01∼0.3％, Nb: 0.01∼0.1％, V: 0.01∼1.0％ 중 1종 혹은 2종 이상을 하기 (1)식으로 구해지는 C^*가 0.07 이상이 되도록 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 페라이트상과 템퍼링 베이나이트상의 합계가 면적률로 95％ 이상이고, 또한, 조직의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고, 추가로, 석출 Fe량이 0.10질량％ 이상, 입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출된 Ti, Nb, V의 석출량이 하기 (2)식으로 구해지는 석출 C 상당량으로서 0.025질량％ 이상이고, 또한, 입경 20㎚ 미만의 석출물의 절반 이상이 랜덤 석출된 조직을 갖는 용융 아연 도금 강판.

C^*＝(Ti/48＋Nb/93＋V/51)×12…(1)

단, (1)식에 있어서의 각 원소 기호는, 각각의 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.

([Ti]/48＋[Nb]/93＋[V]/51)×12…(2)

단, (2)식에 있어서의 [Ti], [Nb], [V]는, 입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출된 Ti, Nb, V 각각의 석출량(질량％)을 나타낸다.

[2] 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Mo: 0.005∼0.50％, Ta: 0.005∼0.50％, W: 0.005∼0.50％ 중 1종 혹은 2종 이상을 함유하는 [1]에 기재된 용융 아연 도금 강판.

[3] 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Cr: 0.01∼1.0％, Ni: 0.01∼1.0％, Cu: 0.01∼1.0％ 중 1종 혹은 2종 이상을 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 용융 아연 도금 강판.

[4] 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.0005∼0.01％, REM: 0.0005∼0.01％ 중 1종 혹은 2종을 함유하는 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 용융 아연 도금 강판.

[5] 상기 조성에 더하여 추가로 질량％로, Sb: 0.005∼0.050％를 함유하는 [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 용융 아연 도금 강판.

[6] 상기 조성에 더하여 추가로 질량％로, B: 0.0005∼0.0030％를 함유하는 [1] 내지 [5] 중 어느 하나에 기재된 용융 아연 도금 강판.

[7] [1] 내지 [6] 중 어느 하나에 기재된 조성을 갖는 강을 주조하여 슬래브로 하고, 당해 슬래브를, 주조 후 그대로, 혹은, 일단 냉각한 후에 1200℃ 이상으로 재가열한 후에, 조압연을 행하고, 조압연 종료 후, m 스탠드로 이루어지는 마무리 압연에서의 n 스탠드째의 압하율을 r_n, n 스탠드째의 스탠드 입측의 온도를 T_n(℃), n 스탠드에서의 축적 변형 R_n을 R_n＝r_n(1－exp{－11000(1＋C^*)/(T_n＋273)＋8.5})으로 했을 때, 축적 변형 R₁∼R_m의 합계인 누적 변형을 0.7 이상으로 함과 함께, 마무리 압연 출측 온도를 850℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 행하고, 마무리 압연 종료 후, 마무리 압연 출측 온도에서 650℃까지의 온도역을 평균 냉각 속도 30℃/s 이상으로 냉각하고, 권취 온도를 350℃ 이상 600℃ 이하로 하여 권취하고, 산 세정한 후, 균열(soaking) 온도를 650∼770℃로 하고, 균열 시간을 10∼300s로 하는 어닐링을 행하고, 어닐링 후, 420∼500℃의 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금을 행한 후, 400∼200℃의 온도역을 평균 냉각 속도 10℃/s 이하로 냉각하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

단, 상기 축적 변형 R_n의 산출식에 있어서의 exp{－11000(1＋C^*)/(T_n＋273)＋8.5}가 1을 초과하는 경우는 1로 한다.

[8] 상기 420∼500℃의 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금을 행한 후, 460∼600℃까지 재가열하여 1s 이상 유지한 후에, 400∼200℃의 온도역을 평균 냉각 속도 10℃/s 이하로 냉각하는 [7]에 기재된 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[9] 상기 400∼200℃의 온도역을 평균 냉각 속도 10℃/s 이하로 냉각한 후, 추가로 0.1∼3.0％의 판두께 감소율로 하는 가공을 실시하는 [7] 또는 [8]에 기재된 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 의해 펀칭성이 향상하는 메커니즘은 반드시 분명하지는 않지만, 다음과 같이 생각된다. 즉, Fe의 탄화물인 시멘타이트와 랜덤 석출된 20㎚ 미만의 미세한 석출물(미세 석출물)에 의해, 펀칭 시에 시멘타이트가 보이드(void)의 기점이 되고, 특정의 분포를 갖고 있지 않은 미세 석출물이 펀칭 방향으로의 균열(crack)의 진전을 촉진함과 함께, 조직의 결정 입경을 작게 함으로써, 특정 방향으로 균열이 크게 신전하는 것을 방지할 수 있어, 펀칭 단면을 평활하게 할 수 있다.

또한, 본 발명이 대상으로 하는 강판은, 용융 아연 도금 강판 및, 합금화 용융 아연 도금 강판이다. 추가로, 그 위에 화성 처리 등에 의해 피막을 형성한 강판도 포함한다.

