KR102524315B1

KR102524315B1 - 합금화 용융 아연 도금 강판

Info

Publication number: KR102524315B1
Application number: KR1020217008582A
Authority: KR
Inventors: 마이 나가노; 고오타로오 하야시; 아키히로 우에니시
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2018-10-04
Filing date: 2019-10-04
Publication date: 2023-04-24
Also published as: WO2020071523A1; EP3862457A1; JPWO2020071523A1; CN112739840B; KR20210047915A; EP3862457A4; CN112739840A; US20220025497A1; JP6690804B1; MX2021003246A

Abstract

본 발명의 일 양태에 관한 합금화 용융 아연 도금 강판은, 강판의 적어도 한쪽 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖고, 강판이 소정의 화학 성분을 갖고, 강판이, 면적률로, 10％ 이상 90％ 이하의 페라이트, 그리고 10％ 이상의 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트를 함유하고, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트의 합계가 90％ 이상이고, 페라이트의 입자 내에 장경 50nm 이상 300nm 이하의 탄화물을 20개/㎛² 이상의 개수 밀도로 함유하고, Mn의 2차원 균질 분산비 S가 0.75 이상 1.30 이하이다.

Description

합금화 용융 아연 도금 강판

본 발명은 합금화 용융 아연 도금 강판, 구체적으로는 주로 프레스 가공되어 사용되는 자동차 등의 구조 부재에 적합한, 도장 베이킹 경화 성능이 우수한 합금화 용융 아연 도금 강판에 관한 것이다.

본원은 2018년 10월 4일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2018-189222호에 기초하여 우선권을 주장하며, 그 내용을 여기에 원용한다.

자동차에 사용되는 강판은 해마다 고강도화되고 있다. 이것은 차체의 경량화를 진행시켜 가는 데 있어서, 차체를 경량화함으로써 열화되는 충돌 특성을 향상시키기 위해서이다. 자동차용 부품의 대부분은 프레스 성형에 의해 제조되기 때문에, 높은 강도와 동시에 우수한 성형성이 요구된다. 그 때문에, 성형 가공 시에 비교적 연질이라 성형하기 쉽고 성형 가공 후에 높은 강도를 갖는 소재, 즉 도장 베이킹 시의 베이킹 경화량이 큰 소재가 요구되고 있다.

상기 베이킹 경화는, 프레스 성형(이하, 「역변형」이라고도 함)에 의해 들어가는 전위에, 100℃ 내지 200℃의 도장 베이킹 시에 침입형 원소(주로 탄소)가 확산되어 당해 전위를 고착시킴으로써 발생하는 변형 시효 현상이다. 비특허문헌 1에 개시하는 바와 같이, 베이킹 경화량은 고용되어 있는 침입형 원소의 양, 즉 고용 탄소량에 의존한다.

특허문헌 1에는, 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 조직을 주로 포함하고, 페라이트의 면적률을 5％ 이하로 제한함으로써 높은 베이킹 경화성을 확보한 냉연 강판이 개시되어 있다. 이후, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종류 이상을 포함하는 것을 경질 조직이라고 칭한다. 이러한 점에서 고용할 수 있는 탄소량이 적은 페라이트보다 고용할 수 있는 탄소량이 많은 경질 조직에 있어서 베이킹 경화량이 높다고 생각된다. 따라서, 베이킹 경화량을 높이기 위해서는 경질 조직이 많은 편이 좋다.

한편, 충돌 특성을 보다 향상시키기 위해서는, 베이킹 경화량을 높일 뿐만 아니라, 베이킹 경화 후의 극한 변형능도 높이는 것이 중요하다. 극한 변형능은, 조직이 연성 파괴되는 과정에서 얼마만큼 변형을 부담할 수 있는 지를 나타낸 특성이며, 예를 들어 베이킹 경화 후의 국부 신장이나 판 두께 감소율에 의해 평가된다. 특허문헌 1에 기재되는 강판에서는, 베이킹 경화량이 높지만, 경질 조직이 많기 때문에, 베이킹 경화 후의 신장이 낮고, 그러므로 재료의 극한 변형능이 나쁘다. 또한, 비특허문헌 2에서는, 인장 강도가 980MPa급인 복합 조직강(DP강)에 있어서의 베이킹 경화 후의 국부 신장은, 소재의 국부 신장보다 낮음이 응력-변형 곡선에 의해 시사되어 있다. 경질 조직이 많을수록 그 경향이 있으므로, 베이킹 경화 후의 극한 변형능을 높이기 위해서는 경질 조직이 낮은 편이 좋다고 생각된다. 특히, 도금을 합금화하는 과정에 있어서 경질 조직의 변태를 피할 수 없는 도금 강판에 있어서, 베이킹 경화 후의 극한 변형능을 담보하기는 어렵다.

이와 같이, 복합 조직에 있어서, 베이킹 경화량과 베이킹 경화 후의 극한 변형능은 트레이드오프의 관계에 있으며, 양쪽 특성의 확보가 과제였다.

베이킹 경화 후의 극한 변형능을 담보하기 위해서는, 조직을 균일하게 하는 것이 중요하며, 그를 위한 방법으로서 템퍼링 처리를 들 수 있다. 특허문헌 2에는, 템퍼링 처리를 활용함으로써 양호한 신장을 유지하면서, 구멍 확장성을 개선한 강판이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 2에 있어서 구체적으로 개시되는 강판은, 마르텐사이트 체적률이 약 25％ 이하이고, 경질 조직이 비교적 적어, 그 때문에 베이킹 경화량을 높인다고 하는 관점에서는 개선의 여지가 있었다. 특허문헌 3에는, 템퍼링 마르텐사이트 또는 템퍼링 베이나이트를 포함함으로써 베이킹 경화성을 향상시킨 강판이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 3에서는, 베이킹 경화 후의 극한 변형능을 개선한다고 하는 관점에서는 충분한 검토가 전혀 이루어져 있지 않다.

일본 특허 공개 제2008-144233호 공보 일본 특허 공개 제2013-144830호 공보 일본 특허 공개 제2003-277884호 공보

K. Nakaoka, et al., 「Strength, Ductility and Aging Properties of Continuously-Annealed Dual-Phase High-Strength Sheet Steels」, Formable HSLA and Dual-Phase Steels, Metall. Soc. of AIME, (1977) 126-141 W. A. Poling, et al., 「High Strain Rate Deformation Response of DP980 and QP980 Automotive Sheet Steels」, Materials Science & Technology Conference and Exhibition 2014(MS&T'14), Vol.3, 2039-2046

따라서, 본 발명은 베이킹 경화량이 높으며, 또한 베이킹 경화 후의 극한 변형능이 우수한 합금화 용융 아연 도금 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

베이킹 경화량과 베이킹 경화 후의 극한 변형능의 양쪽을 개선하기 위해서는, 일반적으로 역변형에 의해 도입된 전위의 고착에 의한 베이킹 경화가 각 조직에 있어서 발현되는 상태, 및 베이킹 경화 후의 조직이 균일한 상태를 양립시킬 필요가 있다.

그래서, 본 발명자들은 상기 목적을 달성하기 위해 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 복합 조직에 있어서의 베이킹 경화량을 높이기 위해서는, 각 조직에 대한 역변형 분배량의 제어가 중요한 것을 알아내었다. 또한, 전체면 경질 조직이 아니라도, 조직에 의해 역변형 분배량을 제어함으로써 높은 베이킹 경화량이 얻어지는 것을 알아내었다. 역변형 분배량의 제어 인자는 면적률, 형태 및 각 조직의 기계적 특성이다. 페라이트와 경질 조직 각각에 적절한 양의 역변형을 분배함으로써 각 조직에 있어서 높은 베이킹 경화가 일어나고, 복합 조직으로서 최대의 베이킹 경화량이 얻어진다.

상기한 바와 같이, 역변형 분배량의 제어 인자는 면적률, 형태 및 각 조직의 기계적 특성이다. 그러나, 본 발명자들은 하기 (1) 및 (2)에 의해, 그들의 제어가 곤란하다는 것을 알아내었다.

(1) 경질 조직의 경도가 당해 경질 조직 중에서 크게 변동되는 것

(2) 경질 조직과 페라이트의 경도차가 크고, 불균일한 것

상기 (1)은, 어닐링의 1차 냉각 시에 나타나는 마르텐사이트 변태(Ms)점의 변동, 그리고 등온 유지 중 및 도금 합금화 처리 중에 나타나는 베이나이트 변태(Bs)점의 변동이 원인이며, 나아가 Mn 편석에 따른 것이었다. 따라서, Mn 편석을 저감하고, 경질 조직의 경도가 가능한 한 맞추어지도록 검토해야만 했다. 상기 (2)는, 경질 조직이 생성된 후, 페라이트 입계 또는 MnS를 기점으로 한 조대 탄화물, 예를 들어 시멘타이트 등의 철 탄화물이 생성되고, 페라이트가 연질로 되어 버리는 것이 원인이었다. 따라서, 이러한 탄화물을 페라이트 입자 내에 미세하게 석출시켜, 경질 조직과 페라이트의 경도차가 작아지도록 검토해야 했다.

