KR20180102157A - 내충격 박리성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 - Google Patents

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유지 야마구치
료스케 고마미
사토시 우치다
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Abstract

인장 강도가 590MPa 이상인 강판 모재 위에, 용융 아연 도금층을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판으로서, 상기 도금층이, 강판 모재에 접하는 볼록 형상 합금층을 갖고, 볼록 형상 합금층의 개수 밀도가 단면 방향에서 본 강판 모재와 도금층의 계면의 단위 길이당 4개/㎜ 이상이고, 해당 계면에 있어서의 볼록 형상 합금층의 최대 직경이 100㎛ 이하이며, 상기 강판 모재가, 강판 모재와 도금층의 계면에 직접 접하는 미세화층과, 상기 미세화층에 접하고, 강판 모재의 안쪽측에 존재하는 탈탄층과, 상기 미세화층 및 탈탄층 이외의 내부층을 갖고, 상기 미세화층, 탈탄층, 및 볼록 형상 합금층의 층 내에, Si 및 Mn의 1종 또는 2종 이상의 산화물을 함유하는 것을 특징으로 한다.

Description

내충격 박리성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판
본 발명은, 고강도 용융 아연 도금 강판에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 내충격성 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판으로서, 다양한 용도, 예를 들어 자동차용 강도 부재로서 적용할 수 있는 도금 강판에 관한 것이다.
용융 아연 도금 강판은, 자동차용을 비롯해, 가전, 건축재 등에 다용되고 있다. 복잡한 형상으로 프레스되는 자동차용 강판에는, 매우 높은 성형성이 요구됨과 함께, 최근에는 자동차의 방청 성능에 대한 요구가 높아짐으로써, 용융 아연 도금 강판이 자동차용 강판에 적용되는 케이스가 증가하고 있다.
또한, 근년, 차체 경량화의 관점에서, 강도와 연성이 우수한 고강도 강판에 대한 요구가 확대되고 있다. 예를 들어, 특허문헌 1에는, 강판 조직을, 페라이트상, 베이나이트상, 및 오스테나이트상의 3상이 혼합한 조직으로 한 강판이 개시되어 있다. 또한, 이 강판은, 성형 가공 시에, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태함으로써 고연성을 나타내는 변태 야기 소성을 이용한 강판인 것이 개시되어 있다.
이러한 종류의 강판은, 예를 들어 C를 0.05 내지 0.4질량％, Si를 0.2 내지 3.0질량％, Mn을 0.1 내지 2.5질량％를 함유하고, 2상 영역에서의 어닐링 후, 냉각 과정의 온도 패턴을 제어함으로써 복합 조직을 형성하고 있다. 그로 인해, 고가의 합금 원소를 사용하지 않고, 필요한 특성을 확보할 수 있다는 특징을 갖추고 있다. 근년, 이러한 고강도 강판이어도, 방청성을 확보하기 위해서, 강판 모재 표면에 용융 아연 도금을 실시한, 고강도 용융 아연 도금 강판에 대한 요구가 확대되고 있다.
이와 같은 고강도 강판은, 내판 용도로의 강도 부재만이 아니라, 차체 주행 시에 날아오는 돌이나 장해물로부터의 충격을 받을 가능성이 있는, 외면 부재로서 적용되는 기회도 증가하고 있다. 또한, 복잡한 형상 부재에 적용된 경우에는, 고가공성이 요구된다. 고강도 용융 아연 도금 강판의 경우, 주행 중에 날아온 돌이나 장해물로부터의 충격을 받았을 때나, 강가공 시 등의 도금 밀착성을 상정하면, 통상의 60°V 굽힘 시험뿐만 아니라, 볼 임팩트 시험이나, 드로우 비드 시험과 같은 엄격한 평가법에서도 도금 밀착성을 확보할 수 있는 것이 요구된다.
또한, 180° 굽힘 가공 헤드 정상부와 같은 매우 엄격한 가공을 받은 부위에 있어서는, 도금 및 지철에 크랙이 발생하기 때문에, 화성 처리나 전착 도장을 실시한 후에도, 당해 부위로부터의 부식이 일어나기 쉽다. 당해 부위에서 조금이라도 부식이 발생하면, 부식부로부터 수소 침입이 일어나, 특히 모재가 고강도 강판인 경우에는, 수소 취화 깨짐의 우려가 높아진다.
고강도 강판에 연속 용융 아연 도금 설비로 아연 도금을 실시하는 경우, 강판의 Si 양이 0.3질량％를 초과하면, 도금 습윤성이 크게 저하된다. 그 때문에, 통상의 Al 함유 도금욕을 사용하는 센지미어법에서는, 비도금이 발생하여, 외관 품질이 악화된다는 문제가 있다. 또한, 동시에 도금 밀착성도 대폭 저하되기 때문에, 충격 시나 강가공 시의 도금 밀착성을 확보하는 것은 곤란하였다.
이것은, 환원 어닐링 시에, 강판 표면에, 용융 Zn에 대한 습윤성이 나쁜 Si나 Mn을 함유하는 산화물을 포함하는 외부 산화 피막이 생성되는 것이 원인이라고 알려져 있다.
이 문제를 해결하는 수단으로서, 특허문헌 2에는, 미리, 공기비 0.9 내지 1.2의 분위기 중에서 강판을 가열하여, Fe 산화물을 생성시키고, 이어서, H2를 포함하는 환원대에서, 산화물의 두께를 500Å 이하로 한 후, Mn과 Al을 첨가한 욕에서 도금을 행하는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 실제 라인에서는, 다양한 첨가 원소를 포함하는 다양한 강판을 통판(通板)하므로, 산화물의 두께를 정확하게 제어하는 것은 곤란하며, 실제 기계에서의 제조 조건 범위가 좁다는 과제가 있었다. 또한, 습윤성 및 통상 가공 시의 도금 밀착성을 개선하는 효과는 기대할 수 있기는 하지만, 충격 시나 강가공 시의 도금 밀착성을 개선하는 효과는 작았다.
다른 비도금 억제 수단으로서, 특허문헌 3에는, 하층에 특정한 도금을 부여하여, 도금성을 개선하는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 이 방법에서는, 용융 도금 라인에 있어서, 어닐링 노의 전단에, 새롭게 도금 설비를 설치하거나, 또는, 전기 도금 라인에 있어서, 미리 도금 처리를 행할 필요가 있다. 어느 경우에도, 대폭적인 제조 비용의 증가가 예상된다. 또한, 충격 시나 강가공 시의 도금 밀착성이나, 가공부 내식성을 개선하는 효과는 작았다.
한편, 특허문헌 4에는, 어닐링 시에, 어닐링 분위기의 산소 포텐셜을 조정하여, 강판 중의 Fe를 산화시키지 않고, 용융 아연 도금 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 이 방법에 있어서는, 강 중의 Si나 Mn 등의 산화 용이성 원소를, 분위기의 산소 포텐셜을 제어함으로써 내부 산화시켜, 외부 산화 피막의 형성을 억제하여, 도금성의 향상을 달성하고 있다. 이 방법을 적용함으로써, 통상의 가공 시에 있어서는 충분한 밀착성을 확보할 수 있기는 하지만, 충격 시나 강가공 시의 도금 밀착성, 또한 가공부 내식성을 향상시키는 효과는 기대할 수 없었다.
일본 특허공개 평05-59429호 공보 일본 특허공개 평04-276057호 공보 일본 특허공개 제2003-105514호 공보 일본 특허 제4718782호 공보
본 발명은, 상기와 같은 현 상황을 감안하여 이루어진 것으로서, 내충격 박리성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행하였다. 그 결과, Si나 Mn을 다량으로 함유하는 강판을 도금 원판으로서 사용한 경우라도, 고강도 용융 아연 도금 강판의 도금층 내에 볼록 형상의 합금층을 형성시킴으로써, 충격 시나 강가공 시의 도금 밀착성이 현격히 향상된다는 사실을 알아내었다. 또한, 동시에 강판 모재측의 구조를, 미세화층, 탈탄층, 내부층의 3층 구조로 제어함으로써, 180° 굽힘 가공 헤드 정상부와 같은, 매우 엄격한 변형 상태에서의 가공에 있어서도, 모재를 기점으로 하여 도금층 표층까지 관통하는 크랙의 발생과 신전을 현저하게 억제한다는 사실을 알아내었다. 또한, 도금층과 강판 모재를 상기 구조로 함으로써, 590MPa라는 고강도를 유지한 채, 가공부 내식성을 현격히 향상시키는 효과를 알아내어, 본 발명을 이루었다.