본 발명의 용융 아연 도금 강판은, 펀칭성이 보다 우수하다.

본 발명의 용융 아연 도금 강판은, 펀칭 시의 클리어런스가 큰 경우에서도 우수한 펀칭성을 갖는다.

본 발명에 의하면, C, Si, Mn, P, S, Al, N 및, Ti, Nb, V량을 제어한 강 슬래브를, 열간 압연함에 있어서, 압하율과 압연 온도 및, 압연 후의 냉각 속도와 권취 온도를 제어하고, 추가로 어닐링하여 용융 아연 도금을 행하고, 냉각함에 있어서, 균열 온도, 균열 시간 및, 냉각 속도를 제어하고, 입경 20㎚ 미만의 석출물을 랜덤으로 석출시킴과 함께 시멘타이트도 석출시킨 소정의 조직으로 함으로써, 고강도이고, 또한, 펀칭성이 우수한 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있어, 공업상 유효한 효과를 가져온다.

도 1은, 석출 Fe량과 펀칭성의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는, 석출 C 상당량과 펀칭성의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3은, 석출물 랜덤비와 펀칭성의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4는, 조직의 평균 입경과 펀칭성의 관계를 나타내는 도면이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명에 따른 용융 아연 도금 강판의 성분 조성에 대해서 설명한다. 이하에 있어서 함유량의 단위 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.

[성분 조성]

C: 0.08∼0.20％

C는, Ti, Nb, V와 미세한 탄화물을 형성하여, 강도 향상에 기여함과 함께, Fe와 시멘타이트를 형성하여, 펀칭성의 향상에도 기여한다. 그 때문에 C의 함유량은 0.08％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 다량의 C는 마르텐사이트 변태를 촉진해 버림과 함께, Ti, Nb, V와의 미세한 탄화물 형성을 억제해 버린다. 또한, 과잉인 C는, 용접성을 저하시킴과 함께, 인성이나 성형성을 크게 저하시켜 버린다. 따라서, C의 함유량은 0.20％ 이하로 할 필요가 있다. C의 함유량은, 바람직하게는 0.15％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.12％ 이하이다.

Si: 0.5％ 이하

Si는, 강판 표면에 산화물을 형성하여, 불(不)도금을 발생시킨다. 또한, 페라이트 변태를 촉진함으로써, 입경 20㎚ 미만의 미세 석출물(Ti, Nb, V계 탄화물)을 열(arrays) 형상으로 석출시켜, 랜덤 석출되는 것을 저해할 뿐만 아니라, 조직의 결정 입경도 크게 해 버린다. 그 때문에 Si의 함유량은, 0.5％ 이하로 할 필요가 있다. Si의 함유량은, 바람직하게는 0.2％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.1％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.05％ 이하이다. Si의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 불가피적 불순물로서 0.005％ 포함되어 있어도 문제 없다.

Mn: 0.8∼1.8％

Mn은, 페라이트 변태를 지연하고, 결정 입경을 작게 함과 함께, 고용 강화에 의해 고강도화에도 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해, Mn의 함유량은 0.8％ 이상으로 할 필요가 있다. Mn의 함유량은, 바람직하게는 1.0％ 이상이다. 한편, 다량의 Mn은 슬래브 균열을 일으킴과 함께, 마르텐사이트 변태를 촉진시켜 버린다. 그 때문에, Mn의 함유량은 1.8％ 이하로 할 필요가 있다. Mn의 함유량은, 바람직하게는 1.5％ 이하이다.

P: 0.10％ 이하

P는, 용접성을 저하시킴과 함께, 입계에 편석하여 연성, 굽힘성이나 인성을 열화시킨다. 추가로 다량으로 첨가하면, 페라이트 변태를 촉진함으로써 미세 석출물을 열 형상으로 석출시켜, 미세 석출물이 랜덤 석출되는 것을 저해할 뿐만 아니라, 결정 입경도 크게 해 버린다. 그 때문에, P의 함유량은 0.10％ 이하로 할 필요가 있다. P의 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.03％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.01％ 이하이다. P의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 불가피적 불순물로서 0.005％ 포함되어 있어도 문제 없다.

S: 0.030％ 이하

S는, 용접성을 저하시킴과 함께, 열간에서의 연성을 현저하게 저하시킴으로써, 열간 균열을 유발하여, 표면 성상을 현저하게 열화시킨다. 또한, S는, 강도에 거의 기여하지 않을 뿐만 아니라, 불순물 원소로서 조대한(large) 황화물을 형성함으로써, 연성, 굽힘성, 신장 플랜지성을 저하시킨다. 이러한 문제는 S의 함유량이 0.030％를 초과하면 현저해져, S의 함유량은 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서, S의 함유량은 0.030％ 이하로 할 필요가 있다. S의 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.003％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.001％ 이하이다. S의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 불가피적 불순물로서 0.0001％ 포함되어 있어도 문제 없다.