그래서, 본 발명자들은 더 예의 검토하였다. 그 결과, 열연 조건을 제어하여 Mn 편석을 복잡 형상으로 함으로써,

(a) 경질상의 경도가 균일해지는 것

(b) MnS가 균일하게 존재하기 때문에, 도금 후 실온까지 냉각하였을 때 페라이트의 입계에 조대 탄화물이 생성되지 않고, 그 후 적정한 온도에서 템퍼링함으로써, 페라이트의 입자 내에 탄화물이 석출되는 것

이 밝혀졌다. 그에 의해, 균일한 조직이 생성되고, 베이킹 경화 후의 극한 변형능도 개선되는 것을 발견하였다.

이와 같이 하여 상기 목적을 달성할 수 있었던 합금화 용융 아연 도금 강판은, 이하와 같다.

(A) 본 발명의 일 양태에 관한 합금화 용융 아연 도금 강판은, 강판의 적어도 한쪽 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖고, 상기 강판이, 질량％로, C: 0.03 내지 0.30％, Si: 0.200 내지 2.000％, Mn: 2.00 내지 4.00％, P: 0.100％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.001 내지 2.000％, N: 0.010％ 이하, Ti: 0 내지 0.100％, Nb: 0 내지 0.100％, V: 0 내지 0.100％, Cu: 0 내지 1.000％, Ni: 0 내지 1.000％, Mo: 0 내지 1.000％, Cr: 0 내지 1.000％, W: 0 내지 0.005％, Ca: 0 내지 0.005％, Mg: 0 내지 0.005％, REM: 0 내지 0.010％ 및 B: 0 내지 0.0030％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 상기 강판이, 면적률로, 10％ 이상 90％ 이하의 페라이트, 그리고 10％ 이상의 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트를 함유하고, 상기 페라이트, 상기 템퍼링 마르텐사이트 및 상기 템퍼링 베이나이트의 합계가 90％ 이상이고, 상기 페라이트의 입자 내에 장경 50nm 이상 300nm 이하의 탄화물을 20개/㎛² 이상의 개수 밀도로 함유하고, 하기 식 (1)로 정의되는 2차원 균질 분산비 S가 0.75 이상 1.30 이하이다.

S=Sy²/Sx² 식 (1)

여기서, 식 (1) 중의 Sx²는 판 폭 방향의 Mn 농도 프로파일 데이터의 분산값이고, Sy²는 판 두께 방향의 Mn 농도 프로파일 데이터의 분산값이다.

(B) 상기 (A)에 기재된 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서, 상기 강판이, 질량％로, Ti: 0.003 내지 0.100％, Nb: 0.003 내지 0.100％, V: 0.003 내지 0.100％의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.100％ 이하 함유해도 된다.

본 발명에 따르면, Mn 편석을 복잡 형상으로 한 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트로 이루어지는 경질상과 입자 내 탄화물로 석출 강화된 페라이트상을 포함하는 복합 조직을 갖는, 베이킹 경화량과 베이킹 경화 후의 극한 변형능이 우수한 합금화 용융 아연 도금 강판을 제공할 수 있다. 이 합금화 용융 아연 도금 강판은, 프레스 성형성이 우수하고, 프레스 성형 후의 도장 시에 베이킹을 거침으로써 더 고강도화되고, 그 후의 극한 변형능도 우수하므로, 자동차 등의 분야의 구조 부재로서 적합하다.

본 발명의 실시 형태에 관한 합금화 용융 아연 도금 강판은, 강판의 적어도 한쪽 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 합금화 용융 아연 도금 강판이며, 강판이, 질량％로, C: 0.03 내지 0.30％, Si: 0.200 내지 2.000％, Mn: 2.00 내지 4.00％, P: 0.100％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.001 내지 2.000％, N: 0.010％ 이하, Ti: 0 내지 0.100％, Nb: 0 내지 0.100％, V: 0 내지 0.100％, Cu: 0 내지 1.000％, Ni: 0 내지 1.000％, Mo: 0 내지 1.000％, Cr: 0 내지 1.000％, W: 0 내지 0.005％, Ca: 0 내지 0.005％, Mg: 0 내지 0.005％, REM: 0 내지 0.010％ 및 B: 0 내지 0.0030％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 강판이, 면적률로, 10％ 이상 90％ 이하의 페라이트, 그리고 10％ 이상의 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트를 함유하고, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트의 합계가 90％ 이상이고, 페라이트의 입자 내에 장경 50nm 이상 300nm 이하의 탄화물을 20개/㎛² 이상의 개수 밀도로 함유하고, 하기 식 (1)로 정의되는 2차원 균질 분산비 S가 0.75 이상 1.30 이하이다.

S=Sy²/Sx² 식 (1)

(I) 화학 성분

우선, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판 및 그 제조에 사용하는 슬래브의 화학 성분 조성에 대하여 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 강판 및 슬래브에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는, 특별히 정함이 없는 한 「질량％」를 의미한다.

(C: 0.03％ 내지 0.30％)

C는, 고용 탄소량을 높여, 베이킹 경화성을 높이는 작용을 갖는다. 또한, ??칭성을 높여, 마르텐사이트 조직에 함유시킴으로써 강도를 높이는 작용을 갖는다. 이상과 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, C 함유량은 0.05％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.07％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.30％ 초과에서는 용접성이 열화된다. 따라서, C 함유량은 0.30％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.20％ 이하로 한다. C 함유량을 0.06％ 이상, 0.10％ 이상, 또는 0.12％ 이상으로 해도 된다. C 함유량을 0.25％ 이하, 0.18％ 이하, 또는 0.16％ 이하로 해도 된다.

(Si: 0.200％ 내지 2.000％)

Si는 조대 탄화물의 생성을 억제하고, 페라이트 입자 내에 미세 탄화물을 생성시키며 또한 베이킹 경화에 필요한 고용 탄소량을 확보하는 데 필요한 원소이다. Si 함유량이 0.200％ 미만에서는, 탄화물이 입자 내가 아니라 입계에 생성되기 때문에, 고용 탄소를 감소시켜 버려 베이킹 경화성이 저하된다. 또한, 입계 탄화물에 의해 베이킹 경화 후의 극한 변형능도 저하된다. 따라서, Si 함유량은 0.200％ 이상으로 한다. Si는 베이킹 경화가 우수한 강판의 고강도화에도 유용하다. 이 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si 함유량은 0.500％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Si 함유량이 2.000％ 초과에서는, 표면 성상이 열화되거나, 첨가 효과가 포화되어 헛되이 비용을 상승시키거나 한다. 따라서, Si 함유량은 2.000％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.500％ 이하로 한다. Si 함유량을 0.250％ 이상, 0.300％ 이상, 0.700％ 이상, 또는 1.000％ 이상으로 해도 된다. Si 함유량을 1.800％ 이하, 1.300％ 이하, 또는 1.100％ 이하로 해도 된다.

(Mn: 2.00％ 내지 4.00％)

Mn은 ??칭성 향상 원소이며, 마르텐사이트 조직을 내기 위해 필요한 원소이다. 마르텐사이트를 생성하기 위한 냉각 속도를 한정하지 않기 위해서도, Mn 함유량은 2.00％ 이상으로 하고, 바람직하게는 2.30％ 이상으로 한다. 그러나, Mn 함유량이 높을수록 MnS의 석출량이 증가한다. MnS는, 조대 탄화물, 예를 들어 시멘타이트 등의 철 탄화물의 핵 생성 사이트로 되기 때문에, 포함되지 않는 편이 좋다. 그 때문에, Mn 함유량은 4.00％ 이하로 하고, 바람직하게는 3.50％ 이하로 한다. 일반적으로는 Mn의 첨가는 Mn 편석을 조장하고, 베이킹 경화성을 저하시킨다. 그러나, 본 발명의 실시 형태에서는, 이러한 Mn 편석을 복잡 형상으로 함으로써, 베이킹 경화성을 개선할 수 있다. Mn 함유량을 2.20％ 이상, 2.50％ 이상, 또는 2.80％ 이상으로 해도 된다. Mn 함유량을 3.70％ 이하, 3.20％ 이하, 또는 3.00％ 이하로 해도 된다.

(Al: 0.001％ 내지 2.000％)

Al은, 탈산 및 탄화물 형성 원소의 수율 향상에 대하여 효과를 갖는다. 이상과 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Al 함유량은 0.001％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.010％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 2.000％ 초과에서는, 용접성이 저하되거나, 산화물계 개재물이 증가하여 표면 성상이 열화되거나 한다. 따라서, Al 함유량은 2.000％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.000％ 이하로 한다. Al 함유량을 0.020％ 이상, 0.050 이상, 또는 0.100％ 이상으로 해도 된다. Al 함유량을 0.800％ 이하, 0.500％ 이하, 또는 0.300％ 이하로 해도 된다.