본 발명은, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지로 하는 바는 이하와 같다.
(1)
C: 0.05 내지 0.4질량％,
Si: 0.4 내지 3.0질량％,
Mn:1.0 내지 4.0질량％,
P: 0.0001 내지 0.1질량％,
S: 0.0001 내지 0.01질량％,
Al: 0.005 내지 0.1질량％,
N: 0.0005 내지 0.01질량％,
O: 0.0001 내지 0.01질량％
를 함유하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
인장 강도가 590MPa 이상인 강판 모재 위에, Fe: 0.01 내지 6.9질량％, Al: 0.01 내지 1.0질량％, 잔부 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판으로서,
상기 도금층이, 강판 모재에 접하는 볼록 형상 합금층을 갖고, 볼록 형상 합금층의 개수 밀도가 단면 방향에서 본 강판 모재와 도금층의 계면의 단위 길이당 4개/㎜ 이상이고, 해당 계면에 있어서의 볼록 형상 합금층의 최대 직경이 100㎛ 이하이며,
상기 강판 모재가, 강판 모재와 도금층과의 계면에 직접 접하는 미세화층과,
상기 미세화층에 접하고, 강판 모재의 안쪽측에 존재하는 탈탄층과,
상기 미세화층 및 탈탄층 이외의 내부층을 갖고,
상기 미세화층의 평균 두께가 0.1 내지 5㎛, 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이 0.1 내지 3㎛이며,
상기 탈탄층의 평균 두께가 10 내지 200㎛, 탈탄층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이 5 내지 30㎛이고, 탈탄층에 있어서의 페라이트상의 평균 체적 분율이 70％ 이상이며, 잔부 조직이 오스테나이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 또는 펄라이트로 이루어지고,
탈탄층의 평균 비커스 경도 Hv(surf)와 내부층의 평균 비커스 경도 Hv(bulk)의 비 Hv(surf)/Hv(bulk)가 0.3 내지 0.8이며,
상기 미세화층, 탈탄층, 및 볼록 형상 합금층의 층 내에, Si 및 Mn의 1종 또는 2종 이상의 산화물을 함유하는 것을 특징으로 하는, 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(2)
상기 미세화층, 탈탄층, 및 볼록 형상 합금층의 층 내에 함유하는 산화물이, SiO2, Mn2SiO4, MnSiO3, Fe2SiO4, FeSiO3, MnO의 1종 또는 2종 이상인 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(3)
상기 볼록 형상 합금층에 함유되는, 산화물의 최대 직경이 0.05 내지 0.4㎛, 개수 밀도가 20 내지 100개/㎛2인 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(4)
상기 미세화층 중에 함유되는, 산화물의 최대 직경이 0.01 내지 0.2㎛, 개수 밀도가 20 내지 100개/㎟인 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(5)
상기 용융 아연 도금층의 최표면에는 볼록 형상 합금층이 존재하지 않는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(6)
강판 모재가,
Ti: 0.001 내지 0.15질량％,
Nb: 0.001 내지 0.10질량％
의 1종 또는 2종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(7)
강판 모재가,
Mo: 0.01 내지 2.0질량％,
Cr: 0.01 내지 2.0질량％,
Ni: 0.01 내지 2.0질량％,
Cu: 0.01 내지 2.0질량％,
B: 0.0001 내지 0.01질량％
의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
본 발명의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, Si나 Mn을 다량으로 함유한 고강도 강판을 원판으로 하고 있지만, 충격 시나 강가공 시의 도금 밀착성을 확보할 수 있고, 또한 180° 굽힘 가공 헤드 정상부와 같은 매우 엄격한 가공부에 있어서도, 우수한 가공부 내식성을 나타내는, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제공하는 것을 가능하게 한 것으로, 자동차의 내외판이나 고강도 부재 용도로서 매우 유효하다.
도 1은, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 단면 구조의 모식도의 일례를 나타내는 도면이다.
도 2는, 비교예의 내부층의 단면 사진과 본 발명예의 내부층의 단면 사진이다.
이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한, 내충격 박리성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은,
C: 0.05 내지 0.4질량％,
Si: 0.4 내지 3.0질량％,
Mn: 1.0 내지 4.0질량％,
P: 0.0001 내지 0.1질량％,
S: 0.0001 내지 0.01질량％,
Al: 0.005 내지 0.1질량％,
N: 0.0005 내지 0.01질량％,
O: 0.0001 내지 0.01질량％
를 함유하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
인장 강도가 590MPa 이상인 강판 모재 위에, Fe: 0.01 내지 6.9질량％, Al: 0.01 내지 1.0질량％, 잔부 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판으로서,
상기 도금층이, 강판 모재에 접하는 볼록 형상 합금층을 갖고, 볼록 형상 합금층의 개수 밀도가 단면 방향에서 본 강판 모재와 도금층의 계면의 단위 길이당 4개/㎜ 이상이고, 해당 계면에 있어서의 볼록 형상 합금층의 최대 직경이 100㎛ 이하이며,
상기 강판 모재가, 강판 모재와 도금층의 계면에 직접 접하는 미세화층과,
상기 미세화층에 접하고, 강판 모재의 안쪽측에 존재하는 탈탄층과,
상기 미세화층 및 탈탄층 이외의 내부층을 갖고,
상기 미세화층의 평균 두께가 0.1 내지 5㎛, 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이 0.1 내지 3㎛이며,
상기 탈탄층의 평균 두께가 10 내지 200㎛, 탈탄층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이 5 내지 30㎛이고, 탈탄층에 있어서의 페라이트상의 평균 체적 분율이 70％ 이상이며,
잔부 조직이 오스테나이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 또는 펄라이트로 이루어지고,
탈탄층의 평균 비커스 경도 Hv(surf)와 내부층의 평균 비커스 경도 Hv(bulk)의 비 Hv(surf)/Hv(bulk)가 0.3 내지 0.8이며,
상기 미세화층, 탈탄층, 및 볼록 형상 합금층의 층 내에, Si 및 Mn의 1종 또는 2종 이상의 산화물을 함유하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서의, 도금층, 미세화층, 탈탄층, 및 내부층의 단면 모식도를 도 1에 나타낸다.