Al: 0.10％ 이하

Al을 많이 첨가하면, 페라이트 변태를 촉진함으로써 미세 석출물을 열 형상으로 석출시켜, 미세 석출물이 랜덤으로 석출되는 것을 저해할 뿐만 아니라, 결정 입경도 크게 해 버린다. 또한, 표면에 Al의 산화물을 생성하여 불도금을 발생시킨다. 따라서 Al의 함유량은 0.10％ 이하로 할 필요가 있다. Al의 함유량은, 바람직하게는 0.06％ 이하이다. Al의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, Al 킬드강(killed steel)으로서 0.01％ 포함되어도 문제 없다.

N: 0.010％ 이하

N은, Ti, Nb, V와 고온에서 조대한 질화물을 형성하여 강도에 그다지 기여하지 않는 점에서, Ti, Nb, V 첨가에 의한 고강도화의 효율을 작게 해 버릴 뿐만 아니라, 인성의 저하도 초래해 버린다. 추가로 다량으로 함유하면, 열간 압연 중에 슬래브 균열을 수반하여, 표면 흠집이 발생할 우려가 있다. 따라서, N의 함유량은 0.010％ 이하로 할 필요가 있다. N의 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.003％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.002％ 이하이다. N의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 불가피적 불순물로서 0.0005％ 포함되어 있어도 문제 없다.

Ti: 0.01∼0.3％, Nb: 0.01∼0.1％, V: 0.01∼1.0％ 중 1종 혹은 2종 이상을 C^*＝(Ti/48＋Nb/93＋V/51)×12≥0.07

Ti, Nb, V는, C와 미세한 탄화물을 형성하여, 고강도화에 기여한다. 이러한 작용을 얻기 위해서는, Ti, Nb, V 중 적어도 1종의 함유량을 0.01％ 이상으로 하고, 추가로 Ti, Nb, V의 함유량을 하기 (1)식으로 구해지는 C^*를 0.07 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti, Nb, V를 각각 0.3％, 0.1％, 1.0％를 초과하여 다량으로 첨가해도, 고강도화의 효과는 그다지 커지지 않는 반면, 미세 석출물이 다량으로 석출되어 인성이 저하하는 점에서, Ti, Nb, V의 함유량의 상한은, 각각 0.3％, 0.1％, 1.0％로 할 필요가 있다.

C^*＝(Ti/48＋Nb/93＋V/51)×12…(1)

단, (1)식에 있어서의 각 원소 기호는, 각각의 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다. 또한 함유하지 않는 원소는 0으로 한다.

잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 본 발명에서는, 추가로, 강도, 펀칭성을 향상시키는 것을 목적으로, 다음의 원소를 첨가할 수 있다.

Mo: 0.005∼0.50％, Ta: 0.005∼0.50％, W: 0.005∼0.50％ 중 1종 혹은 2종 이상

Mo, Ta, W는, C와 미세 석출물을 형성함으로써 고강도화에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해, Mo, Ta, W를 첨가하는 경우에는, Mo, Ta, W 중 적어도 1종을 0.005％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 다량으로 Mo, Ta, W를 첨가해도 고강도화의 효과는 그다지 커지지 않는 반면, 미세 석출물이 다량으로 석출되어 인성이 저하하는 점에서, Mo, Ta, W를 첨가하는 경우에는, Mo, Ta, W의 함유량을 각각 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.01∼1.0％, Ni: 0.01∼1.0％, Cu: 0.01∼1.0％ 중 1종 혹은 2종 이상

Cr, Ni, Cu는, 조직을 세립화함과 함께 고용 강화 원소로서 작용함으로써 고강도화와 펀칭성의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해, Cr, Ni, Cu를 첨가하는 경우에는, Cr, Ni, Cu 중 적어도 1종을 0.01％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Cr, Ni, Cu를 다량으로 첨가해도 효과가 포화할 뿐만 아니라 도금성을 저해하는 점에서, Cr, Ni, Cu를 첨가하는 경우에는, Cr, Ni, Cu의 함유량을 각각 1.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0005∼0.01％, REM: 0.0005∼0.01％ 중 1종 혹은 2종

Ca, REM은, 황화물의 형태를 제어함으로써 연성, 인성을 향상시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해 Ca, REM을 첨가하는 경우에는, Ca, REM 중 적어도 1종을 0.0005％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Ca, REM의 다량의 첨가에 의해 반대로 연성이 손상될 우려가 있는 점에서, Ca, REM을 첨가하는 경우에는, Ca, REM의 함유량을 각각 0.01％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Sb: 0.005∼0.050％

Sb는, 열간 압연 시에 있어서 표면에 편석하는 점에서, 슬래브가 질화하는 것을 방지함으로써 조대한 질화물의 형성을 억제할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해 Sb를 첨가하는 경우에는, Sb를 0.005％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 다량으로 Sb를 첨가해도 효과가 포화할 뿐만 아니라 가공성이 열화하는 점에서, Sb를 첨가하는 경우는, Sb의 함유량을 0.050％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

B: 0.0005∼0.0030％

B는, 조직을 세립화함으로써, 펀칭성 향상에 기여할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, B를 함유시키는 경우는, B의 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 다량의 B는 열간 압연 시의 압연 하중을 상승시켜 버릴 우려가 있는 점에서, B를 함유하는 경우는, B의 함유량을 0.0030％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0020％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

그 외, Sn, Mg, Co, As, Pb, Zn, O 등의 불순물을 합계로 0.5％ 이하 포함하고 있어도, 특성에는 문제 없다.