(P: 0.100％ 이하)

P는, 필수 원소가 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. 용접성의 관점에서, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, P 함유량이 0.100％ 초과에서 용접성의 저하가 현저하다. 따라서, P 함유량은 0.100％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.030％ 이하로 한다. P 함유량은 0％여도 된다. 그러나, P 함유량의 저감에는 비용이 들며, 0.0001％ 미만까지 저감하려고 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, P 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다. 또한, P는 강도의 향상에 기여하기 때문에, 이러한 관점에서 P 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다. P 함유량을 0.002％ 이상, 0.005％ 이상, 또는 0.009％ 이상으로 해도 된다. P 함유량을 0.080％ 이하, 0.050％ 이하, 또는 0.040％ 이하로 해도 된다.

(S: 0.010％ 이하)

S는, 필수 원소가 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. 용접성의 관점에서, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. S 함유량이 높을수록 MnS의 석출량이 증가한다. MnS는, 전술한 바와 같이, 조대 탄화물의 핵 생성 사이트로 되기 때문에, 포함되지 않는 편이 좋다. 또한, MnS가 있음으로써, 저온 인성이 열화된다. 이러한 현상은, S 함유량이 0.01％ 초과에서 특히 현저하다. 따라서, S 함유량은 0.01％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.003％ 이하로 한다. S 함유량은 0％여도 된다. 그러나, S 함유량의 저감에는 비용이 들며, 0.0001％ 미만까지 저감하려고 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, S 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다. S 함유량을 0.0005％ 이상, 0.001％ 이상, 또는 0.003％ 이상으로 해도 된다. S 함유량을 0.008％ 이하, 0.007％ 이하, 또는 0.005％ 이하로 해도 된다.

(N: 0.010％ 이하)

N은, 필수 원소가 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. 용접성의 관점에서, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히, N 함유량이 0.010％ 초과에서 용접성의 저하가 현저하다. 따라서, N 함유량은 0.010％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.006％ 이하로 한다. N 함유량은 0％여도 된다. 그러나, N 함유량의 저감에는 비용이 들며, 0.0001％ 미만까지 저감하려고 하면, 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, N 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 된다. N 함유량을 0.001％ 이상, 0.002％ 이상, 또는 0.003％ 이상으로 해도 된다. N 함유량을 0.008％ 이하, 0.006％ 이하, 또는 0.005％ 이하로 해도 된다.

본 발명의 실시 형태에 관한 강판 및 그 제조에 사용하는 슬래브의 기본 성분 조성은 상기한 바와 같다. 또한 당해 강판 및 슬래브는, 필요에 따라, 이하의 임의 원소를 함유하고 있어도 된다. 단, 이들 임의 원소를 포함하지 않고 본 발명의 실시 형태에 관한 강판은 그 과제를 달성할 수 있다. 따라서, 이하에 예시되는 임의 원소의 함유량의 하한값은 0％이다.

(Ti: 0.100％ 이하, Nb: 0.100％ 이하, V: 0.100％ 이하)

Ti, Nb 및 V는 강도의 향상에 기여한다. 따라서, Ti, Nb 혹은 V 또는 이들의 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, Ti, Nb 혹은 V의 함유량, 또는 이들의 2종 이상의 임의의 조합의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.003％ 이상으로 한다. 한편, Ti, Nb 혹은 V의 함유량, 또는 이들의 2종 이상의 임의의 조합의 합계 함유량이 0.100％ 초과에서는, 열간 압연 및 냉간 압연이 곤란하게 된다. 따라서, Ti 함유량, Nb 함유량 혹은 V 함유량, 또는 이들의 2종 이상의 임의의 조합의 합계 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 즉, 각 성분 단독의 경우의 제한 범위를, Ti: 0.003％ 내지 0.100％, Nb: 0.003％ 내지 0.100％ 및 V: 0.003％ 내지 0.100％로 함과 함께, 이들을 임의로 조합한 경우의 합계 함유량에 있어서도 0.003 내지 0.100％인 것이 바람직하다.

(Cu: 1.000％ 이하, Ni: 1.000％ 이하, Mo: 1.000％ 이하, Cr: 1.000％ 이하)

Cu, Ni, Mo 및 Cr은 강도의 향상에 기여한다. 따라서, Cu, Ni, Mo, 혹은 Cr 또는 이들의 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, Cu, Ni, Mo 및 Cr의 함유량은, 각 성분 단독의 경우, 0.005 내지 1.000％가 바람직한 범위이며, 이들의 2종 이상을 임의로 조합한 경우의 합계 함유량에 있어서도 0.005％ 이상 1.000％ 이하가 충족되는 것이 바람직하다. 한편, Cu, Ni, Mo 및 Cr의 함유량, 또는 이들의 2종 이상을 임의로 조합한 경우의 합계 함유량이 1.000％ 초과에서는, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어 헛되이 비용이 높아진다. 따라서, Cu, Ni, Mo 및 Cr의 함유량, 또는 이들의 2종 이상을 임의로 조합한 경우의 합계 함유량의 상한은 1.000％로 한다. 즉, Cu: 0.005％ 내지 1.000％, Ni: 0.005％ 내지 1.000％, Mo: 0.005％ 내지 1.000％ 및 Cr: 0.005％ 내지 1.000％로 함과 함께, 이들을 임의로 조합한 경우의 합계 함유량에 있어서도 0.005 내지 1.000％인 것이 바람직하다.

(W: 0.005％ 이하, Ca: 0.005％ 이하, Mg: 0.005％ 이하, REM: 0.010％ 이하)

W, Ca, Mg 및 REM(희토류 금속)은 개재물의 미세 분산화에 기여하고, 인성을 높인다. 따라서 W, Ca, Mg 혹은 REM 또는 이들의 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, W, Ca, Mg 및 REM, 또는 이들의 2종 이상의 임의의 조합의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.0003％ 이상으로 한다. 한편, W, Ca, Mg 및 REM의 합계 함유량이 0.010％ 초과에서는, 표면 성상이 열화된다. 따라서, W, Ca, Mg 및 REM의 합계 함유량은 0.010％ 이하로 한다. 즉, W: 0.005％ 이하, Ca: 0.005％ 이하, Mg: 0.005％ 이하, REM: 0.010％ 이하이며, 이들의 임의의 2종 이상의 합계 함유량이 0.0003 내지 0.010％인 것이 바람직하다.

REM(희토류 금속)은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17종류의 원소를 가리키며, 「REM 함유량」은 이들 17종류의 원소의 합계 함유량을 의미한다. 란타노이드는, 공업적으로는 예를 들어 미슈메탈의 형태로 첨가된다.

(B: 0.0030％ 이하)

B는 ??칭성 향상 원소이며, 베이킹 경화용 강판의 고강도화에 유용한 원소이다. B는 0.0001％(1ppm) 이상 함유시키면 된다. 그러나, B를 0.0030％(30ppm)를 초과하여 첨가하면 상기 효과가 포화되어 버려 경제적으로 소용없기 때문에, B 함유량은 0.0030％(30ppm) 이하로 하고, 바람직하게는 0.0025％(25ppm) 이하이다.

본 발명의 실시 형태에 관한 강판에 있어서, 상기 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어진다. 불순물이란, 강판을 공업적으로 제조할 때, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하여, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판에 대하여 의도적으로 첨가한 성분이 아닌 것을 의미한다.

(II) 강의 조직

본 발명의 실시 형태에 관한 합금화 용융 아연 도금 강판은, 적어도 2개 이상의 상을 함유하는 복합 조직을 포함하는 것이며, 그 복합 조직을 제어함으로써 역변형의 분배를 제어하고, 베이킹 경화성이 향상되는 것에 큰 특징을 갖는 것이다. 각 조직에 대하여 그 면적률을 규정한 이유에 대하여 설명한다.

(페라이트: 10％ 이상 90％ 이하)

페라이트는 항복 응력이 낮고, 우수한 가공 경화 특성을 갖는 조직이다. 이 때문에, 베이킹 경화 후의 극한 변형능을 높이기 위해서는 필수적이다. 페라이트 면적률이 10％ 이상 있으면 이 효과는 발휘된다. 그 때문에, 강판 중의 페라이트 면적률은 10％ 이상으로 한다. 베이킹 경화 후의 극한 변형능을 더 높이기 위해서는 20％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 30％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 면적률을 과도하게 높이면, 경질 조직의 베이킹 경화가 일어나지 않고, 조직 전체의 베이킹 경화성이 크게 열화되는 점에서, 강판 중의 페라이트 면적률은 90％ 이하로 한다. 베이킹 경화성을 더 높이기 위해서는 페라이트 면적률은 70％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 50％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 따라서, 페라이트 면적률은 10％ 이상으로 하고, 바람직하게는 20％ 이상으로 한다. 페라이트 면적률을 15％ 이상, 25％ 이상, 30％ 이상, 또는 40％로 해도 된다. 페라이트 면적률을 80％ 이하, 60％ 이하, 45％ 이하, 또는 40％ 이하로 해도 된다.