「도금층 중의 볼록 형상 합금층」
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 도금층 중에 볼록 형상 합금층을 함유시킴으로써, 충격 시나 강가공 시의 도금 밀착성을 확보할 수 있다. 도 1에 도시한 바와 같은 볼록 형상 합금층(2)을 도금층 내에 함유시킴으로써, 강판 모재와 도금층의 계면에 큰 요철 형상을 형성시킬 수 있어, 충격이나 강가공을 받아, 강판 모재와 도금층의 계면 방향에 강한 전단 응력이 작용했을 때라도, 앵커 효과에 의해 현저한 도금 밀착성의 향상 효과를 기대할 수 있다. 볼록 형상 합금층(2)의 형태로서는, 조대한 볼록 형상 합금층이 드문드문하게 형성되는 것보다도, 작은 볼록 형상 합금층이 분산된 형태에 있어서, 더 높은 앵커 효과를 기대할 수 있다. 그로 인해, 도 1의 3으로 나타내는 모재(4)와 도금층(1)의 계면에 있어서의 볼록 형상 합금층(2)의 최대 직경이, 100㎛ 초과인 경우에는 너무 커서 유효한 앵커 효과를 기대할 수 없다. 그 때문에 볼록 형상 합금층의 최대 길이(최대 직경 3)의 상한을 100㎛로 하였다. 바람직하게는, 상한을 40㎛로 하는 것이다. 또한, 볼록 형상 합금층(2)의 최대 길이 하한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 3㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 볼록 형상 합금층의 개수 밀도에 대해서도, 강판 모재와 도금층의 계면을 단면 방향에서 보았을 때의, 강판 모재와 도금층의 계면 길이 1㎜당 4개 이상으로 함으로써 밀착성을 향상시키는 효과가 발현된다. 한편, 볼록 형상 합금층의 개수 밀도가 100개/㎜ 초과이면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 내 칩핑성을 악화시킬 가능성이 있다. 그로 인해, 볼록 형상 합금층의 개수 밀도의 상한을 100개/㎜로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는, 10 내지 60개/㎜의 범위로 하는 것이다. 도 1에 도시한 바와 같이, 볼록 형상 합금층(2)은, 모재(4)와 도금층(1)의 계면에 접촉하고, 계면으로부터 도금층(1) 내에 볼록 형상으로 들어간 구조를 갖고 있다. 볼록 형상 합금층(2)은, 계면에 접촉하여 도금층(1) 내에 들어간 것이면, 형상은 임의이다. 볼록 형상 합금층(2)은, 모재(4)와의 계면에 Fe-Al상을 통하지 않고 접촉하고 있으며, 도금층(1) 중에 돌출되어 있기 때문에, 앵커 효과에 의해 도금 밀착성을 개선한다고 생각된다.
본 발명에 있어서의 볼록 형상 합금층은, 후술하는 바와 같이, 도금욕 침지 후에 경도의 합금화 열처리를 실시함으로써 형성시킨 것이다. 도금욕중에 있어서, 강판 모재와 용융 아연의 계면에 직접 정출 형성되는, 미세하고 기둥 형상의 ζ상(FeZn13)이나 δ1상(FeZn7)의 미세 기둥 형상 결정(이하, 욕중 정출상)은, 볼록 형상 합금층과 공존하고 있어도 본 발명의 효과에 어떠한 악영향을 미치는 것은 아니지만, 충격 시나 강가공 시의 밀착성을 높이는 효과는 기대할 수 없다. 그로 인해, 볼록 형상 합금층과 욕중 정출상을 구별하기 위해서, 볼록 형상 합금층은 그 두께가 2㎛ 이상이며, 또한 볼록 형상 합금층과 강판 모재의 계면에는 Fe-Al상이 형성되지 않는 것이라고 정의한다. 볼록 형상 합금층의 두께의 상한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 도금층 전체 두께의 90％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 볼록 형상 합금층과 강판 모재의 계면에 직접 정출 형성되고, 계면과의 사이에는 Fe-Al상이 존재하지 않는다. 볼록 형상 합금층은 모재와 Fe-Al상을 통하지 않고 직접 접촉하기 때문에, 밀착성 개선에 유효하다고 생각된다.
볼록 형상 합금층을 구성하는 상의 종류로서는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, Fe-Zn계의 금속 간 화합물상인, ζ상(FeZn13), δ1상(FeZn7), Γ1상(Fe5Zn21), Γ상(Fe3Zn10)에서 선택되는, 단상 구조 또는 복상 구조인 것이 보다 바람직하다.
「볼록 형상 합금층의 측정 방법」
볼록 형상 합금층의 최대 길이 및 개수 밀도의 측정 방법으로서는, 단면 매립 연마 후에 0.5％ 나이탈로 에칭하고, 광학 현미경의 200배로 사진 촬영하여, 단위 길이당 개수 밀도를 구한다. 또한, 동일한 사진에 있어서, 볼록 형상 합금층의 최대 길이를 측정한다. 하나의 샘플에 대하여 200배로 5장 사진을 촬영하여 각각에 대하여 볼록 형상 합금층의 길이를 측정하고, 그중에서의 최댓값을, 당해 샘플에 있어서의, 볼록 형상 합금층의 최대 길이로 한다.
또한, 볼록 형상 합금층은, 도금층과 강판 모재의 계면으로부터 합금화 반응에 의해 생성하지만, 볼록 형상 합금층이 도금층의 최표면까지 도달하면 표면 광택을 저하시켜, 외관 균일성이 저하된다. 그로 인해, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 용융 아연 도금층의 최표면에 볼록 형상 합금층이 존재하지 않는 것이 보다 바람직하다.
「도금층의 Fe 농도」
전술한 바와 같이, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금층에 있어서는, 볼록 형상 합금층의 형태 제어가 중요해진다. Fe 농도를 0.01질량％ 이상으로 함으로써 도금층 중에 볼록 형상 합금층을 함유시킬 수 있다. 또한 Fe 농도를 6.9질량％ 초과로 하면 도금층 표면까지 일부 합금화 반응이 진전되어, 도금 밀착성의 개선 효과가 작아진다. 그로 인해, 도금층 중의 Fe 농도를 0.01 내지 6.9질량％의 범위로 한정하였다. 바람직하게는 2.0 내지 6.9질량％로 하는 것이다.
「도금층의 Al 농도」
도금층 중의 Al 농도는, 0.01질량％ 미만이면 도금욕중에서의 과잉 Fe-Zn 반응을 제어할 수 없어, 도금층의 구조 제어가 곤란해진다. 또한, Al 농도가 1.0질량％에서는, 도금층 표면에 치밀한 Al2O3 피막이 형성되기 때문에, 스폿 용접성을 저해할 우려가 있다. 도금층의 구조 제어의 관점에서는, 도금층 중의 Al 농도를 0.03질량％ 내지 0.8질량％로 하는 것이 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.1질량％ 내지 0.5질량％의 범위로 하는 것이다.
「기타 불가피적 불순물」
본 발명의 실시 형태에 있어서는, 용융 아연 도금층은, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, In, Cs, REM의 1종 또는 2종 이상을 함유, 혹은 혼입하는 것이어도 된다. 용융 아연 도금층이, 상기 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유, 혹은 혼입하는 것이어도, 본 발명의 효과는 손상되지 않고, 그 함유량에 따라서는 내식성이나 가공성이 개선되는 등의 바람직한 경우도 있다.
「도금 조성 측정법」
도금층 중의 Fe 농도, 및 Al 농도를 측정하기 위해서는, 도금층을, 인히비터 첨가한 5％ HCl 수용액 중에서 용해하고, 용해액을 ICP 분석함으로써 정량하면 된다.
「강판 모재측의 구조」
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서의, 강판 모재측의 구조에 대하여, 이하 상세히 설명한다.
「미세화층」
도 1에 도시한 바와 같이, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 강판 모재측에, 강판 모재와 도금층의 계면에 직접 접하는 미세화층(5)을 갖는다. 미세화층(5)에서는 주로 페라이트상의 극미세립으로 이루어지는 층이 형성되어 있고, 180° 굽힘 가공 헤드 정상부와 같은, 매우 엄격한 변형 상태의 부위여도, 강판 모재 내부로부터의 크랙 발생이나, 그 후의 크랙 신전을 억제할 수 있다.
미세화층의 평균 두께를 0.1㎛ 이상으로 함으로써 가공 시의 크랙 발생이나 신전을 억제하는 효과가 발현된다. 또한 미세화층의 평균 두께를 5㎛ 초과로 하는 경우는, 도금욕중에 있어서, 과도하게 합금화가 진행되어, 본 발명의 도금층 구조가 얻어지지 않는다. 이로 인해, 미세화층의 평균 두께를 0.1 내지 5㎛의 범위로 한정하였다. 바람직하게는 미세화층의 평균 두께를 0.1 내지 3㎛의 범위로 하는 것이다. 또한 미세화층 내의 페라이트상의 평균 입경을 0.1㎛ 이상으로 함으로써 가공 시의 크랙 발생이나 신전을 억제하는 효과가 발현되고, 3㎛ 초과로 하면 그 효과가 한정적으로 된다. 그 때문에 미세화층 내의 페라이트상의 평균 입경을 0.1 내지 3㎛의 범위로 한정하였다. 바람직하게는 0.1 내지 2㎛의 범위로 하는 것이다.