다음으로, 본 발명의 용융 아연 도금 강판의 조직에 대해서 설명한다.

페라이트상과 템퍼링 베이나이트상의 합계가 면적률로 95％ 이상

페라이트상이나 템퍼링 베이나이트상은 연성이 우수한 점에서, 페라이트상과 템퍼링 베이나이트상의 합계를 면적률로 95％ 이상으로 할 필요가 있다. 페라이트상과 템퍼링 베이나이트상의 합계는, 면적률로 바람직하게는 98％ 이상, 보다 바람직하게는 100％이다.

조직의 평균 입경: 5.0㎛ 이하

조직의 평균 입경이 크면 펀칭성이 열화하는 점에서, 조직의 평균 입경(전체 조직의 평균 결정 입경)은 5.0㎛ 이하로 할 필요가 있다. 조직의 평균 입경은 바람직하게는 3.0㎛ 이하이다.

석출 Fe량: 0.10질량％ 이상

시멘타이트는 펀칭 시에 보이드의 기점으로서 작용하여, 펀칭성의 향상에 기여한다. 그 때문에 시멘타이트로서 석출되는 Fe량(석출 Fe량)은 0.10질량％ 이상으로 할 필요가 있다. 석출 Fe량은, 바람직하게는 0.20질량％ 이상이다. 한편, 석출 Fe량의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 다량의 시멘타이트는 구멍 확장성 등의 성형성이나 인성을 열화시키기 때문에, 석출 Fe량은, 0.60질량％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.40질량％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출된 Ti, Nb, V의 석출 C 상당량: 0.025질량％ 이상

입경 20㎚ 미만의 석출물은 강도에 기여한다. 이러한 작용을 얻기 위해, 입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출된 Ti, Nb, V의 석출량을 하기 (2)식으로 구해지는 석출 C 상당량으로 0.025질량％ 이상으로 할 필요가 있다. 상기 석출 C 상당량은, 바람직하게는 0.035질량％ 이상이다. 한편, 상기 석출 C 상당량의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 입경 20㎚ 미만의 석출물이 많아지면 인성이 저하하는 점에서, 상기 석출 C 상당량은, 0.10질량％ 이하가 바람직하고, 0.08질량％ 이하가 보다 바람직하고, 0.05질량％ 이하가 더욱 바람직하다.

([Ti]/48＋[Nb]/93＋[V]/51)×12…(2)

단, (2)식에 있어서의 [Ti], [Nb], [V]는, 입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출된 Ti, Nb, V 각각의 석출량(질량％)이다.

입경 20㎚ 미만의 석출물의 절반 이상이 랜덤 석출

입경 20㎚ 미만의 석출물이 특정의 분포를 갖고 있는, 즉, 일방향으로 열 형상으로 석출되어 있으면, 펀칭 시에 균열이 특정의 분포 방향으로 신전하여, 펀칭 단면이 크게 갈라져 버린다. 이러한 단면 균열은, 입경 20㎚ 미만의 석출물의 절반보다 많게가 특정의 분포를 가진 경우에 현저해지는 점에서, 입경 20㎚ 미만의 석출물의 절반 이상은 랜덤 석출로 할 필요가 있다.

또한, 본 발명에 있어서, 페라이트상과 템퍼링 베이나이트상의 면적률, 조직의 평균 입경, 석출 Fe량, 입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출된 Ti, Nb, V의 석출 C 상당량, 입경 20㎚ 미만의 석출물 중 랜덤 석출된 석출물의 비율, 인장 강도(TS) 등의 기계 특성값은, 실시예에 기재된 방법에 의해 구해진다.

본 발명의 용융 아연 도금 강판의 TS는 특별히 규정하지 않지만, 980㎫ 이상이 바람직하다. 판두께도 특별히 규정하지 않지만, 4.0㎜ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 3.0㎜ 이하, 더욱 바람직하게는 2.0㎜ 이하, 보다 더 바람직하게는 1.5㎜ 이하이다. 판두께의 하한은 열간 압연으로 제조 가능한 1.0㎜ 정도이면 좋다.

다음으로 본 발명의 용융 아연 도금 강판의 제조 조건에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 온도는 강판 등의 표면 온도로 한다.

본 발명에서는, 상기한 조성을 갖는 강을 주조한 강 소재(슬래브)를 출발 소재로 한다.

출발 소재의 제조 방법은, 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 상기한 조성의 용강을 전로 등의 상용의 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법 등의 주조 방법으로 강 소재(슬래브)로 하는 방법 등을 들 수 있다.