(템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트: 10％ 이상)

본 발명의 실시 형태에서는, 상기 페라이트 외는 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트로 한다. 페라이트보다 경질 조직(템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트)인 쪽에 있어서 탄소 농도가 높기 때문에, 베이킹 경화량이 높다. 그러나, 복합 조직으로서 부드러운 페라이트상과 경질 조직이 있는 경우, 역변형은 대부분 페라이트상이 담당하기 때문에, 종래에는 경질 조직의 베이킹 경화성을 활용할 수 없었다. 베이킹 경화성을 상승시키기 위해서는 경질 조직에 변형을 담당시키는 것이 중요하다. 그러나, 경질 조직이 지나치게 적으면 페라이트상만이 변형을 담당해 버리기 때문에, 10％ 이상은 필요하다. 따라서, 경질 조직의 면적률은 10％ 이상, 바람직하게는 20％ 이상으로 한다. 한편, 경질 조직의 면적률이 90％ 초과에서는, 페라이트 면적률이 적어지고, 베이킹 경화 후의 극한 변형능이 저하된다. 따라서, 경질 조직의 면적률은 90％ 이하로 한다. 경질 조직의 면적률을 15％ 이상, 25％ 이상, 30％ 이상, 또는 40％로 해도 된다. 경질 조직의 면적률을 80％ 이하, 70％ 이하, 60％ 이하, 또는 50％ 이하로 해도 된다.

또한, 본 발명의 실시 형태에서는, 베이킹 경화량을 높이기 위해, 경질 조직이 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트인 것이 필요하다. 상기에서 설명한 바와 같이, 베이킹 경화성 및 베이킹 경화 후의 굽힘성이나 극한 변형능을 향상시키기 위해, 복합 조직 중의 ??칭 그대로 마르텐사이트 및 베이나이트를 템퍼링할 필요가 있다.

본 발명의 실시 형태에서는, 경질 조직은 적어도 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 바람직하게는 템퍼링 마르텐사이트와 템퍼링 베이나이트의 양쪽을 포함한다. 이것은 템퍼링 마르텐사이트가 템퍼링 베이나이트보다 경질이기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트에 들어가기 어려운 변형이 있는 경우에, 템퍼링 베이나이트에 담당하게 할 수 있기 때문이다.

(페라이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트의 합계: 90％ 이상)

후술하는 본 발명의 합금화 용융 아연 도금 강판의 바람직한 제조 방법에서는, 제조 조건에 따라 펄라이트나 잔류 오스테나이트가 생성되는 경우가 있다. 이들 조직의 면적률은, 상기에 의해 측정된 페라이트와 경질 조직의 면적률을 100％로부터 차감한 것이다. 본 발명의 실시 형태에서는, 페라이트 및 경질 조직에 대한 역변형 분배 제어가 중요하기 때문에, 그 밖의 조직, 즉 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 등의 조직이 소량이면, 그것들의 영향은 무시할 수 있다. 따라서, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트의 면적률의 합계는 90％ 이상, 바람직하게는 95％ 이상 또는 98％ 이상으로 하고, 100％여도 된다.

본 발명에 있어서, 페라이트의 면적률 및 경질 조직의 면적률은, 다음과 같이 하여 결정된다. 우선, 강판의 압연 방향에 수직인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하고, 당해 강판의 두께의 1/4 위치의 조직을 5000배의 배율로 SEM-EBSD(전자선 후방 산란 회절 장치 구비 주사형 전자 현미경)로 관찰하고, 그것을 100㎛×100㎛의 시야에서 화상 해석하여 페라이트의 면적률을 측정하고, 임의의 5시야 이상에 있어서의 이들의 측정값의 평균이 본 발명에 있어서의 페라이트의 면적률로서 결정된다.

다음에, 강판의 표면으로부터의 깊이가 3t/8에서부터 t/2까지의 영역의 SEM의 2차 전자상을 촬영한다. 이때, 예를 들어 배율은 1500배로 한다. 얻어진 화상 데이터의 백색 부분이 경질 조직이고, 흑색 부분이 페라이트인 점에서, 당해 화상 데이터에 기초하여 경질 조직의 면적률이 결정된다. 경질 조직의 템퍼링 상태는, 다음과 같이 하여 판단된다. 상기 SEM의 2차 전자 화상을 관찰하였을 때, 마르텐사이트나 베이나이트에 포함되는 라스나 블록의 콘트라스트가 명료하거나 또는 예를 들어 5000배 혹은 10000배로 관찰하였을 때, 조직 내에 미세 탄화물이 석출되어 있다면, 템퍼링되어 있다고 판단된다.

(페라이트 입자 내에 장경 50nm 이상 300nm 이하의 탄화물이 20개/㎛² 이상인 개수 밀도)

본 발명의 실시 형태에서는, 템퍼링에 의해 생성된 미세 탄화물, 예를 들어 시멘타이트 등의 철 탄화물이 페라이트 입자 내에 있는 것이 중요하다. 그에 의해 페라이트가 석출 강화되고, 페라이트와 경질상에 있어서의 역변형 분배 제어가 가능하게 된다. 탄화물의 석출 개소가 입계이면, 조직이 불균일해져, 베이킹 경화 후의 극한 변형능이 저하된다. 입계로의 석출은, 예를 들어 냉각 중 또는 350℃ 초과의 템퍼링에 의해 발생한다. 그 때문에, 미세 탄화물의 석출 개소는 페라이트 입자 내로 한다.

페라이트 입자 내에 생성된 탄화물은 미세한 침상 탄화물이다. 미세 또한 고밀도로 분산됨으로써 페라이트가 석출 강화되므로, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, 장경이 50nm 이상 300nm 이하인 탄화물의 개수 밀도가 20개/㎛² 이상일 필요가 있다. 탄화물의 장경이 50nm 미만이면, 전위의 운동을 방해하는 효과가 없어, 석출 강화되지 않는다. 한편, 탄화물의 장경이 300nm 초과이면, 탄화물이 조대하게 성장함으로써 석출물의 밀도가 작아지고, 석출물이 존재하지 않는 곳에서 전위 운동이 일어나, 충분히 석출 강화되지 않는다. 따라서, 개수 밀도의 측정 대상으로 되는 탄화물의 장경은 50nm 이상 300nm 이하이다. 장경이 50nm 미만, 또는 300nm 초과의 탄화물은, 그 자체가 강판의 특성에 악영향을 미치는 것은 아니므로, 개수 밀도는 특별히 한정되지 않는다. 단, 장경 50nm 이상 300nm 이하의 탄화물의 개수 밀도가 부족할 우려를 고려하면, 장경이 50nm 미만, 또는 300nm 초과의 탄화물의 개수 밀도는 가능한 한 작은 것이 바람직하다고 생각된다.

장경이 50nm 이상 300nm 이하의 탄화물의 개수 밀도가 20개/㎛²미만이면, 석출물의 밀도가 충분하지 않고, 석출물이 존재하지 않는 곳에서 전위 운동이 일어나, 충분히 석출 강화되지 않는다. 따라서, 장경이 50nm 이상 300nm 이하의 탄화물의 개수 밀도는 20개/㎛²이상으로 한다. 장경이 50nm 이상 300nm 이하의 탄화물의 개수 밀도를 25개/㎛²이상, 28개/㎛²이상, 또는 30개/㎛²이상으로 해도 된다. 장경이 50nm 이상 300nm 이하의 탄화물의 개수 밀도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 50개/㎛² 이하, 45개/㎛² 이하, 43개/㎛² 이하, 또는 40개/㎛² 이하로 해도 된다.

본 발명에 있어서, 상기 탄화물의 장경과 개수 밀도는 전자 현미경에 의한 관찰에 의해 결정되며, 예를 들어 TEM(투과형 전자 현미경) 관찰에 의해 측정한다. 구체적으로는, 강판의 표면으로부터 당해 강판의 두께의 3/8 위치에서부터 1/4 위치까지의 영역으로부터 박막 시료를 잘라내어 명시야에서 관찰한다. 1만배에서 10만배의 적당한 배율에 의해 1㎛²를 잘라내고, 당해 시야에 들어가는 탄화물 중 장경 50nm 이상 300nm 이하의 탄화물을 세어 구한다. 이 작업을 연속된 5시야 이상에서 행하고, 그 평균을 개수 밀도로 한다.

