KR20200020857A

KR20200020857A - 용융 아연 도금 강판

Info

Publication number: KR20200020857A
Application number: KR1020207001812A
Authority: KR
Inventors: 아츠시 모리시타; 다이헤이 가네코; 사토시 우치다; 다츠야 나카다; 유지 야마구치
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2017-07-31
Filing date: 2017-07-31
Publication date: 2020-02-26
Also published as: EP3663426A1; JPWO2019026116A1; BR112020001128A2; KR102331003B1; JP6315155B1; US20200230918A1; EP3663426A4; CN110959047A; CN110959047B; US11426975B2; WO2019026116A1

Abstract

모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 특정한 두께 범위에 있어서, 페라이트상이 체적분율로 0％ 이상 50％ 미만, 베이나이트 조직과 베이니틱 페라이트상과 프레시 마르텐사이트상과 템퍼링 마르텐사이트상 중 1종 이상으로 이루어지는 경질 조직의 합계가 체적분율로 50％ 이상, 잔류 오스테나이트상이 체적분율로 0％ 내지 8％, 펄라이트상과 조대 시멘타이트상의 합계가 체적분율로 0％ 내지 8％이고, 도금층과 모재 강판의 계면에, 평균 두께가 0.1㎛ 내지 2.0㎛이고, 강판 폭 방향에 있어서의 최대 두께와 최소 두께의 차가 0.5㎛ 이내인 Fe-Al 합금층을 갖고, Fe-Al 합금층에 직접 접하는 미세화층에 있어서, 강판 폭 방향에 있어서의 상기 미세화층의 최대 두께와 최소 두께의 차가 2.0㎛ 이내이다.

Description

용융 아연 도금 강판

본 발명은, 연성, 굽힘성, 구멍 확장성 및 굽힘 변형 시의 도금 밀착성이 우수하고, 또한 내연속굽힘 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판에 관한 것이다.

주로 자동차의 골격 부재에 사용되는 강판에 대하여, 고강도화의 요구가 높아져 오고 있다. 이들 고강도 강판에 있어서는, 높은 강도와 우수한 성형성을 얻기 위해, 강도 향상에 기여하는 Si 및 Mn으로 대표되는 합금 원소를 첨가하는 것이 일반적이다. 그러나, Si 및 Mn으로 대표되는 합금 원소는 도금 밀착성을 저하시키는 작용도 갖는다.

또한, 자동차용 강판에 대해서는, 일반적으로 옥외에서 사용되기 때문에, 우수한 내식성이 요구되는 것이 통상이다.

그런데, 자동차의 외판 등의 용도에 있어서는, 프레스 가공에 의해 판의 주변부에 가혹한 굽힘 가공(헴 굽힘)을 실시하는 것이 통상이다. 또한 자동차 외판뿐만 아니라, 기타의 용도에 있어서도, 프레스 가공에 의해 가혹한 굽힘 가공이나, 구멍 확장 가공 등을 실시하여 사용하는 경우가 많다. 그리고, 종래의 용융 아연 도금 강판에 가혹한 굽힘 가공이나 구멍 확장 가공 등을 실시한 경우, 그 가공 부분에서, 도금층이 모재 강판으로부터 박리되어 버리는 경우가 있었다. 이와 같이 도금층이 박리되면, 그 개소의 내식성이 상실되어, 모재 강판에 조기에 부식, 녹 발생이 발생해 버리는 문제가 있다. 또한 도금층의 박리까지는 이르지 않더라도, 도금층과 모재 강판의 밀착성이 상실되어, 그 부분에 약간이라도 공극이 생기면, 그 공극에 외기 또는 수분이 침입하여, 도금층에 의한 방식 기능이 상실된다. 그 결과, 상기와 마찬가지로 모재 강판에 조기에 부식, 녹 발생이 발생해 버린다.

이들과 같은 문제로부터, 가혹한 굽힘 가공 등을 실시하여 사용되는 고강도 강판으로서는, 모재 강판에 대한 도금층의 밀착성이 우수한 용융 아연 도금층을 구비한 도금 강판이 강하게 요망되고 있다.