본 발명에 있어서는, 후술하는 바와 같이 미세화층 및 탈탄층을 생성하기 위해서, 어닐링 공정에 있어서 특정한 온도 영역에서 특정한 분위기로 제어한 조건에서 어닐링한다. 그 결과, 특정한 온도 영역에서, 강판 모재 표층에 있어서 탈탄 반응이 진행된다. 미세화층에 있어서는 강판 모재가 탈탄하고 있기 때문에, 미세화층 내의 구성상은 산화물이나 개재물 입자를 제외하고는, 실질적으로 페라이트상이 주체의 조직이다.
본 발명에 있어서, 강판 모재측에 미세화층을 존재시키는 효과는, 전술한 바와 같이 강가공 시에 크랙 발생이나 신전을 억제하는 것이다. 동시에, 강판 모재 표층의 페라이트 입경을 미세화하는 것은, 볼록 형상 합금층을 형성시키기 위한 용융 아연 도금 후의 가열 합금화 처리 과정에 있어서, 강판 모재와 용융 아연 도금층과의 Fe-Zn 합금화 반응을 촉진하는 효과를 갖는다. 이로 인해, 미세화층을 가진 상태에서는, 볼록 형상 합금층의 형성에 필요한 입열량이 낮게 억제되어, 합금화 처리 과정에서의 가열 온도를 저온화하는 것이 가능해진다. 합금화 처리 과정에서의 가열 온도를 저온화시키면, Fe-Zn 반응 속도가 저하되기 때문에, 볼록 형상 합금화층이 도금층 전체를 덮기 전에 반응을 저하시키는 것이 용이하게 되어, 제조 가능한 조건 범위를 확대시킬 수 있다.
「미세화층의 측정 방법」
미세화층에 대해서 측정하기 위해서는, 단면을 CP(Cross section polisher)장치에 의해 가공하고, FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscopy)에서의 반사 전자 상을 5000배로 관찰하고, 미세화층의 평균 두께 및 미세화층 내의 페라이트상의 평균 결정립 직경을 측정하면 된다. 미세화층의 정의는, 강판 모재 최표층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이, 탈탄층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경의 1/2 이하인 경우에, 미세화층이 존재한다고 정의한다. 또한, 미세화층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이, 탈탄층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경의 1/2 초과가 되는 경계를, 미세화층과 탈탄층의 층경계라고 정의한다.
「탈탄층」
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 도 1에 도시한 바와 같은, 탈탄층(6)이 존재한다. 탈탄층(6)에서는 내부층(7)에 비하여 경질상(잔부 조직(9))의 체적 분율이 낮고, 강도도 낮기 때문에, 180° 굽힘 가공 헤드 정상부에 있어서, 엄격한 변형 상태여도 크랙의 기점으로는 되기 어려워, 180° 굽힘 가공 헤드 정상부의 크랙 발생을 억제할 수 있다. 탈탄층의 평균 두께를 10㎛ 이상으로 함으로써 180° 굽힘 가공 헤드 정상부에서도 크랙 발생을 억제하는 효과가 발현되고, 200㎛ 초과로 하면 탈탄층의 특성이 강판 모재 전체의 인장 강도를 내려버린다. 이로 인해 10 내지 200㎛의 범위로 한정하였다. 바람직하게는, 30 내지 150㎛의 범위로 하는 것이다.
「탈탄층에 있어서의 강판 조직」
탈탄층(6)에 있어서는, 도 1에 도시한 바와 같이, 페라이트상(8)이 주체이며, 잔부 조직(9)을 오스테나이트상, 베이나이트상, 마르텐사이트상, 펄라이트상 중 1종 또는 2종 이상이 차지하는, 혼합 조직으로 된다. 탈탄층(6)에 있어서 페라이트상의 체적 분율을 70％ 이상으로 함으로써 내부층(7)에 대해서 탈탄층(6)의 평균 경도가 충분히 내려가, 180° 굽힘 가공 헤드 정상부에 있어서 크랙 발생을 억제하는 효과가 발현된다. 탈탄층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이 5㎛ 미만이면 탈탄층을 연질화하는 효과가 부족하다. 또한 탈탄층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경을 30㎛ 초과로 하면 저온 인성이 떨어질 가능성이 있다. 이로 인해, 탈탄층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경은 5 내지 30㎛의 범위로 한정한다. 또한, 탈탄층을 본 발명과 같은 구조로 함으로써, 탈탄층의 평균 비커스 경도 Hv(surf)와 내부층의 평균 비커스 경도 Hv(bulk)의 비 Hv(surf)/Hv(bulk)를 0.3 내지 0.8의 범위로 할 수 있다. 180° 굽힘 가공 헤드 정상부에 있어서, 강판 모재와 도금층 표층의 계면 근방에 있어서 크랙의 발생을 억제하기 위해서는, 벌크 경도에 대해서 탈탄층의 경도를 낮게 할 필요가 있다. Hv(surf)/Hv(bulk)가 0.3 미만이면 탈탄층의 경도가 너무 낮기 때문에, 강판 모재 전체의 강도에 악영향을 미칠 가능성이 있다. 또한, Hv(surf)/Hv(bulk)가 0.8 초과이면, 내부층에 비하여 탈탄층이 충분히 유연하지 못하기 때문에, 180° 굽힘 가공 헤드 정상부에 있어서 크랙이 발생되어버린다. 그 때문에 본 발명에서는 Hv(surf)/Hv(bulk)를 0.3 내지 0.8의 범위로 한정하였다. 바람직하게는, Hv(surf)/Hv(bulk)를 0.3 내지 0.6의 범위로 하는 것이다.
「탈탄층의 측정법」
탈탄층의 두께를 측정하기 위해서는, 우선 강판의 단면을 매립 연마하고, 강판 모재와 도금층의 계면으로부터 강판 모재측을 향해 마이크로비커스로 경도 곡선을 측정하고, 내부층의 경도에 대해서 경도가 저하되어 있는 층의 두께를 구한다. 구한 층의 두께는 탈탄층 두께와 미세화층 두께의 양쪽을 포함한 것이며, 마이크로비커스로 구한 층의 두께로부터, 상기 방법으로 구한 미세화층 두께를 뺀 값이, 탈탄층 두께로 된다. 또한, 탈탄층에 있어서의 측정 경도의 평균값을 Hv(surf)로 하고, 내부층에 있어서의 측정 경도의 평균값을 Hv(bulk)로 하면 된다.
또한 탈탄층에 있어서의 페라이트상의 체적 분율을 구하기 위해서는, 강판 모재의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로서 시료를 채취하고, 관찰면을 연마, 나이탈 에칭하고, 탈탄층에 있어서, FE-SEM으로 관찰하여 페라이트상의 면적 분율을 측정하고, 그것으로써 체적 분율이라고 간주할 수 있다. 또한 동시에 페라이트상의 입경도 측정할 수 있다.
「내부층의 조직」
본 발명에 있어서의 내부층의 조직은, 강판의 인장 강도가 590MPa 이상이며, Hv(surf)/Hv(bulk)가 0.3 내지 0.8의 범위를 확보할 수 있으면 특별히 조직 형태는 한정되는 것은 아니지만, 강도와 연성의 균형을 확보한다는 관점에서는, 페라이트상 50％ 이상, 잔부 조직(9)이 마르텐사이트, 오스테나이트, 베이나이트, 펄라이트로 이루어지는 조직인 것이 바람직하다.