슬래브: 주조 후 그대로, 혹은, 일단 냉각한 후에 1200℃ 이상으로 재가열

Ti, Nb, V를 미세하게 석출시키기 위해서는, 압연 개시 전에 슬래브 중에 석출되어 있는 석출물을 고용시킬 필요가 있다. 그 때문에, 주조 후의 슬래브를 그대로(고온 그대로) 열간 압연기의 입측으로 반송하여 조압연을 개시하거나, 혹은, 일단 냉각하여 온편(warm piece)이나 냉편(cold piece)이 되어, Ti, Nb, V가 석출물로서 석출되어 버린 슬래브를 1200℃ 이상으로 재가열한 후 조압연을 개시할 필요가 있다. 1200℃ 이상에서의 유지 시간은 특별히 규정하지 않지만, 바람직하게는 10분 이상, 보다 바람직하게는 30분 이상이다. 또한, 재가열 온도는, 바람직하게는 1220℃ 이상, 보다 바람직하게는 1250℃ 이상이다.

마무리 스탠드에서의 누적 변형: 0.7 이상

조압연 종료 후, 마무리 스탠드에서 마무리 압연을 행한다. 이때, 마무리 스탠드에서의 누적 변형을 제어함으로써, 조직의 결정 입경을 작게 할 수 있다. 그 때문에, m 스탠드로 이루어지는 마무리 압연에서의 n 스탠드째의 압하율을 r_n, n 스탠드째의 스탠드 입측의 온도를 T_n(℃), n 스탠드에서의 축적 변형 R_n을 R_n＝r_n(1－exp{－11000(1＋C^*)/(T_n＋273)＋8.5})으로 했을 때, 축적 변형의 합계인 누적 변형 R_t(R_t＝R₁＋R₂＋…＋R_m)를 0.7 이상으로 할 필요가 있다. 누적 변형 R_t는, 바람직하게는 1.0 이상, 보다 바람직하게는 1.5 이상이다. 누적 변형 R_t의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 2.0 정도로 충분하다.

n 스탠드째의 압하율 r_n은, n 스탠드의 입측의 판두께를 t_n－1, 출측의 판두께를 t_n으로 하면, r_n＝－ln(t_n/t_n－1)으로 정의한다.

또한, 상기 축적 변형 R_n의 산출식에 있어서의 exp{－11000(1＋C^*)/(T_n＋273)＋8.5}가 1을 초과하는 경우는 1로 한다.

마무리 압연 출측 온도: 850℃ 이상

마무리 압연의 출측 온도가 낮아지면, 변형 유기 석출에 의해 Ti, Nb, V의 탄화물이 조대하게 석출되어 버린다. 그 때문에, 마무리 압연 출측 온도(마무리 최종 압연 출측의 온도)는, 850℃ 이상으로 할 필요가 있다. 마무리 압연 출측 온도는, 바람직하게는 880℃ 이상이다. 마무리 압연 출측 온도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 950℃ 정도로 충분하다.

마무리 압연 출측 온도에서 650℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도: 30℃/s 이상

마무리 압연 종료 후, 마무리 압연 출측 온도에서 650℃까지의 온도역의 냉각 속도가 작으면, 페라이트 변태가 고온에서 일어나고, 조직의 평균 입경이 커짐과 함께, Ti, Nb, V의 탄화물이 조대하게 석출되어 버린다. 또한, 변태 시에 오스테나이트와 페라이트의 계면에서 Ti, Nb, V의 탄화물이 석출되는 상(相)계면 석출이 일어나는 점에서, 석출물이 특정의 분포를 갖게 되어 펀칭성이 열화되어 버린다. 따라서, 마무리 압연 출측 온도에서 650℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도는 30℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 상기 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 50℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 80℃/s 이상이다. 상기 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 온도 제어의 관점에서 200℃/s 정도로 충분하다.

권취 온도: 350℃ 이상 600℃ 이하

권취 온도가 높으면 페라이트 변태가 촉진되고, 변태 시에 오스테나이트와 페라이트의 계면에서 Ti, Nb, V의 탄화물이 석출되는 상계면 석출이 일어나는 점에서, 석출물이 특정의 분포를 갖게 되어 펀칭성이 열화되어 버린다. 그 때문에, 권취 온도는 600℃ 이하로 할 필요가 있다. 권취 온도는, 바람직하게는 550℃ 이하이다. 한편, 권취 온도가 낮으면 베이나이트 변태가 억제되고, 마르텐사이트 변태가 촉진되어 버린다. 그 때문에, 권취 온도는 350℃ 이상으로 할 필요가 있다. 권취 온도는, 바람직하게는 400℃ 이상이다.

이어서, 권취 후의 열연 코일을 산 세정한 후, 어닐링을 행한다.

균열 온도: 650∼770℃의 온도역

어닐링 시의 균열 온도가 낮으면, Ti, Nb, V의 탄화물이 석출하지 않아, 균열 온도를 높게 함으로써, Ti, Nb, V의 탄화물을 랜덤으로 미세 석출시킬 수 있다. 그 때문에 균열 온도는 650℃ 이상으로 할 필요가 있다. 균열 온도는, 바람직하게는 700℃ 이상, 보다 바람직하게는 730℃ 이상이다. 한편, 균열 온도가 지나치게 높아지면 Ti, Nb, V의 탄화물이 조대화함과 함께, 균열 시에 오스테나이트 변태가 일어나, 그 후의 냉각에서 베이나이트나 마르텐사이트 변태가 진행되어 버린다. 그 때문에, 균열 온도는 770℃ 이하로 할 필요가 있다.