(2차원 균질 분산비 S가 0.75 이상 1.30 이하)

2차원 균질 분산비는, 합금 원소의 마이크로 편석을 평가하는 지표이다. S로 표시되는 2차원 균질 분산비는 다음과 같이 하여 측정한다. 판 폭 방향을 x 방향, 판 두께 방향을 y 방향으로 하고, 강판에 대하여 그 압연 방향이 법선 방향으로 되는 면(즉 강판의 두께 방향 단면)을 관찰할 수 있도록 조정한 후, 경면 연마하고, EPMA(전자 프로브 마이크로 애널라이저) 장치에 의해, 해당 강판의 두께 방향 단면에 있어서 강판의 중앙부 100㎛×100㎛의 범위에 대하여, 강판의 두께 방향(y 방향)을 따라 한쪽 측으로부터 다른 쪽 측을 향하여 0.5㎛ 간격으로 200점의 Mn 농도를 측정한다. 또한, 측정한 강판의 두께 방향에 수직인 방향(x 방향)을 따라 마찬가지로 한쪽 측으로부터 다른 쪽 측을 향하여 0.5㎛ 간격으로 200점의 Mn 농도를 측정한다. x 방향과 y 방향에 있어서의 각 Mn 농도 프로파일로부터, 분산값 Sx²와 Sy²를 구한다. 이들 값을 사용하여 다음 식 (1)에 의해 S를 구한다.

S=Sy²/Sx² 식 (1)

여기서, Sx²는 판 폭 방향의 Mn 농도 프로파일 데이터의 분산값이고, Sx²=(1/200)×Σ(A-A_i)²로 표시되며, 식 중 A는 x 방향에 있어서의 200점의 Mn 농도의 평균값이고, A_i는 x 방향의 i번째의 Mn 농도를 나타낸다(i=1 내지 200). 마찬가지로, Sy²는 판 두께 방향의 Mn 농도 프로파일 데이터의 분산값이고, Sy²=(1/200)×Σ(B-B_i)²로 표시되며, 식 중 B는 y 방향에 있어서의 200점의 Mn 농도의 평균값이고, B_i는 y 방향의 i번째의 Mn 농도를 나타낸다(i=1 내지 200).

본 실시 형태에서는, Mn 농도 분포가 복잡 형상으로 됨으로써 마이크로 편석이 완화되는 데 특징을 갖고 있다. 본 실시 형태에서는 Mn 농도를 밴드상으로 분포시키지 않는 것, 또한 이것과 관련하여 단순히 두께 방향에서의 경질 조직의 비율의 변동을 작게 한다고 할 뿐만 아니라, Mn 농도 분포를 보다 복잡한 형상으로 함으로써, 고강도이고 또한 베이킹 경화성이 우수하고, 베이킹 경화 후의 극한 변형능도 우수한 강판을 얻을 수 있다. 이것이 0.75 미만이면, 충분히 복잡 형상으로 되어 있다고는 할 수 없고, 베이킹 경화성이 낮다. 그 때문에, S는 0.75 이상 필요하다. S는, 바람직하게는 0.85 이상, 보다 바람직하게는 0.95 이상, 또는 1.00 이상이다. 한편, 마이크로 편석이 제어되어 있지 않은 경우, Mn의 농도가 높은 면과 낮은 면이 판 두께 방향으로 층상으로 이어져 있으며, 이것을 판 두께 방향과 판 폭 방향에서 균질화하는 것이 중요하다. 반대로, Mn의 농도가 높은 면과 낮은 면이 판 두께 방향으로 층상으로 이어지면, 균질화된 것으로는 되지 않는다. 즉, S의 하한값의 역수가 상한값으로 된다. 그 때문에, S는 1.30 이하로 한다. S는, 바람직하게는 1.20 이하, 더욱 바람직하게는 1.05 이하이다.

(합금화 용융 아연 도금층)

본 발명의 실시 형태에 관한 강판은, 적어도 한쪽 표면, 바람직하게는 양쪽 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는다. 당해 도금층은, 당업자에게 공지된 임의의 조성을 갖는 합금화 용융 아연 도금층이어도 되고, Zn 이외에도 Al 등의 첨가 원소를 포함하고 있어도 된다. 또한, 당해 도금층의 부착량은, 특별히 제한되지는 않고 일반적인 부착량이어도 된다.

(기계 특성)

상기 조성 및 조직을 갖는 합금화 용융 아연 도금 강판에 따르면, 높은 인장 강도, 구체적으로는 600MPa 이상의 인장 강도를 달성할 수 있다. 인장 강도를 600MPa 이상으로 하는 것은, 자동차 차체의 경량화의 요구를 충족시키기 위해서이다. 인장 강도는 바람직하게는 700MPa 이상이고, 보다 바람직하게는 800MPa 이상이다. 또한, 상기 조성 및 조직을 갖는 합금화 용융 아연 도금 강판에 따르면, 우수한 베이킹 경화량을 달성하는 것이 가능하다. 보다 구체적으로는 2％ 역변형을 부가 후, 170℃에서 20분간 열처리한 시험편을 재인장하였을 때의 응력으로부터, 2％ 역변형 부가 시의 응력을 차감한 값이 100MPa 이상, 바람직하게는 120MPa 이상으로 되는 베이킹 경화량 BH를 달성할 수 있다. 이 BH의 값이 100MPa 미만에서는, 성형되기 어렵고 또한 성형 후의 강도가 낮기 때문에, 우수한 베이킹 경화성이라고는 할 수 없다.

(III) 제조 방법

다음에, 본 발명의 실시 형태에 관한 합금화 용융 아연 도금 강판의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다.

이하의 설명은, 본 발명의 실시 형태에 관한 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위한 특징적인 방법의 예시를 의도하는 것으로서, 당해 합금화 용융 아연 도금 강판을 이하에 설명하는 제조 방법에 의해 제조되는 것으로 한정하는 것을 의도하는 것은 아니다.

상기 제조 방법은, 위에서 설명한 화학 성분 조성을 갖는 용강을 주조하여 슬래브를 형성하는 공정,

상기 슬래브를 1050℃ 이상 1250℃ 이하의 온도역에서 조압연하는 조압연 공정이며, 상기 조압연이 1패스당 압하율이 35％ 이하인 리버스 압연에 의해 행해지고, 상기 리버스 압연이, 하기 (i) 내지 (iii):

(i) 1패스째의 압하율이 2패스째의 압하율보다 15％ 이상 큰 1왕복,

(ii) 4패스째의 압하율이 3패스째의 압하율보다 15％ 이상 큰 1왕복,

(iii) 5패스째 및 6패스째의 압하율이 각각 (i)의 2패스째 및 (ii)의 3패스째의 압하율과 동일한 1왕복

의 합계 6패스(3왕복)를 1회로 하는 압연을 2회(6왕복) 이상 포함하고, 상기 조압연 후, 마무리 압연까지 5초 이상 유지되는 조압연 공정,

조압연된 강판을 850℃ 이상 1050℃ 이하의 온도역에서 마무리 압연하는 마무리 압연 공정이며, 상기 마무리 압연이 4개 이상의 연속되는 압연 스탠드에서 행해지고, 제1 스탠드의 압하율이 15％ 이상이고, 다음에 마무리 압연된 강판을 권취하는 마무리 압연 공정,

얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정,

얻어진 냉연 강판을 Ac₁ 이상 1000℃ 이하의 온도역에서 10초 이상 1000초 이하 유지하고, 다음에 2℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 450℃ 이상 600℃ 이하까지 냉각하는 어닐링 공정,

얻어진 강판에 용융 아연 도금을 실시하여 합금화 처리하고, 다음에 100℃ 이하까지 냉각하는 도금 공정, 그리고

얻어진 강판을 200℃ 이상 350℃ 이하의 온도역에서 100초 이상 유지하는 템퍼링 공정을 포함하는 것을 특징으로 하고 있다. 또한, 「1패스째의 압하율이 2패스째의 압하율보다 15％ 이상 큰」이란, 1패스째의 압하율이 2패스째의 압하율보다 크고, 양자의 차가 15％ 이상인 것, 즉 이하의 수식을 충족하는 것을 의미한다.

(1패스째의 압하율(％))-(2패스째의 압하율(％))≥15％

마찬가지로 「4패스째의 압하율이 3패스째의 압하율보다 15％ 이상 큰」이란, 4패스째의 압하율이 3패스째의 압하율보다 크고, 양자의 차가 15％ 이상인 것, 즉 이하의 수식을 충족하는 것을 의미한다.

(4패스째의 압하율(％))-(3패스째의 압하율(％))≥15％

이하, 각 공정에 대하여 설명한다.

(슬래브의 형성 공정)

우선, 위에서 설명한 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 화학 성분 조성을 갖는 용강을 주조하고, 조압연에 제공하는 슬래브를 형성한다. 주조 방법은, 통상의 주조 방법이어도 되고, 연속 주조법, 조괴법 등을 채용할 수 있지만, 생산성의 점에서 연속 주조법이 바람직하다.

(조압연 공정)

해당 슬래브는 이하의 조압연 공정을 실시하기 전에, 1000℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열해도 된다. 가열 유지 시간은 특별히 규정하지 않지만, 슬래브 중심부까지 소정의 온도로 하기 위해, 가열 온도로 30분간 이상 유지하는 것이 바람직하다. 가열 유지 시간은, 과도한 스케일 손실을 억제하기 위해 10시간 이하가 바람직하고, 5시간 이하가 보다 바람직하다. 주조 후의 슬래브의 온도가 1050℃ 이상 1250℃ 이하이면, 해당 온도역으로 가열 유지하지 않고, 그대로 조압연에 제공하여 직송 압연 또는 직접 압연을 행해도 된다.