「가공부 내식성의 향상 효과」
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 도금층 내에 볼록 형상 합금층을 갖고, 강판 모재측에 미세화층 및 탈탄층을 갖는다. 각각 단체에서의 효과는 전술한 바와 같지만, 이들을 모두 본 발명과 같이 존재시킴으로써, 종래에는 기대할 수 없던, 180° 굽힘 가공 헤드 정상부와 같은, 매우 엄격한 변형 상태의 가공부에 있어서의, 내식성의 현저한 향상 효과가 얻어진다. 볼록 형상 합금층만이 존재하고 있어도, 강판 모재 표층에 미세화층 및 탈탄층이 존재하지 않으면 180° 굽힘 가공 헤드 정상부의 강판 모재 표층에 있어서 변형이 크기 때문에 크랙이 발생하고, 결과적으로 크랙은 도금층 표면까지 관통하여, 가공부 내식성이 저하된다. 또한 강판 모재측에 미세화층 및 탈탄층을 갖고 있어도, 볼록 형상 합금층이 존재하고 있지 않으면, 180° 굽힘 가공 헤드 정상부에 있어서, 강판 모재 표층에 있어서의 크랙은 억제할 수 있기는 하지만, 모재의 변형이 크기 때문에 추종하여 도금층이 변형되고, 강판 모재와 도금층의 계면 근방에 있어서 밀착성이 현저하게 저하되어 도금층이 박리 탈락하고, 가공부 내식성이 저하되어버린다.
본 발명에서는 볼록 형상 합금층, 미세화층, 탈탄층의 전부가 존재하는 상태에 있어서만, 180° 굽힘 가공 헤드 정상부에 있어서 강판 모재 표층부에서의 크랙이 발생하지 않고, 또한 볼록 형상 합금층의 존재에 의한 앵커 효과에 의해, 강판 모재의 변형에 추종하여 도금층이 변형된 영역이어도, 강판 모재와 도금층 계면 근방에서 밀착력이 저하되지 않아, 도금이 박리 탈락하는 일도 없다. 이로 인해, 가공부 내식성을 현저하게 향상시킬 수 있다.
「산화물」
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 미세화층, 탈탄층 중, 및 볼록 형상 합금층의 층 내에, Si 및 Mn의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 산화물을 함유한다. 또한, 미세화층, 탈탄층, 볼록 형상 합금층에 함유되는 산화물의 종류가, SiO2, Mn2SiO4, MnSiO3, Fe2SiO4, FeSiO3, MnO 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상인 것이 보다 바람직하다.
「볼록 형상 합금층 중의 산화물」
도금층(1) 중에 볼록 형상 합금층(2)을 형성시키는 효과는, 전술한 바와 같이, 충격 시 및 강가공 시의 도금 밀착성의 향상이다. 후술하는 바와 같이, 강판 모재의 어닐링 중에, 특정한 온도 영역에 있어서, 강판 모재 표면에 내부 산화물을 형성시키고, 용융 아연 도금 후에 경도의 합금화 열처리를 실시하여, 볼록 형상 합금층을 형성시킨다. 상기 반응에 의해, 도 1에 도시한 바와 같은 볼록 형상 합금층(2)을 형성시킬 수 있기 때문에, 볼록 형상 합금층은 불가피하게 산화물을 포함한다. 볼록 형상 합금층 중에 포함되는 산화물은, 최대 직경이 0.05 내지 0.4㎛, 개수 밀도가 20 내지 100개/㎛2인 것이 보다 바람직하다.
「미세화층 중의 산화물」
본 발명에 있어서는, 후술하는 바와 같이, 어닐링 시에 특정한 온도 영역에 있어서, 강판 모재 내부에 내부 산화물을 형성시켜, 내부 산화물 입자에 의해, 강판 모재 표층의 페라이트상 결정의 성장을 억제시킴으로써 도 1에 도시한 바와 같은 구조의 미세화층(5)을 형성시키는 것이 가능해진다. 그 때문에 미세화층 중에는 불가피하게 산화물이 포함된다. 미세화층에 포함되는 산화물은, 최대 직경이 0.01㎛ 내지 0.2㎛, 개수 밀도가 20 내지 100개/㎛2인 것이 보다 바람직하다.
「산화물의 측정」
산화물층의 존재 유무, 종류의 동정, 최대 직경, 개수 밀도의 측정을 행하기 위해서는, 도금 강판의 단면을 FIB(Focused Ion Beam) 가공하여 박막 시료를 제작한 후, FE-TEM(Field Emission Transmission Electron Microscopy)에 있어서, 30000배로 관찰함으로써 행한다. 하나의 샘플에 대하여, 5시야 촬영하고, 전체 시야를 통한 산화물의 개수 밀도의 평균값을, 당해 샘플의 개수 밀도로 한다. 또한, 전체 시야에서 계측된 산화물의 직경의 최댓값을, 당해 샘플의, 산화물의 최대 직경으로 한다.
「강판 모재의 화학 성분 조성」
본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 용융 아연 도금 강판을 구조하는, 모재 강판의 화학 성분 조성에 대하여 설명한다.
C: C는 강의 강도를 높이는 원소로서 0.05질량％ 이상을 함유시키는 것이 유효하지만, 과잉으로 함유하면 강도가 너무 상승하여 가공성이 저하되므로 상한은 0.4질량％로 한다. 가공성과 용접성의 관점에서는, 0.07 내지 0.3질량％의 범위로 하는 것이 바람직하다.
Si: Si는 연성을 저하시키지 않고 강도가 향상되는 유효한 원소이며, 0.4질량％ 이상을 첨가하는 것이 유효하다. 한편 3.0질량％를 초과해 첨가하면, 강도를 높이는 효과가 포화함과 함께 연성의 저하가 일어난다. 또한 도금 습윤성의 열화가 현저하여, 외관을 크게 악화시킨다. 그 때문에 상한을 3.0질량％로 하였다. 바람직하게는, 0.5 내지 2.5질량％의 범위로 하는 것이다.
Mn: Mn은 고강도화하는 데 중요한 원소이며, 1.0질량％ 이상 첨가한다. 그러나, 4.0질량％를 초과하면 슬래브에 깨짐이 발생하기 쉽고, 스폿 용접성도 열화되기 때문에, 4.0질량％를 상한으로 한다. 강도와 가공성의 관점에서는, 1.5 내지 3.5질량％의 범위로 하는 것이 바람직하다.
P: P도 강의 강도를 높이는 한편 가공성을 저하시키는 원소이므로, 상한은 0.1질량％로 한다. P를 0.0001질량％ 미만으로 저감시키기 위해서는 정련 비용이 다대하게 되므로, 하한은 0.0001질량％로 한다. 강도, 가공성과 비용의 균형 관점에서, 0.005 내지 0.02질량％로 하는 것이 바람직하다.
S: S는 강의 열간 가공성, 내식성을 저하시키는 원소이다. 0.01질량％를 초과하면 열간 가공성, 내식성을 악화시키기 때문에, 상한을 0.01질량％로 한다. 또한, 0.0001질량％ 미만으로 하는 것은 비용적으로 불리하기 때문에, 하한을 0.0001질량％로 한다. 단, S를 너무 저감시키면 표면 결함이 발생하기 쉬워지기 때문에, 0.001질량％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Al: Al은 강의 탈산 원소로서, 또한 AlN에 의한 열연 소재의 세립화, 및 일련의 열처리 공정에서의 결정립의 조대화를 억제하고 재질을 개선하기 위해서 0.005질량％ 이상 첨가할 필요가 있다. 단, 0.1질량％를 초과하면 용접성을 악화시킬 우려가 있기 때문에, 0.1질량％ 이하로 한다. 또한, 알루미나 클러스터에 의한 표면 결함을 적게 한다는 관점에서, 0.08질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
N: N은 강의 강도를 상승시키는 한편 가공성을 저하시키므로 상한은 0.01질량％로 한다. 특히 높은 가공성을 필요로 하는 경우에는, 0.005질량％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. N은 보다 적을수록 바람직하지만, 0.0005질량％ 미만으로 저감하는 것은 과잉 비용을 요하므로, 하한은 0.0005질량％로 한다.
O: O는, 산화물을 형성하고, 연성 및 신장 플랜지성을 열화시킨다는 점에서, 함유량을 억제할 필요가 있다. O의 함유량이 0.010％를 초과하면, 신장 플랜지성의 열화가 현저해지기 때문에, O 함유량의 상한을 0.010％로 하였다. 또한 O의 함유량은 0.007％ 이하인 것이 바람직하고, 0.005％ 이하인 것이 보다 바람직하다. O의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, O의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하기 때문에, 0.0001％를 하한으로 하였다. O 함유량은 0.0003％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
그 밖에, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 강판 모재에는, 필요에 따라 이하의 원소가 첨가되어 있어도 된다.