도금층의 밀착성을 높이기 위해, 예를 들어 특허문헌 1 내지 3에 대표된 바와 같이, 강판의 내부에 산화물을 생성시켜, 도금 박리의 원인이 되는 지철과 도금층의 계면의 산화물을 줄이는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 이와 같은 산화물을 강판 표층에서 생성시키는 경우, 강판 표층의 탄소가 산소와 결부되어 가스화된다. 그 결과, 탄소가 강판으로부터 이탈되기 때문에, 이 탄소가 이탈된 영역의 강도가 현저하게 저하되는 경우가 있다. 강판 표층의 강도가 저하된 경우, 표층부의 특성에 강하게 의존하는 내피로 특성은 떨어져서, 피로 강도가 크게 저하될 우려가 있다.

혹은, 도금층의 밀착성을 높이기 위해, 특허문헌 4에서는, 일반적인 어닐링 공정 전에 새로운 어닐링 공정 및 산세 공정을 추가하여 실시함으로써, 모재 강판 표면을 개질하여, 도금 밀착성을 높이는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 4에 기재된 방법에서는, 일반적인 고강도 도금 강판의 제조 방법에 대하여, 공정이 증가하기 때문에, 비용의 면에서 과제가 있다.

또한, 특허문헌 5에 있어서는, 모재 강판의 표층부로부터 탄소를 제거하여, 도금의 밀착성을 높이는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 5에 기재된 방법에서는, 탄소를 제거한 영역의 강도가 현저하게 저하된다. 이 때문에, 특허문헌 5에 기재된 방법은, 표층부의 특성에 강하게 의존하는 내피로 특성이 떨어져서, 피로 강도가 크게 저하될 우려가 있다.

또한, 특허문헌 6, 7에서는, 도금층 중의 Mn, Al 및 Si양을 적합한 범위로 제어하여, 도금 밀착성을 향상시킨 강판이 제안되어 있다. 특허문헌 6, 7에 기재된 강판에서는, 제조 시에 도금층 중의 원소량을 높은 정밀도로 제어할 필요가 있어, 조업상의 부하가 크고, 비용면에서 과제가 있다.

도금 밀착성을 높이는 방법으로서, 특허문헌 8에서는, 강판의 마이크로 조직이 페라이트만으로 이루어지는 고강도 강판이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 8에 기재된 강판에서는, 마이크로 조직이 연질의 페라이트뿐이기 때문에, 충분히 높은 강도가 얻어지지 않는다.

여기서, 용융 아연 도금 처리 후에 합금화 처리를 실시한 합금화 용융 아연 도금 강판이 폭넓게 사용되고 있다. 합금화 처리는, 도금층을 Zn의 융점 이상의 온도로 가열하여, 다량의 Fe 원자를 모재 강판 중으로부터 도금층 중으로 확산시켜, 도금층을 Zn-Fe 합금 주체의 층으로 하는 처리이다. 예를 들어, 특허문헌 9, 10, 11에는 도금 밀착성이 우수한 합금화 용융 아연 도금 강판이 제안되어 있다. 그러나, 도금층을 충분히 합금화하는 데는, 강판을 고온으로 가열할 필요가 있다. 강판을 고온으로 가열하면, 강판 내부의 마이크로 조직이 변질되고, 특히 조대한 철계 탄화물이 생성되기 쉬워, 강판의 특성이 손상되는 경우가 있기 때문에, 바람직하지 않다.

한편, 예를 들어 특허문헌 12에 기재되는 용융 아연 도금 강판에서는, 폭 방향에 있어서의 도금층의 Fe 함유량의 불균일성에 유래하는 외관 불균일이 발생하는 경우가 있었다.

일본 특허 공개 제2008-019465호 공보 일본 특허 공개 제2005-060742호 공보 일본 특허 공개 평9-176815호 공보 일본 특허 공개 제2001-026853호 공보 일본 특허 공개 제2002-088459호 공보 일본 특허 공개 제2003-055751호 공보 일본 특허 공개 제2003-096541호 공보 일본 특허 공개 제2005-200750호 공보 일본 특허 공개 평11-140587호 공보 일본 특허 공개 제2001-303226호 공보 일본 특허 공개 제2005-060743호 공보 국제 공개 제2016/072479호

이상과 같은 현 상황을 감안하여, 본 발명은, 특히 굽힘성 및 신장 플랜지 성형성(이하, 단순히, 신장 플랜지성이라고도 함)으로 대표되는 강판의 성형성이 우수하고, 도금의 외관 균일성, 내피로 특성, 용접성, 내식성 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제공하는 것이다.