리버스 압연만을 사용한 조압연을 실시함으로써, 슬래브 중의 Mn 편석부를 일방향으로 잡아늘여진 판상으로 하지 않고, 복잡 형상으로 제어하는 것이 가능하게 된다. 따라서, 후의 공정에 있어서, 판상 조직의 형성을 억제함과 함께, Mn이 균일하게 확산되기 때문에, 경도가 균일한 경질상을 포함하는 DP강이 얻어진다.

이러한 Mn 편석부의 복잡 형상화에 대하여 보다 상세하게 설명하면, 우선, 조압연을 개시하기 전의 슬래브에 있어서는, Mn 등의 합금 원소가 농화된 부분이, 슬래브의 양쪽 표면으로부터 내부를 향하여 빗 모양의 형태로 거의 수직으로 성장하여 복수 나열된 상태로 되어 있다. 한편, 조압연에서는, 압연의 1패스마다, 슬래브의 표면은 압연의 진행 방향으로 펴지게 된다. 압연의 진행 방향이란, 압연 롤에 대하여 슬래브가 진행해 가는 방향이다. 이와 같이 슬래브의 표면이 압연의 진행 방향으로 펴짐으로써, 슬래브의 표면으로부터 내부를 향하여 성장하고 있는 Mn 편석부는, 압연의 1패스마다 슬래브의 진행 방향으로 경사진 상태로 된다.

조압연의 각 패스에 있어서의 슬래브의 진행 방향이 항상 동일한 방향인 소위 일방향 압연의 경우, Mn 편석부는, 거의 곧은 상태를 유지한 채, 패스마다 동일한 방향을 향하여 서서히 경사가 강해져 간다. 또한, 조압연의 종료 시에는, Mn 편석부는, 거의 곧은 상태를 유지한 채, 슬래브의 표면에 대하여 거의 평행인 자세로 되고, 편평한 마이크로 편석이 형성되어 버린다.

한편, 조압연의 각 패스에 있어서의 슬래브의 진행 방향이 교대로 반대 방향으로 되는 리버스 압연의 경우에는, 직전 패스에서 경사진 Mn 편석부가, 다음 패스에서는 역방향으로 경사지게 되고, 그 결과 Mn 편석부는 구부러진 형상으로 된다. 이 때문에, 리버스 압연에 있어서는, 교대로 반대 방향으로 되는 각 패스가 반복해서 행해짐으로써, Mn 편석부가 복잡하게 구부러진 형상으로 된다.

조압연의 온도가 1050℃ 미만에서는, 후의 마무리 압연 공정에 있어서 850℃ 이상의 온도로 압연을 완료하기가 어려워, 강판의 형상이 불량으로 된다. 또한, 1250℃ 초과에서는 슬래브 예비가열 시의 스케일 손실이 증대되는 데다가, 슬래브 균열 발생의 요인으로 되는 점에서, 조압연 온도는 1050℃ 이상 1250℃ 이하로 한다.

조압연에 있어서의 1패스의 압하율이 35％ 초과이면, 압연 시의 전단 응력이 커지기 때문에, Mn 편석부의 간격이 넓어져, 후의 열처리 공정, 보다 구체적으로는 마무리 압연 공정 및 어닐링 공정에 있어서 Mn을 확산시킬 수 없다. 그 때문에, 조압연에 있어서의 1패스의 압하율은 35％ 이하로 한다. 바람직하게는, 조압연에 있어서의 1패스의 압하율은 30％ 이하, 또는 25％ 이하이다. 압하율이 작을수록 압연 시의 전단 변형이 작아지며, Mn 편석의 형성을 억제하는 점에서, 압하율의 하한은 특별히 정하지 않지만, 생산성의 관점에서 5％ 이상인 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에서는, 각 패스의 압하율을 제어하고, 전단 응력의 크기를 제어함으로써, Mn 편석부를 복잡 형상으로 하고 Mn을 확산시킨다. 구체적으로는, 왕복에서 다른 압하율의 리버스 압연을 2회 반복함으로써, Mn 편석부를 보다 복잡한 형상으로 한다. 압연 온도가 고온인 제1 패스에서 진행 방향으로 대압하하여, 진행 방향과 동일한 방향으로 Mn 편석을 크게 경사지게 하고, 압연 온도가 낮아진 제4 패스에서 다시 대압하함으로써 진행 방향과 반대 방향으로 Mn 편석부를 크게 경사지게 한다. Mn 편석부의 복잡한 구부림 형상을 형성시키기 위해서는, 리버스 압연의 1왕복에 있어서의 압하율차를 15％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그 때문에, 제2 패스의 압하율을 제1 패스의 압하율보다 15％ 이상 낮게 하고, 제3 패스의 압하율을 제4 패스의 압하율보다 15％ 이상 낮게 한다.

리버스 압연의 1왕복에 있어서의 압하율차의 상한은 특별히 정하지 않지만, 조압연률의 1패스의 압하율은 5％ 이상 35％ 이하가 바람직하기 때문에, 실질적으로 30％ 초과로 되는 일은 없다. 따라서, 리버스 압연의 1왕복에 있어서의 압하율차의 상한은 30％ 이하가 바람직하다.

본원에 있어서, 리버스 압연은 하기 (i) 내지 (iii)의 합계 6패스(3왕복)를 1회로 하는 압연을 2회(6왕복) 이상 행한다.

단, 상기 압연을 4회 이상, 즉 12왕복 이상 실시하면 충분한 마무리 압연 온도를 확보하기가 어려워지므로, 3회 이하, 즉 9왕복 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 진행 방향이 서로 반대 방향으로 되는 각 패스는, 동일한 횟수씩 행해지는 것, 즉 합계의 패스 횟수를 짝수회로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 일반적인 조압연 라인에서는, 조압연의 입측과 출측은 롤을 사이에 두고 반대측에 위치한다. 이 때문에, 조압연의 입측으로부터 출측을 향하는 방향의 패스(압연)가 1회 많아진다. 그렇게 되면, 마지막 패스(압연)에서 Mn 편석부가 편평한 형상으로 되고, 복잡 형상이 형성되기 어려워진다. 이러한 열간 압연 라인에서 조압연을 하는 경우에는, 마지막 패스는 롤 사이를 열어 압연을 생략하는 것이 바람직하다.

조압연에 있어서의 리버스 압연에 의해 생성된 Mn의 복잡 구조를 오스테나이트 입계 이동에 의해 균일하게 하기 위해서는, 조압연에서부터 마무리 압연까지 5초 이상 유지하는 것이 바람직하다.

(마무리 압연 공정)

조압연에 있어서의 리버스 압연 후, 마무리 압연에 있어서의 탠덤 압연의 압하율을 크게 함으로써, 덴드라이트 2차 암에 기인하는 Mn 편석대의 간격을 협소화하기 위해, 마무리 압연은 4개 이상의 연속되는 압연 스탠드에서 행해지는 것이 바람직하다. 850℃ 미만에서 마무리 압연을 완료하면, 재결정이 충분히 일어나지 않고, 압연 방향으로 연신된 조직으로 되어, 후의 공정에 있어서 연신 조직에 기인한 판상 조직이 형성된다. 따라서, 마무리 압연 완료 온도는 850℃ 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연 온도가 1050℃를 초과하면, 오스테나이트의 미세한 재결정립이 생성되기 어려워지고, 입계의 Mn 편석이 곤란해지고, Mn 편석대가 편평해지기 쉬워진다. 그 때문에, 마무리 압연 온도는 1050℃ 이하로 한다. 필요에 따라, 조압연된 강판을 조압연 공정 후에 또한 마무리 압연 공정 전에 재가열해도 된다. 또한, 마무리 압연의 제1 스탠드의 압하율을 15％ 이상으로 하면, 재결정립이 다량으로 생성되고, 그 후의 입계 이동에 의해 Mn이 균일하게 분산되기 쉬워진다. 이와 같이, 조압연 공정뿐만 아니라, 마무리 압연 공정을 한정함으로써, 편평한 Mn의 마이크로 편석을 억제할 수 있다.

마무리 압연에 있어서의, 열연 강판의 권취 온도는 700℃ 이하가 바람직하다. 700℃를 초과하는 온도에서 열연 강판을 권취하면, 열연 강판의 조직 중에 조대 탄화물이 석출되고, 열연 강판이 실온까지 냉각되는 동안에 Mn 농화가 발생하기 때문에, Mn 편석부의 복잡 형상이 손상된다. 또한, 상술한 경우, 열연 강판의 표면에 생성되는 산화물의 두께가 과도하게 증대하여, 산세성이 저하된다. 그 때문에, 권취 온도는 700℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(냉간 압연 공정)

냉간 압연의 방법은 특별히 한정되는 것은 아니며, 통상의 방법을 채용할 수 있다. 예를 들어 열연 강판의 산세 후에 행한다. 냉연 공정으로서는, 조직을 균질화 및/또는 미세화하는 관점에서, 냉간 압연의 압하율은 바람직하게는 50％ 이상으로 한다. 산세는, 통상의 산세여도 된다.