Ti: Ti는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Ti의 함유량이 0.150％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화되기 때문에, Ti의 함유량은 0.150％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 성형성의 관점에서, Ti의 함유량은 0.080％ 이하인 것이 보다 바람직하다. Ti의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Ti 첨가에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ti의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 강판의 더한층의 고강도화를 위해서는, Ti의 함유량은 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
Nb: Nb는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Nb의 함유량이 0.100％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화되기 때문에, Nb의 함유량은 0.100％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 성형성의 관점에서, Nb의 함유량은 0.050％ 이하인 것이 보다 바람직하다. Nb의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Nb 첨가에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Nb의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 강판의 더한층의 고강도화를 위해서는, Nb의 함유량은 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
Mo: Mo는, 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Mo의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다는 점에서, Mo의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.40％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Mo의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Mo 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mo의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
Cr: Cr은, 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Cr의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다는 점에서, Cr의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.40％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Cr의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cr 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
Ni: Ni는, 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Ni의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상되기 때문에, Ni의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.40％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Ni의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Ni 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
Cu: Cu는, 미세한 입자로서 강 중에 존재함으로써 강도를 높이는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가할 수 있다. Cu의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상되기 때문에, Cu의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.40％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Cu의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cu 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cu의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
B: B는, 고온에서의 상 변태를 억제하고, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. B의 함유량이 0.010％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다는 점에서, B의 함유량은 0.010％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 생산성의 관점에서는, B의 함유량은 0.006％ 이하인 것이 보다 바람직하다. B의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, B의 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더한층의 고강도화를 위해서는, B의 함유량이 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
「제조 방법」
다음으로, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에서는, 상기에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브를 원판으로 하고, 열간 압연, 냉각, 권취, 산세, 냉간 압연한 후에, CGL에서 가열 어닐링 후, 용융 아연 도금욕에 침지하여, 고강도 용융 아연 도금 강판으로 한다.
열간 압연에 제공되는 슬래브는 특별히 한정되는 것은 아니고, 연속 주조 슬래브나 얇은 슬래브 캐스터 등으로 제조한 것이면 된다. 또한 주조 후 즉시 열간 압연을 행하는 연속 주조-직송 압연(CC-DR)과 같은 프로세스에도 적합하다.
열간 압연의 마무리 온도는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 강판의 프레스 성형성을 확보한다는 관점에서 850 내지 970℃로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한 열연 후의 냉각 조건이나 권취 온도는 특별히 한정되지 않지만, 권취 온도는 코일 양단부에서의 재질 변동이 커지게 됨을 방지하고, 또한 스케일 두께의 증가에 의한 산세성의 열화를 방지하기 위해서는 750℃ 이하로 하며, 또한, 권취 온도가 너무 낮으면 냉간 압연 시에 모서리 균열이 발생하기 쉽고, 극단적인 경우에는 판 파단하기도 하기 때문에 550℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그 후 흑피 스케일을 제거하기 위해서, 통상의 산세를 실시한 후, 냉간 압연 시의 압하율은 통상의 조건이어도 되고, 가공성의 향상을 최대한 얻을 목적에서 그 압연율은 50％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 85％를 초과하는 압연율로 냉간 압연을 행하는 것은 막대한 냉연 부하가 필요해지기 때문에, 85％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
전술한 바와 같이 냉간 압연을 실시한 후, 용융 아연 도금을 실시한다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법의 일례로서는, 상기에 기재된 성분 조성을 갖는 강판에 용융 아연 도금을 실시할 때의 분위기를, H2를 0.1 내지 20체적％ 함유하고, 잔부를 N2, H2O, O2 및 불가피적 불순물로 이루어지는 분위기로 하고, 650 내지 최고 가열 온도 사이의 분위기를, -1.7≤log(PH2O/PH2)≤-0.6을 충족하는 분위기로 하여, 0.5 내지 5℃/s의 평균 승온 속도로 승온 가열한 후에, 연속해서 어닐링을 행하고, 그 후 650℃까지 평균 냉각 속도 0.1 내지 200℃/s로 냉각하고, 650℃ 내지 500℃의 사이를 평균 냉각 속도 3 내지 200℃/s로 냉각하고, 아연 도금욕 온도: 450 내지 470℃, 도금욕 진입 시의 강판 온도: 430 내지 500℃의 조건에서 아연 도금욕에 침지한 후, 400 내지 440℃의 1 내지 50s 가열 합금화 처리하고, 그 후 실온까지 냉각시키는 것이 바람직하다.
상기 용융 아연 도금은, 연속식 용융 도금 설비의 전체 환원로에서 행하는 것이 바람직하다. 어닐링 시의 분위기를, H2를 0.1 내지 20체적％ 함유하고, 잔부를 N2, H2O, O2 및 불가피적 불순물로 이루어지는 분위기로 한다. 수소가 0.1체적％ 미만이면 강판 표면층에 존재하는 산화막을 충분히 환원할 수 없어, 도금 습윤성을 확보할 수 없다. 그로 인해, 환원 어닐링 분위기의 수소량은 0.1체적％ 이상으로 한다. 환원 어닐링 분위기 중의 수소가 20체적％를 초과하면, 노점(수증기 분압 PH2O에 대응함)이 너무 상승하여, 결로를 방지하는 설비를 도입할 필요가 있다. 새로운 설비의 도입은, 생산 비용의 상승을 초래하므로, 환원 어닐링 분위기의 수소량은 20체적％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는, 0.5체적％ 이상 15체적％ 이하로 하는 것이다.
온도 650 내지 최고 가열 온도 사이의 분위기를,
-1.7≤log(PH2O/PH2)≤-0.6
을 충족시키는 분위기로 하여, 평균 승온 속도 0.5 내지 5℃/s로 승온 가열함으로써 본 발명의 도 1에 도시한 바와 같은 미세화층(5)이나, 탈탄층(6)이 형성된다. 650℃ 미만의 온도 영역에서는, 강판 조직의 재결정이 거의 개시되지 않는 상태이다. 650℃ 이상의 온도 영역에서는, 재결정이 개시되고, 핵 생성한 재결정립이, 서서히 입성장해 간다. 이러한 온도 영역에 있어서, 어닐링 중의 분위기의 log(PH2O/PH2)를 높여, 산화 용이 측의 분위기로 함으로써, 강판 모재 중의 Si 및 Mn을 강판 모재의 표층에 있어서 내부 산화시키고, 내부 산화물 입자가 강판 모재의 재결정립의 입성장을 억제하기 때문에, 강판 모재 표층에 미세한 재결정립이 형성되어, 미세화층(5)을 형성시킬 수 있다. 또한, 내부 산화와 동시에 강판 모재 표층에 있어서 탈탄 반응이 진행되어 강판 모재 표층의 페라이트상의 체적 분율이 상승하여, 탈탄층(6)을 형성할 수 있다. 온도 650℃ 내지 최고 가열 온도 사이의 분위기가 log(PH2O/PH2)가 -1.7 미만이면, 강판 표층에 있어서 Si나 Mn이 거의 내부 산화되지 않고, 또한 탈탄 반응도 진행되지 않기 때문에, 미세화층이나 탈탄층을 형성할 수 없다. 또한 log(PH2O/PH2)를 -0.6초과로 하면 탈탄층 두께가 너무 커져서 강판 모재 전체의 강도에 악영향을 미친다. 이것 때문에 -1.7≤log(PH2O/PH2)≤-0.6의 범위로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, -1.3≤log(PH2O/PH2)≤-0.7로 하는 것이다. 또한 본 온도 영역에서의 평균 승온 속도가 5℃/s 초과이면 내부 산화물 입자가 형성하기 전에 강판 모재 표층의 재결정이 진행되어 미세화층을 얻을 수 없다. 또한 탈탄 반응이 진행되는 시간을 충분히 확보할 수 없어, 탈탄층을 형성할 수 없다. 한편, 본 온도 영역에서의 평균 승온 속도가 0.5℃/s 미만이면, 과도하게 탈탄 반응이 진행되어 강판 모재 전체의 강도가 저하될 우려가 있다. 이로 인해, 650℃ 내지 최고 가열 온도 사이의 평균 승온 속도를, 0.5 내지 5℃/s의 범위로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 평균 승온 속도를 0.5 내지 3℃/s의 범위로 하는 것이다.