균열 시간(균열 온도 온도역에서의 체류 시간): 10∼300s

균열 시의 균열 시간이 짧으면 Ti, Nb, V의 탄화물이 충분히 석출하지 않는다. 그 때문에 균열 시의 균열 시간은 10s 이상으로 할 필요가 있고, 바람직하게는 30s 이상이다. 한편, 균열 시간이 길어지면, Ti, Nb, V의 탄화물이 조대화함과 함께, 결정 입경도 커져 버린다. 따라서, 균열 시간은 300s 이하로 할 필요가 있다. 균열 시간은, 바람직하게는 150s 이하이다.

어닐링 후, 420∼500℃의 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금을 행한 후, 냉각한다.

400∼200℃의 온도역을 평균 냉각 속도 10℃/s 이하로 냉각

아연 도금욕 침지 후의 냉각 속도가 크면, 시멘타이트의 석출이 억제되어 펀칭성이 열화되어 버린다. 따라서 시멘타이트가 미세하게 석출되는 400∼200℃의 온도역을 10℃/s 이하로 냉각할 필요가 있다.

또한, 아연 도금욕 침지 후, 460∼600℃까지 재가열을 행하여 1s 이상 유지함으로써 합금화 용융 아연 도금 강판으로 해도 좋다. 상기 유지 시간은 1∼10s가 바람직하다.

또한, 상기 도금 후의 강판에, 경가공(light work)을 더함으로써 가동 전위를 늘려, 펀칭성을 높여도 좋다. 이러한 경가공으로서는, 판두께 감소율을 0.1％ 이상으로 하는 가공을 들 수 있다. 판두께 감소율은, 바람직하게는 0.3％ 이상이다. 한편, 판두께 감소율이 커지면, 전위의 상호 작용으로 전위가 이동하기 어려워져, 펀칭성이 저하하는 점에서, 이러한 가공을 부여하는 경우에는, 판두께 감소율을 3.0％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 2.0％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 1.0％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 여기에서, 상기 가공을 실시함에 있어서는, 압연 롤에 의한 압하를 가해도 좋고, 강판에 텐션을 가한 인장에 의한 가공을 실시해도 좋다. 또한, 압연과 인장의 양쪽의 가공을 실시해도 좋다.

실시예

본 발명의 실시예에 대해서 설명한다.

표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 연속 주조하여 슬래브로 하고, 1250℃로 재가열한 후에, 조압연을 행하고, 그 후, 표 2에 나타내는 조건으로, 마무리 압연(7 스탠드), 냉각, 권취를 행하고, 열연 코일로 하고, 산 세정한 후에, 어닐링하고, 470℃의 아연 도금욕에 침지하여 도금을 행하여, 공시체 No.1∼30의 용융 아연 도금 강판을 얻었다. 추가로, 상기 공시체의 몇 가지에 대해서는, 도금 후에, 표 2에 나타내는 재가열 처리, 판두께 감소율로 하는 가공을 실시했다. 또한, 표 2에 있어서 재가열 온도, 유지 시간, 판두께 감소율의 란의 「-」은, 그 처리를 행하지 않은 것을 나타낸다.

상기 공시체로부터, 시험편을 채취하여, 석출물 측정, 조직 관찰, 인장 시험, 펀칭 시험을 행했다. 시험 방법은 다음과 같이 했다.

(석출 Fe량)

석출 Fe량은, 시험편을 판두께 1/4까지 연삭한 전해용 시험편을 양극으로서 10％ AA계 전해액(10체적％ 아세틸아세톤-1질량％ 테트라메틸암모늄클로라이드-메탄올 전해액) 중에서 정전류 전해에 의해 일정량 용해하고, 그 후, 전해에 의해 얻어진 추출 잔사를 구멍 지름 0.2㎛의 필터를 이용하여 여과하여 Fe 석출물을 회수하고, 이어서 회수된 Fe 석출물을 혼산으로 용해한 후, ICP 발광 분광 분석법에 의해 Fe를 정량하고, 그의 측정값으로부터 Fe 석출물 중의 Fe량(석출 Fe량)을 구했다. 또한, Fe 석출물은 응집하기 때문에, 구멍 지름 0.2㎛의 필터를 이용하여 여과를 행함으로써, 입경 0.2㎛ 미만의 Fe 석출물도 회수하는 것이 가능하다.