(어닐링 공정)

상기 냉간 압연 공정을 거쳐 얻어진 강판에 어닐링 처리를 실시한다. 어닐링 온도에서의 가열은, Ac₁이상 1000℃ 이하의 온도역에서 10초 이상 1000초 이하 가열 유지로 한다. 이 온도 범위는, 페라이트와 경질 조직의 면적률을 정하는 것이다. 어닐링 온도가 Ac₁ 미만이면 오스테나이트가 생성되지 않기 때문에, 경질 조직이 생성되지 않는다. 한편, 어닐링 온도가 1000℃ 초과이면, 오스테나이트 입경이 조대화되기 때문에 인성이 저하된다. 따라서, 어닐링 온도는 Ac₁ 이상 1000℃ 이하로 한다.

Ac₁점은 다음 식에 의해 계산한다.

Ac₁=751-16×C+35×Si-28×Mn-16×Ni+13×Cr-6×Cu+3×Mo

상기 식에 있어서, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu 및 Mo는 각 원소의 함유량(질량％)이며, 함유하지 않는 원소에 대해서는 0질량％를 대입한다.

어닐링 시간은, 냉간 가공된 페라이트를 충분히 재결정시키는 것, 및 페라이트와 경질 조직의 면적률을 제어하기 위해 필요하다. 어닐링 시간이 10초 미만이면, 오스테나이트 면적률이 충분하지 않아, 경질 조직이 생성되지 않는다. 한편, 어닐링 시간이 1000초를 초과하면 생산성이 나빠진다. 따라서, 어닐링 시간은 10초 이상 1000초 이하로 한다.

어닐링 온도 유지 후, 도금할 때까지의 1차 냉각은 2℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 450℃ 이상 600℃ 이하까지 행한다. 여기서, 평균 냉각 속도란, 어닐링에 있어서 강판 온도의 유지를 종료한 시점에서부터, 강판을 도금욕에 침지하는 시점까지의 동안의 평균 속도를 말한다. 즉, 1차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도란, 이하의 식으로 산출되는 값을 말한다.

(평균 냉각 속도)={(어닐링 공정에 있어서의 온도 유지 종료 시의 강판 온도)-(도금 공정에 있어서의 침지 시의 강판 온도)}/(어닐링 공정에 있어서의 온도 유지 종료에서부터, 도금 공정에 있어서의 침지 개시까지 요한 시간)

평균 냉각 속도는, 조직을 동결하고, 마르텐사이트 변태를 효율적으로 야기하기 위해 빠른 편이 좋다. 단, 2℃/초 미만에서는 마르텐사이트가 충분히 생성되지 않아, 원하는 조직으로 제어할 수 없다. 따라서, 어닐링 후의 평균 냉각 속도는 2℃/초 이상으로 한다. 냉각 정지 온도는 450℃ 이상 600℃ 이하로 한다. 450℃ 미만에서는, 그 후 강판을 도금욕에 침지할 때, 도금욕 온도가 내려가 생산성이 나쁘다. 한편 600℃ 초과에서는, 경질 조직이 충분히 생성되지 않아, 원하는 조직 면적률이 얻어지지 않는다. 따라서, 냉각 정지 온도는 450℃ 이상 600℃ 이하로 한다.

(도금 공정)

얻어진 강판에 용융 아연 도금이 실시되고, 추가로 도금을 합금화하는 데 필요한 온도로 가열함으로써 합금화 처리가 실시된다. 용융 아연 도금의 욕 조성은 일반적인 것이어도 되고, 예를 들어 Al양이 0.08 내지 0.30mass％ 이상으로 되는 용융 아연 도금욕으로 한다. 도금 부착량도 특별히 제한되지는 않는다. 예를 들어, 편면당 부착량으로 30 내지 90g/㎡의 범위 내로 한다. 합금화 처리는, 도금층 중의 Fe 농도가 7mass％ 이상으로 되는 조건에서 행하는 것이 바람직하다. 필요한 조건은 도금 부착량에 따라서도 다르지만, 예를 들어 합금화 처리는, 480℃ 이상 580℃ 이하의 온도역에서 1초 이상 50초 이하의 시간에 걸쳐 가열함으로써 행해진다.

그 후, 100℃ 이하까지 냉각한다. 이 냉각 정지 온도가 100℃ 초과이면, 입계에 탄화물이 생성되어 버려 조직이 불균일해지고, 베이킹 경화 후의 극한 변형능이 저하된다. 따라서, 합금화 처리 온도로부터의 냉각은 100℃ 이하까지 행한다.

(템퍼링 공정)

얻어진 강판은, 템퍼링 공정에 있어서, 가열에 의해 200℃ 이상 350℃ 이하의 온도역에서 유지된다. 유지 온도는 바람직하게는 250℃ 이상 300℃ 이하로 한다. 유지 온도가 200℃ 미만인 경우, 경질 조직이 템퍼링되지 않기 때문에, 역변형 분배가 변화하지 않는다. 또한, 템퍼링을 완료시키는 데 시간이 걸려 생산성이 나쁘다. 350℃ 초과인 경우, 전체의 고용 탄소량이 줄어들어 버리기 때문에, 베이킹 경화성이 저하된다. 또한, 입계의 탄화물이 조대화되고, 베이킹 경화 후의 극한 변형능도 저하된다. 유지 시간이 100초 미만이면, 조직의 템퍼링을 완료시킬 수 없다. 따라서, 유지 시간은 100초 이상으로 한다. 그 후, 생산성의 관점에서, 2℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 100℃ 이하까지 냉각한다.

(스킨 패스 압연 공정)

템퍼링 공정 후에, 임의 선택으로 스킨 패스 압연(조질 압연)을 실시해도 된다. 스킨 패스 압연을 실시함으로써, 역변형이 없어도 강판에 변형이 들어가므로 베이킹 경화성을 높일 수 있다. 변형을 강판에 균일하게 도입하기 위해, 예를 들어 압하율을 0.1％ 이상 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

이와 같이 하여, 본 발명의 실시 형태에 관한 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있다.

상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시함에 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않으며, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 여러 가지 형태로 실시할 수 있다.

실시예

다음에, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브를 제조하고, 슬래브를 1300℃로 1시간 가열한 후, 표 2에 나타내는 조건에서 조압연 및 마무리 압연을 행하고, 다음에 강판을 권취하고, 표 2에 나타내는 권취 온도에서 1시간 유지하여 열연 강판을 얻었다. 그 후, 열연 강판의 산세를 행하고, 표 2에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 행하여 두께가 1.2mm인 냉연 강판을 얻었다. 계속해서, 표 2에 나타내는 조건 하에서 어닐링, 도금, 템퍼링 및 스킨 패스 압연을 행하였다. 또한, 일부의 예에 있어서는 조압연에서의 패스수가 4패스였다. 패스수가 4패스(즉, 5패스째 및 6패스째의 압하율이 0％)인 예에 관하여, 표 2-1에 기재된 「2패스째 5패스째 압하율」 및 「3패스째 6패스째 압하율」의 열에는, 「2패스째 압하율」 및 「3패스째 압하율」을 기재하였다.

<표 1>

<표 2-1>

<표 2-2>

얻어진 합금화 용융 아연 도금 강판의 강 조직을 관찰하고, 페라이트 및 경질 조직(템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트)의 면적률, 장경 50nm 이상 200nm 이하의 탄화물의 석출 개소 및 개수 밀도, 그리고 2차원 균질 분산비 S를 측정하였다.

구체적으로는, 페라이트의 면적률 및 경질 조직의 면적률은 이하와 같이 하여 결정하였다. 우선, 강판의 압연 방향에 수직인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하고, 당해 강판의 두께의 1/4 위치의 조직을 5000배의 배율로 SEM-EBSD로 관찰하고, 그것을 100㎛×100㎛의 시야에서 화상 해석하여 페라이트의 면적률을 측정하고, 임의의 5시야에 있어서의 이들 측정값의 평균을 페라이트의 면적률로서 결정하였다.

또한, 강판의 표면으로부터의 깊이가 3t/8에서부터 t/2까지의 영역의 SEM의 2차 전자상을 촬영하고(배율 1500배), 얻어진 화상 데이터의 백색 부분이 경질 조직이고, 흑색 부분이 페라이트인 점에서, 당해 화상 데이터에 기초하여 경질 조직의 면적률을 결정하였다. 경질 조직은, 상기 SEM의 2차 전자 화상을 5000배 또는 10000배로 관찰하였을 때, 당해 경질 조직 내에 미세 탄화물이 석출되어 있는 경우에 템퍼링되어 있다고 판단하였다.