최고 가열 온도는 특별히 한정되지 않지만, 900℃ 초과이면 고온 통판 시의 판 형상이 열악해질 우려가 있기 때문에, 800 내지 900℃의 범위로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상기 승온 가열의 후, 연속해서 어닐링을 행한다. 어닐링 시간에 대해서는 특별히 한정되는 것이 아니라, 필요에 따라 조건을 설정하면 되지만, 경제성 및 판의 표면 성상의 관점에서, 1s 내지 300s의 범위로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 30s 내지 150s의 범위로 하는 것이다.
상기 어닐링 종료 후, 도금욕 침지 온도까지 냉각한다. 최고 가열 온도에서 650℃까지의 평균 냉각 속도는, 0.1 내지 200℃/s로 하는 것이 바람직하다. 냉각 속도를, 0.1℃/s 미만으로 하는 것은, 생산성이 크게 손상되기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 과도하게 냉각 속도를 올리는 것은, 높은 제조 비용을 초래하게 되므로, 상한을 200℃/s로 하는 것이 바람직하다. 650 내지 500℃에서의 냉각 속도는, 3 내지 200℃/s로 하는 것이 바람직하다. 냉각 속도가 너무 낮으면, 냉각 과정에서 오스테나이트가 펄라이트 조직으로 변태하여, 3％ 이상의 오스테나이트 체적률의 확보가 곤란해진다. 그래서, 하한을 3℃/s로 하는 것이 바람직하다. 한편, 냉각 속도를 높게 하였다고 해도, 재질상 아무런 문제는 없지만, 과도하게 냉각 속도를 올리는 것은, 제조 고비용을 초래하게 된다. 그래서, 상한을 200℃/s로 하는 것이 바람직하다. 냉각 방법에 대해서는, 롤 냉각, 공랭, 수랭 및 이들을 병용한 어떠한 방법이어도 상관없다.
용융 아연 도금 공정에서의 도금욕 온도는 450 내지 470℃로 하는 것이 바람직하다. 도금욕 온도가 450℃ 미만이면 욕온 제어가 불안정해져서, 욕이 일부 응고해버릴 우려가 있다. 또한 욕온이 470℃를 초과하면, 싱크 롤이나 아연 포트 등의 설비의 수명이 짧아져버린다. 그로 인해, 아연 도금욕의 욕온은, 450 내지 470℃로 하는 것이 바람직하다.
도금욕에 대한 강판의 진입판 온도는, 430 내지 500℃로 하는 것이 바람직하다. 진입판 온도를 430℃ 미만으로 하면, 도금욕 온도의 저하가 현저하여, 욕온을 안정시키기 위해서 도금욕에 다량의 열량을 부여할 필요가 생긴다. 이것 때문에 하한을 430℃로 하는 것이 바람직하다. 또한 진입판 온도가 500℃ 초과로 되면, 욕중에서의 Fe와 Zn의 합금화 반응을 제어할 수 없어, 부착량을 제어하는 것이 곤란해진다. 이것 때문에 상한을 500℃로 하는 것이 바람직하다.
도금욕중의 Al 농도에 대해서는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 도금층 중에 볼록 형상 합금상을 형성시키기 위해서는, 유효 Al 농도(욕중 전체 Al 농도-욕중 전체 Fe 농도)를 0.03 내지 0.8질량％의 범위로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.08 내지 0.3질량％의 범위로 하는 것이다.
도금욕으로의 침지 후, 400 내지 440℃에서 1s 내지 50s 가열 합금화 처리하고, 그 후 실온까지 냉각시키는 것이 바람직하다. 본 가열 합금화 공정에 있어서, 저온에서 합금화함으로써, 국소적인 합금화 반응을 진행시켜, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서의 볼록 형상 합금층을 형성시킬 수 있다. 합금화 온도가 400℃ 미만이면 거의 국소적인 합금화 반응이 발생하지 않기 때문에 볼록 형상 합금화층이 형성되지 않아, 하한을 400℃로 하는 것이 바람직하다. 또한 440℃ 초과이면 합금화 반응이 국소적이 아니라 전체로 확대되어버려, 볼록 형상 합금층의 형태를 얻는 것이 곤란해지기 때문에, 상한을 440℃로 하는 것이 바람직하다. 또한 가열 시간 1s 미만이면 볼록 형상 합금층이 형성되지 않고, 50s 초과이면 합금화에 대한 라인 길이가 너무 길어지기 때문에, 가열 시간을 1s 내지 50s의 범위로 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 있어서는, 도금층과 강판 모재의 계면으로부터 생성되는 볼록 형상 합금층이 도금층의 표면에 도달하기 전에, 가열 합금화 처리를 정지하는 것이 바람직하다. 또한, 제조하려고 하는 강재와 동일 성분의 강재를 사전에 통판하여, 400 내지 440℃의 온도 범위에 있어서, 표면까지 완전히 합금화 반응이 진행될 때까지 필요한 가열 시간을 사전에 구해 두는 것이 바람직하다. 사전에 구한 완전 합금화에 필요한 가열 시간(합금화 완료 시간)의 10 내지 80％의 시간에 가열 유지함으로써, 볼록 형상 합금층을 도금층 표면까지 도달시키지 않고 고정밀도로 만들어 넣는 것이 가능해진다.
실시예
다음으로, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 실시예의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예로 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
표 1에 나타내는 조성으로 이루어지는 슬래브를 1150 내지 1250℃로 가열하고, 마무리 온도가 850 내지 970℃가 되도록 열간 압연을 행하여, 두께 2.4㎜의 열간압연 강대로 하였다. 산세 후, 냉간 압연을 실시하여, 두께 1.0㎜의 냉간 압연강대로 하고, 표 2에 나타내는 조건에서 용융 아연 도금 라인을 통판하고, 실험예 1 내지 34의 용융 아연 도금 강판을 제조하였다.
Figure pct00001
Figure pct00002
상기 방법에 의해 제조한 각 실험예의 강판에 대하여, 이하와 같은 평가 시험을 행하고, 결과를 표 3-1, 3-2에 나타내었다.
[표 3-1]
Figure pct00003
[표 3-2]
Figure pct00004
도금층의 부착량은, 평가면의 도금층을 인히비터 포함한 염산으로 용해하고, 중량법에 의해 구하였다. 동시에, 용해액 중의 Fe, Al을 ICP로 정량함으로써, 도금층 중 Fe 농도, Al 농도를 측정하였다.
도금층 중의 볼록 형상 합금층의 최대 길이, 개수 밀도는, 전술한 바와 같이, 단면 매립으로 경면 연마한 후에, 0.5질량％ 나이탈 부식액에 1 내지 3초 침지하여 에칭을 행하고, 광학 현미경의 200배로 관찰함으로써 구하였다.
강판 모재의 미세화층의 평균 두께, 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경은, 전술한 바와 같이, 단면을 CP 가공하고, FE-SEM에서의 반사 전자 상을 5000배로 관찰함으로써 측정하였다.
강판 모재의 탈탄층의 평균 두께는, 전술한 바와 같이, 단면 매립 후에 경면 연마하고, 강판 모재와 도금층의 계면으로부터 강판 모재측을 향해 마이크로비커스로 경도 곡선을 측정하고, 내부층의 경도에 대해서 경도가 저하되어 있는 층의 두께로부터, 먼저 구한 미세화층 두께를 뺌으로써 구하였다.
탈탄층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경, 탈탄층에 있어서의 페라이트상의 평균 체적 분율은, 전술한 바와 같이, 단면 매립 연마 후에 3％ 나이탈로 에칭하고, 탈탄층에 있어서, FE-SEM의 2차 전자 상 2000배로 관찰함으로써 구하였다.