(입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출된 Ti, Nb, V의 석출 C 상당량)

입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출된 Ti, Nb, V량은, 일본특허공보 제4737278호에 나타내는 바와 같이, 시험편을 판두께 1/4까지 연삭한 전해용 시험편을 양극으로서 10％ AA계 전해액 중에서 정전류 전해를 행하고, 이 전해용 시험편을 일정량 용해한 후, 당해 전해용 시험편 표면에 부착된 석출물을 분산액 중에서 초음파 박리한 분산액을, 구멍 지름 20㎚의 필터를 이용하여 여과하고, 이어서, 얻어진 여과액 중의 Ti, Nb, V량을, ICP 발광 분광 분석법에 의해 분석하여 구했다. 또한, Ti, Nb, V의 석출물은 모두 당해 전해용 시험편 표면에 부착하기 때문에, 상기 분산액 중에는 Ti, Nb, V의 전체 석출물이 분산되어 있다. 그리고, Ti, Nb, V의 석출물의 모두가 탄화물이었다고 하고, 입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출된 Ti, Nb, V의 각각의 석출량(질량％)을 [Ti], [Nb], [V]로 했을 때, ([Ti]/48＋[Nb]/93＋[V]/51)×12로부터 계산한 값을, 입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출된 Ti, Nb, V의 석출 C 상당량으로 했다.

(입경 20㎚ 미만의 석출물 중 랜덤 석출된 석출물의 비율)

입경 20㎚ 미만의 석출물 중 랜덤 석출된 석출물에 대해서는, 시험편으로부터 박막용 시험편을 채취하고, 이를 연마하여 박막 시료로 한 후, 투과형 전자 현미경(TEM) 관찰을 {111}면으로부터 행하고, 열 형상 석출되어 있지 않는 것을 랜덤 석출로 하여 그의 비율(입경 20㎚ 미만의 전체 석출물의 개수에 대한, 랜덤 석출된 입경 20㎚ 미만의 석출물의 개수의 비율)을 구했다. 또한, 「입경 20㎚ 미만의 석출물의 절반 이상이 랜덤 석출됐다」란, 입경 20㎚ 미만의 전체 석출물의 절반 이상이 랜덤 석출된 것, 즉, [(랜덤 석출된 입경 20㎚ 미만의 석출물의 개수/입경 20㎚ 미만의 전체 석출물의 개수)×100]으로 구해지는 랜덤 석출된 석출물의 비율이 50％ 이상인 것을 의미한다. 또한, 일방향만으로부터의 관찰에서는 열 형상 석출되어 있어도 랜덤 석출로 보이는 경우가 있기 때문에, {111}면으로부터 관찰하여 열 형상 석출되어 있지 않는 것은, 추가로 90° 기울여도 열 형상 석출되어 있지 않는 것에 한하여 랜덤 석출로 했다. 그리고, 상기 관찰을 10개소에 대해서 행하고, 랜덤 석출된 석출물의 비율을 구하여 그의 평균값을 입경 20㎚ 미만의 석출물 중 랜덤 석출물된 석출물의 비율(석출물 랜덤비)로 했다.

(조직 관찰)

페라이트상 및 템퍼링 베이나이트상의 면적률은, 시험편으로부터 채취한 조직 관찰용 시험편의 압연 방향-판두께 방향 단면을 매입하여 연마하고, 나이탈 부식 후, 주사형 전자 현미경(SEM)에서 판두께 1/4부를 중심으로 하고 배율 1000배로 하여 100×100㎛ 영역의 사진을 3매 촬영하고, 그 SEM 사진을 화상 처리함으로써 구했다. 추가로 조직의 평균 입경은, 시험편으로부터 채취한 조직 관찰용 시험편의 압연 방향-판두께 방향 단면을 매입하여 연마하고, 나이탈 부식 후, 판두께 1/4부를 중심으로 하여 측정 스텝 0.1㎛로 100×100㎛ 영역의 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction) 측정을 3곳 행하고, 방위차 15° 이상을 입계로 하고, 그의 각각의 면적을 원 환산하여 직경을 구하고, 그들 직경의 평균값을 평균 입경으로 했다.

(인장 시험)

인장 시험은, 압연 직각 방향을 길이로 하여 JIS5호 인장 시험편을 잘라내어, JIS Z2241에 준거하여 인장 시험을 행하여, 항복 강도(YP), 인장 강도(TS), 전체 신장(El)을 평가했다.

(펀칭 시험)

펀칭 시험은, 각 시험편에 대하여 직경 10㎜의 구멍을 클리어런스 5∼30％로 5％ 간격으로 3회씩 펀칭, 가장 나쁜 단면 상태의 샘플을 확대경으로 관찰하고, 단면이 큰 균열이 관찰된 경우(×), 미소 균열이 관찰된 경우(△), 균열 없음(○)의 3 단계로 평가하고, 「○」를 합격으로 했다.

표 3에 공시체 No.1∼30의 특성값을 나타낸다.

또한, 도 1에, 본 발명강과, 석출 Fe량만이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교강에 관하여, 석출 Fe량과 펀칭성의 관계를 나타낸다. 석출 Fe량을 본 발명의 범위 내로 함으로써, 펀칭 시험에 있어서 균열 없음으로 할 수 있는 것을 알 수 있다. 도 2에, 본 발명강과, 석출 C 상당량만이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교강에 관하여, 석출 C 상당량과 펀칭성의 관계를 나타낸다. 석출 C 상당량을 본 발명의 범위 내로 함으로써, 펀칭 시험에 있어서 균열 없음으로 할 수 있는 것을 알 수 있다. 도 3에, 본 발명강과, 석출물 랜덤비만이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교강에 관하여, 석출물 랜덤비와 펀칭성의 관계를 나타낸다. 석출물 랜덤비를 본 발명의 범위 내로 함으로써, 펀칭 시험에 있어서 균열 없음으로 할 수 있는 것을 알 수 있다. 도 4에, 본 발명강과, 조직의 평균 입경만이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교강에 관하여, 조직의 평균 입경과 펀칭성의 관계를 나타낸다. 조직의 평균 입경을 본 발명의 범위 내로 함으로써, 펀칭 시험에 있어서 균열 없음으로 할 수 있는 것을 알 수 있다.