탄화물의 장경과 개수 밀도는 TEM 관찰에 의해 측정하였다. 구체적으로는, 강판의 표면으로부터 당해 강판의 두께의 3/8 위치에서부터 1/4 위치까지의 영역으로부터 박막 시료를 잘라내어 명시야에서 관찰하고, 1만배에서 10만배의 적당한 배율에 의해 1㎛²를 잘라내고, 당해 시야에 들어가는 이하 탄화물 중 장경 50nm 이상 300nm 이하의 탄화물을 세어 구하고, 이 작업을 연속된 5시야에서 행하고, 그 평균을 개수 밀도로 하였다.

또한, S로 표시되는 2차원 균질 분산비는 EPMA 장치에 의해 구하였다. 이들의 결과를 표 3에 나타낸다.

또한, 얻어진 합금화 용융 아연 도금 강판의 인장 강도 TS, 파단 신도 EL, 베이킹 경화량 BH, 및 베이킹 경화 후의 판 두께 감소율 TDR을 측정하였다. 베이킹 경화 후의 판 두께 감소율 TDR은 극한 변형능의 지표이다. 인장 강도 TS, 파단 신도 EL, 베이킹 경화량 BH, 및 베이킹 경화 후의 판 두께 감소율 TDR 측정에서는, 압연 방향에 직각인 방향을 긴 변 방향으로 하는 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행하였다. BH는 2％ 역변형을 부가 후, 170℃에서 20분간 열처리한 시험편을 재인장하였을 때의 응력으로부터, 2％ 역변형 부가 시의 응력을 차감한 값이다. TDR은 원래의 판 두께와 파단 후의 판 두께의 차를 원래의 판 두께로 나눈 값이다. 자동차 차체의 경량화의 요구를 충족시키기 위해서는 인장 강도는 600MPa 이상, 바람직하게는 700MPa 이상이고, 보다 바람직하게는 800MPa이다. 또한, 성형하기 쉽기 때문에, 파단 신도는 10％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, BH에 대해서는, 100MPa 미만에서는 성형하기 어렵고 또한 성형 후의 강도가 낮아지기 때문에, 우수한 베이킹 경화성을 갖기 위해서는 100MPa 이상 필요하다. 보다 바람직하게는 120MPa 이상이다. TDR은 25％ 미만에서는 프레스 성형 시에 균열되어 버릴 위험이 있기 때문에, 30％ 이상은 필요하다. 보다 바람직하게는 40％이다.

<표 3>

[평가 결과]

표 3에 나타내는 바와 같이, 실시예 1, 3, 5, 6, 9, 14, 16, 18 내지 22, 26 및 34 내지 36에서는, 우수한 TS, BH 및 TDR을 얻을 수 있었다. 어느 것이나 모두 TS가 600MPa 이상, BH가 100MPa 이상, TDR이 30％ 이상으로 되고, 고강도이며 또한 베이킹 경화성이 우수하고, 베이킹 경화 후의 극한 변형능도 우수함이 나타났다.

한편, 비교예 2에서는, 템퍼링 유지 시간이 지나치게 짧았기 때문에, 경질 조직이 템퍼링되지 않고, 페라이트 입자 내의 탄화물의 개수 밀도가 낮고, BH와 TDR이 낮았다.

비교예 4에서는, 템퍼링 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 경질 조직이 템퍼링되지 않고, 페라이트 입자 내의 탄화물의 개수 밀도가 낮고, BH와 TDR이 낮았다.

비교예 7에서는, 어닐링 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 페라이트와 경질 조직이 원하는 면적률로 되지 않고, TS와 BH가 낮았다.

비교예 8에서는, 어닐링 시간이 지나치게 짧았기 때문에, 경질 조직이 원하는 면적률로 되지 않고, TS와 BH가 낮았다.

비교예 10에서는, 어닐링 후의 평균 냉각 속도가 지나치게 느렸기 때문에, 입계에 시멘타이트 등의 철 탄화물이 나와 버려, TS와 BH와 TDR이 낮았다.

비교예 11에서는, 템퍼링 온도가 지나치게 높았기 때문에, 입계에 시멘타이트 등의 철 탄화물이 나와 버려, BH와 TDR이 낮았다.

비교예 12에서는, C가 지나치게 적었기 때문에, 페라이트와 경질 조직이 원하는 면적률로 되지 않고, 페라이트 입자 내의 탄화물의 개수 밀도가 낮고, TS와 BH가 낮았다.

비교예 13에서는, Si가 지나치게 적었기 때문에, 입계에 시멘타이트 등의 철 탄화물이 나와 버려, BH와 TDR이 낮았다.

비교예 15에서는, 조압연의 왕복 횟수가 적고 조압연이 불충분하기 때문에, 2차원 균질 분산비 S가 높고, BH와 TDR이 낮았다.

비교예 17에서는, Mn이 지나치게 적었기 때문에, 경질 조직이 원하는 면적률로 되지 않고, TS와 BH가 낮았다.

비교예 23에서는 어닐링 후 1차 냉각 정지 온도가 지나치게 높아, 경질 조직이 원하는 면적률로 되지 않고, BH가 낮았다.

비교예 24에서는, 템퍼링 공정이 없었기 때문에, 경질 조직이 템퍼링되지 않고, BH와 TDR이 낮았다.

비교예 25에서는, 도금 공정의 냉각 정지 온도가 높았기 때문에, 입계에 시멘타이트 등의 철 탄화물이 나와 버려, BH와 TDR이 낮았다.

비교예 27에서는, 조압연의 1왕복 내에 포함되는 2패스간의 압하율차가 낮았기 때문에, 2차원 균질 분산비 S가 높고, BH와 TDR이 낮았다.

비교예 28에서는, 조압연 후부터 마무리 압연까지의 시간이 짧았기 때문에, 2차원 균질 분산비 S가 높고, BH와 TDR이 낮았다.

비교예 29에서는, 도금 처리 및 합금화 처리가 행해지지 않았기 때문에 베이나이트분율이 낮고, 마르텐사이트가 템퍼링되지 않기 때문에 TS와 BH가 낮았다.

비교예 30에서는, 2패스째의 압하율이 1패스째의 압하율보다 컸기 때문에, 2차원 균질 분산비 S가 높고, BH와 TDR이 낮았다.

비교예 31에서는, 3패스째의 압하율이 4패스째의 압하율보다 컸기 때문에, 2차원 균질 분산비 S가 높고, BH와 TDR이 낮았다.

비교예 32에서는, 1패스째 및 4패스째의 압하율이 너무 높았기 때문에, 2차원 균질 분산비 S가 높고, BH와 TDR이 낮았다.

비교예 33에서는, 권취 온도가 지나치게 높았기 때문에, 2차원 균질 분산비 S가 높고, BH 및 TDR이 부족하였다.

본 발명의 합금화 용융 아연 도금 강판은, 특히 자동차 산업 분야에 있어서 자동차의 구조 부재로서 이용할 수 있다.

Claims

강판의 적어도 한쪽 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 합금화 용융 아연 도금 강판이며, 상기 강판이, 질량％로,
C: 0.03 내지 0.30％,
Si: 0.200 내지 2.000％,
Mn: 2.00 내지 4.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
Al: 0.001 내지 2.000％,
N: 0.010％ 이하,
Ti: 0 내지 0.100％,
Nb: 0 내지 0.100％,
V: 0 내지 0.100％,
Cu: 0 내지 1.000％,
Ni: 0 내지 1.000％,
Mo: 0 내지 1.000％,
Cr: 0 내지 1.000％,
W: 0 내지 0.005％,
Ca: 0 내지 0.005％,
Mg: 0 내지 0.005％,
REM: 0 내지 0.010％ 및
B: 0 내지 0.0030％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
상기 강판이, 면적률로, 10％ 이상 90％ 이하의 페라이트, 그리고 10％ 이상의 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트를 함유하고,
상기 페라이트, 상기 템퍼링 마르텐사이트 및 상기 템퍼링 베이나이트의 합계가 90％ 이상이고,
상기 페라이트의 입자 내에 장경 50nm 이상 300nm 이하의 탄화물을 20개/㎛²이상의 개수 밀도로 함유하고,
하기 식 (1)로 정의되는 2차원 균질 분산비 S가 0.75 이상 1.30 이하인, 합금화 용융 아연 도금 강판.
S=Sy²/Sx² 식 (1)
여기서, 식 (1) 중의 Sx²는 판 폭 방향의 Mn 농도 프로파일 데이터의 분산값이고, Sy²는 판 두께 방향의 Mn 농도 프로파일 데이터의 분산값이다.
제1항에 있어서, 상기 강판이, 질량％로,
Ti: 0.003 내지 0.100％,
Nb: 0.003 내지 0.100％,
V: 0.003 내지 0.100％
의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.100％ 이하 함유하는, 합금화 용융 아연 도금 강판.