Hv(surf)/Hv(bulk)는, 전술한 바와 같이, 단면 매립 연마 후, 탈탄층의 마이크로비커스 경도의 평균값 Hv(surf), 및 내부층의 마이크로비커스 경도의 평균값Hv(bulk)를 측정하고, 그 비를 계산함으로써 구하였다.
볼록 형상 합금층, 미세화층, 탈탄층에 있어서의, 산화물의 유무, 종류, 최대 직경, 개수 밀도를 구하기 위해서는, 전술한 바와 같이, 도금 강판의 단면을 FIB 가공하여 박막 시료를 제작한 후, FE-TEM으로 30000배로 관찰함으로써 실시하였다.
인장 시험에 있어서의, 인장 강도에 대해서는, 각 실험예의 강판으로부터, JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 가공하고, JIS Z 2241에 기재된 시험 방법에 준하여, 인장 강도(MPa)를 측정하였다.
표준적인 가공을 상정한 도금 밀착성은, V 굽힘 시험에 의해 평가하였다. V 굽힘 시험에는, 60°V 굽힘 금형을 사용하였다. 평가면이, 굽힘의 내측에 오도록, 선단의 곡률 반경이 1㎜인 금형을 사용하여, 60°로 굽힘 가공하고, 굽힘부 내측에 테이프를 붙이고, 테이프를 떼어내었다. 테이프와 함께 박리된 도금층의 박리 상황으로부터, 파우더링성을 평가하였다. 평가는 ○: 박리 없음, △: 박리 있음, ×: 현저한 박리 있음으로 하고, ○를 합격으로 하였다.
충격을 받았을 때, 및 강가공 시를 상정한 도금 밀착성은, 볼 임팩트 시험에 의해 평가하였다. 볼 임팩트 시험은 높이 60㎝로부터, 선단부가 반구이고 직경 25㎜의 금형을, 중량 3.2㎏으로 하여 용융 도금 강판에 낙하시켜, 변형된 용융 도금 강판의 볼록부를, 돋보기 관찰 및 테이프 박리하여 평가하였다. 평가는 ◎◎: 박리·깨짐 없음, ◎: 미소한 깨짐이 국소적으로 존재하지만 문제없음, ○: 미소한 깨짐·박리가 국소적으로 존재하지만 문제없음, △: 큰 박리가 존재하여 문제 있음, ×: 박리가 현저하여 문제 있음으로 하고, ◎◎, ◎, ○를 합격으로 하였다.
또한, 매우 엄격한 가공을 받은 부위에서의 가공부 내식성을, 0T 굽힘(180° 밀착 굽힘) 시험 후 샘플에 의해 조사하였다. 0T 굽힘의 굽힘 외측 헤드 정상부를 평가 부위로 하여, 0T 굽힘 후 샘플에 대해 하기 조건에서 화성 처리·전착 도장을 실시하였다.
화성 처리: 인산 아연 처리
부착량 2.5g/㎡
전착 도장: Pb 프리 에폭시계 전착 도료
막 두께 20㎛
그 후, JASO-M609-91로 나타내는 부식 촉진 시험을 행하고, 0T 굽힘 헤드 정상부로부터 적청이 발생하는 사이클 수를 평가하였다. 결과에 대하여, 이하의 기준으로 평점을 부여하고, ◎◎, ◎, ○를 합격으로 하였다. ◎◎: 150cyc 경과 후에도 적청·백청의 발생 없음, ◎: 150cyc 경과 후 적청 없음·경미한 백청 발생, ○: 120cyc 후 적청 없음·경미한 백청 발생, △: 60cyc 후 적청 발생, ×: 30cyc 후 적청 발생.
표 3으로부터, 본 발명예는 모두, 강가공 시의 도금 밀착성 및 강가공 시의 가공부 내식성이 합격 레벨로 되어 있다. 본 발명의 범위를 충족시키지 않는 비교예는, 모두 강가공 시의 도금 밀착성이나, 강가공 시의 가공부 내식성이 떨어진다. 도 2에, 실험 번호 8에 상당한다고 추정되는 비교예의 내부층의 단면 사진과, 실험 번호 13에 상당한다고 추정되는 본 발명예의 내부층의 단면 사진을 나타낸다.
1: 도금층
2: 볼록 형상 합금층
3: 볼록 형상 합금층의 직경의 측정 방향
4: 강판 모재
5: 미세화층
6: 탈탄층
7: 내부층
8: 페라이트상
9: 잔부 조직(오스테나이트상, 베이나이트상, 마르텐사이트상, 펄라이트상 중 어느 것)

Claims (7)

  1. C: 0.05 내지 0.4질량％,
    Si: 0.4 내지 3.0질량％,
    Mn: 1.0 내지 4.0질량％,
    P: 0.0001 내지 0.1질량％,
    S: 0.0001 내지 0.01질량％,
    Al: 0.005 내지 0.1질량％,
    N: 0.0005 내지 0.01질량％,
    O: 0.0001 내지 0.01질량％
    를 함유하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    인장 강도가 590MPa 이상인 강판 모재 위에, Fe: 0.01 내지 6.9질량％, Al: 0.01 내지 1.0질량％, 잔부 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판으로서,
    상기 도금층이, 강판 모재에 접하는 볼록 형상 합금층을 갖고, 볼록 형상 합금층의 개수 밀도가 단면 방향에서 본 강판 모재와 도금층의 계면의 단위 길이당 4개/㎜ 이상이고, 해당 계면에 있어서의 볼록 형상 합금층의 최대 직경이 100㎛ 이하이며,
    상기 강판 모재가, 강판 모재와 도금층의 계면에 직접 접하는 미세화층과,
    상기 미세화층에 접하고, 강판 모재의 안쪽측에 존재하는 탈탄층과,
    상기 미세화층 및 탈탄층 이외의 내부층을 갖고,
    상기 미세화층의 평균 두께가 0.1 내지 5㎛, 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이 0.1 내지 3㎛이며,
    상기 탈탄층의 평균 두께가 10 내지 200㎛, 탈탄층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이 5 내지 30㎛이고, 탈탄층에 있어서의 페라이트상의 평균 체적 분율이 70％ 이상이며, 잔부 조직이 오스테나이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 또는 펄라이트로 이루어지고,
    탈탄층의 평균 비커스 경도 Hv(surf)와 내부층의 평균 비커스 경도 Hv(bulk)의 비 Hv(surf)/Hv(bulk)가 0.3 내지 0.8이며,
    상기 미세화층, 탈탄층, 및 볼록 형상 합금층의 층 내에, Si 및 Mn의 1종 또는 2종 이상의 산화물을 함유하는 것을 특징으로 하는, 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 미세화층, 탈탄층, 및 볼록 형상 합금층의 층 내에 함유하는 산화물이, SiO2, Mn2SiO4, MnSiO3, Fe2SiO4, FeSiO3, MnO의 1종 또는 2종 이상인 것을 특징으로 하는, 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 볼록 형상 합금층에 함유되는, 산화물의 최대 직경이 0.05 내지 0.4㎛, 개수 밀도가 20 내지 100개/㎛2인 것을 특징으로 하는, 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 미세화층 중에 함유되는, 산화물의 최대 직경이 0.01 내지 0.2㎛, 개수 밀도가 20 내지 100개/㎟인 것을 특징으로 하는, 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 용융 아연 도금층의 최표면에는 볼록 형상 합금층이 존재하지 않는 것을 특징으로 하는, 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    강판 모재가,
    Ti: 0.001 내지 0.15질량％,
    Nb: 0.001 내지 0.10질량％
    의 1종 또는 2종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
    강판 모재가,
    Mo: 0.01 내지 2.0질량％,
    Cr: 0.01 내지 2.0질량％,
    Ni: 0.01 내지 2.0질량％,
    Cu: 0.01 내지 2.0질량％,
    B: 0.0001 내지 0.01질량％
    의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 내충격성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
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