Claims (9)

1. 질량％로,
   C: 0.08∼0.20％,
   Si: 0.5％ 이하,
   Mn: 0.8∼1.8％,
   P: 0.10％ 이하,
   S: 0.030％ 이하,
   Al: 0.10％ 이하,
   N: 0.010％ 이하를 포함하고,
   추가로 Ti: 0.01∼0.3％, Nb: 0.01∼0.1％, V: 0.01∼1.0％ 중 1종 혹은 2종 이상을 하기 (1)식으로 구해지는 C^*가 0.07 이상이 되도록 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과,
   페라이트상과 템퍼링 베이나이트상의 합계가 면적률로 95％ 이상이고, 또한, 조직의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고,
   추가로, 석출 Fe량이 0.10질량％ 이상, 입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출된 Ti, Nb, V의 석출량이 하기 (2)식으로 구해지는 석출 C 상당량으로서 0.025질량％ 이상이고, 또한, 입경 20㎚ 미만의 석출물의 절반 이상이 랜덤 석출된 조직을 갖는 용융 아연 도금 강판.
   C^*＝(Ti/48＋Nb/93＋V/51)×12…(1)
   단, (1)식에 있어서의 각 원소 기호는, 각각의 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.
   ([Ti]/48＋[Nb]/93＋[V]/51)×12…(2)
   단, (2)식에 있어서의 [Ti], [Nb], [V]는, 입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출된 Ti, Nb, V 각각의 석출량(질량％)을 나타낸다.
2. 제1항에 있어서,
   상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, 이하의 (A) 내지 (E) 중 적어도 하나를 함유하는 용융 아연 도금 강판.
   (A) Mo: 0.005∼0.50％, Ta: 0.005∼0.50％, W: 0.005∼0.50％ 중 1종 혹은 2종 이상
   (B) Cr: 0.01∼1.0％, Ni: 0.01∼1.0％, Cu: 0.01∼1.0％ 중 1종 혹은 2종 이상
   (C) Ca: 0.0005∼0.01％, REM: 0.0005∼0.01％ 중 1종 혹은 2종
   (D) Sb: 0.005∼0.050％
   (E) B: 0.0005∼0.0030％
3. 제1항 또는 제2항에 기재된 조성을 갖는 강을 주조하여 슬래브로 하고, 당해 슬래브를, 주조 후 그대로, 혹은, 일단 냉각한 후에 1200℃ 이상으로 재가열한 후에, 조압연을 행하고,
   조압연 종료 후, m 스탠드로 이루어지는 마무리 압연에서의 n 스탠드째의 압하율을 r_n, n 스탠드째의 스탠드 입측의 온도를 T_n(℃), n 스탠드에서의 축적 변형 R_n을 R_n＝r_n(1－exp{－11000(1＋C^*)/(T_n＋273)＋8.5})으로 했을 때, 축적 변형 R₁∼R_m의 합계인 누적 변형을 0.7 이상으로 함과 함께, 마무리 압연 출측 온도를 850℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 행하고,
   마무리 압연 종료 후, 마무리 압연 출측 온도에서 650℃까지의 온도역을 평균 냉각 속도 30℃/s 이상으로 냉각하고, 권취 온도를 350℃ 이상 600℃ 이하로 하여 권취하고, 산 세정한 후,
   균열 온도를 650∼770℃로 하고, 균열 시간을 10∼300s로 하는 어닐링을 행하고,
   어닐링 후, 420∼500℃의 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금을 행한 후, 400∼200℃의 온도역을 평균 냉각 속도 10℃/s 이하로 냉각하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
   단, 상기 축적 변형 R_n의 산출식에 있어서의 exp{－11000(1＋C^*)/(T_n＋273)＋8.5}가 1을 초과하는 경우는 1로 한다.
4. 제3항에 있어서,
   상기 420∼500℃의 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금을 행한 후, 460∼600℃까지 재가열하여 1s 이상 유지한 후에, 400∼200℃의 온도역을 평균 냉각 속도 10℃/s 이하로 냉각하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
5. 제3항에 있어서,
   상기 400∼200℃의 온도역을 평균 냉각 속도 10℃/s 이하로 냉각한 후, 추가로 0.1∼3.0％의 판두께 감소율로 하는 가공을 실시하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
6. 제4항에 있어서,
   상기 400∼200℃의 온도역을 평균 냉각 속도 10℃/s 이하로 냉각한 후, 추가로 0.1∼3.0％의 판두께 감소율로 하는 가공을 실시하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
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