본 발명자들은, 굽힘성 및 신장 플랜지 성형성으로 대표되는 강판의 성형성과, 내피로 특성, 용접성, 내식성 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻기 위해 예의 검토를 거듭했다. 그 결과, 본 발명자들은, 강판의 마이크로 조직을 적정한 조직 분율로 제어함으로써 신장 플랜지성(구멍 확장성)을 개선했다. 또한, 본 발명자들은, 도금층과 모재 강판의 경계로부터 모재 강판측의 경질상의 체적분율을 제어함으로써 굽힘성과 내피로 특성을 개선했다. 또한, 본 발명자들은, Si 및 Mn을 다량으로 함유하는 강판을 도금 원판으로서 사용한 경우라도, Al을 첨가한 도금욕을 사용하여 형성한 도금층과 모재 강판의 계면에 형성된 Fe-Al 합금층의 바로 아래에 페라이트상의 극미세립으로 이루어지는 특정한 미세화층을 형성시킴으로써 가공 시의 크랙 발생 및 전파를 억제시킬 수 있고, 그것이 기점으로 되는 도금 박리를 억제할 수 있는 것을 알아냈다. 또한, 강판 폭 방향에 있어서의 미세화층 및 Fe-Al 합금층의 두께를 특정한 범위로 제어함으로써, 도금 밀착성뿐만 아니라 외관 균일성도 우수한 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있는 것을 알 수 있었다.

본 발명은, 이러한 지견에 기초하여 완성시킨 것이고, 그 양태는 이하와 같다.

(1) 모재 강판의 적어도 한쪽 측에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며,

상기 모재 강판은, 질량％로,

C: 0.040％ 내지 0.280％,

Si: 0.05％ 내지 2.00％,

Mn: 0.50％ 내지 3.50％,

P: 0.0001％ 내지 0.1000％,

S: 0.0001％ 내지 0.0100％,

Al: 0.001％ 내지 1.500％,

N: 0.0001％ 내지 0.0100％, 및

O: 0.0001％ 내지 0.0100％,

Ti: 0％ 내지 0.150％,

Nb: 0％ 내지 0.100％,

V: 0％ 내지 0.300％,

Cr: 0％ 내지 2.00％,

Ni: 0％ 내지 2.00％,

Cu: 0％ 내지 2.00％,

Mo: 0％ 내지 2.00％,

B: 0％ 내지 0.0100％,

W: 0％ 내지 2.00％, 및

Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM: 합계로 0％ 내지 0.0100％

를 포함하고,

잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 성분을 갖고,

상기 모재 강판의 전체 두께에 대하여, 상기 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서,

페라이트상이 체적분율로 0％ 이상 50％ 미만,

베이나이트 조직과 베이니틱 페라이트상과 프레시 마르텐사이트상과 템퍼링 마르텐사이트상 중 1종 이상으로 이루어지는 경질 조직의 합계가 체적분율로 50％ 이상,

잔류 오스테나이트상이 체적분율로 0％ 내지 8％,

펄라이트상과 조대 시멘타이트상의 합계가 체적분율로 0％ 내지 8％이고,

상기 용융 아연 도금층과 모재 강판의 계면으로부터 강판 두께 방향 깊이 20㎛까지의 표층부에 있어서,

잔류 오스테나이트가 체적분율로 0％ 내지 3％이고,

상기 표층부에 있어서의 상기 경질 조직의 체적분율 V1과, 강판 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 상기 경질 조직의 체적분율 V2의 비인 V1/V2을 0.10 이상 0.90 이하의 범위로 제한한 마이크로 조직을 갖고,

상기 용융 아연 도금층에 있어서의 Fe 함유량이 0％ 초과 3.0％ 이하이고, Al 함유량이 0％ 초과 1.0％ 이하이고,

상기 용융 아연 도금층과 상기 모재 강판의 계면에, 평균 두께가 0.1㎛ 내지 2.0㎛이고, 강판 폭 방향에 있어서의 최대 두께와 최소 두께의 차가 0.5㎛ 이내인 Fe-Al 합금층을 갖고,

상기 모재 강판 내에, 상기 Fe-Al 합금층에 직접 접하는 미세화층을 갖고, 상기 미세화층의 평균 두께가 0.1㎛ 내지 5.0㎛, 상기 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이 0.1㎛ 내지 3.0㎛이고, 상기 미세화층 중에 Si 및 Mn의 1종 또는 2종 이상의 산화물을 함유하고, 상기 산화물의 최대 직경이 0.01㎛ 내지 0.4㎛이고, 강판 폭 방향에 있어서의 상기 미세화층의 최대 두께와 최소 두께의 차가 2.0㎛ 이내인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.

(2) 상기 용융 아연 도금층의 편측당의 도금 부착량이 10g/㎡ 이상, 100g/㎡ 이하인 것을 특징으로 하는, (1)에 기재된 용융 아연 도금 강판.

(3) 상기 모재 강판이, 질량％로, 또한,

Ti: 0.001％ 내지 0.150％,

Nb: 0.001％ 내지 0.100％, 및

V: 0.001％ 내지 0.300％

로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, (1) 또는 (2)에 기재된 용융 아연 도금 강판.

(4) 상기 모재 강판이, 질량％로, 또한,

Cr: 0.01％ 내지 2.00％,

Ni: 0.01％ 내지 2.00％,

Cu: 0.01％ 내지 2.00％,

Mo: 0.01％ 내지 2.00％,

B: 0.0001％ 내지 0.0100％, 및

W: 0.01％ 내지 2.00％

로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 용융 아연 도금 강판.

(5) 상기 모재 강판이, 질량％로, 또한,

Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001％ 내지 0.0100％ 함유하는 것을 특징으로 하는, (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 용융 아연 도금 강판.

본 발명의 상기 양태에 의하면, 도금의 외관 균일성, 성형성, 내피로 특성, 용접성, 내식성 및 도금 밀착성이 우수한 용융 아연 도금 강판을 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 용융 아연 도금 강판의 단면 구조의 모식도의 일례를 도시하는 도면이다.

본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판은, 질량％로, C: 0.040％ 내지 0.280％, Si: 0.01％ 내지 2.00％, Mn: 0.50％ 내지 3.50％, P: 0.0001％ 내지 0.100％, S: 0.0001％ 내지 0.0100％, Al: 0.001％ 내지 1.500％, O: 0.0001％ 내지 0.0100％, N: 0.0001％ 내지 0.0100％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 성분을 갖는 모재 강판(이하, 단순히 강판이라고도 기재함)의 표면에 용융 아연 도금층(이하, 단순히 도금층이라고도 기재함)이 형성되어 이루어지는 것이다.

또한, 모재 강판의 판 두께는 0.6㎜ 이상, 5.0㎜ 미만인 것이 적절하다. 모재 강판의 판 두께가 0.6㎜ 미만이면, 모재 강판의 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란해져, 적당하지 않다. 또한, 모재 강판의 판 두께가 5.0㎜ 이상이면, 제조 과정에 있어서의 냉각의 제어가 곤란해져, 소정의 마이크로 조직이 얻어지지 않고 성형성이 떨어지는 경우가 있다.

도금층은, Fe 함유량이 0％ 초과 3.0％ 이하이고, Al 함유량이 0％ 초과 1.0％ 이하이다.

먼저, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판을 구성하는 모재 강판의 화학 성분(조성)에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서의 [％]는 특단의 설명이 있는 것을 제외하고 [질량％]를 의미하는 것이다.

〔C: 0.040％ 내지 0.280％〕

C는, 모재 강판의 강도를 높이기 위해 함유된다. 그러나, C의 함유량이 0.280％를 초과하면, 스폿 용접성이 떨어지기 때문에, C 함유량은 0.280％ 이하로 한다. 또한, 스폿 용접성의 관점에서, C의 함유량은 0.250％ 이하인 것이 바람직하고, 0.220％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, C의 함유량이 0.040％ 미만이면, 강도가 저하되어, 충분한 인장 최대 강도를 확보하는 것이 곤란해지기 때문에, C 함유량은 0.040％ 이상으로 한다. 또한, 강도를 보다 한층 높이기 위해서는, C의 함유량은 0.055％ 이상인 것이 바람직하고, 0.070％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

〔Si: 0.05％ 내지 2.00％〕

Si는, 모재 강판에 있어서의 철계 탄화물의 생성을 억제하여, 강도와 성형성을 높이는 원소이다. 그러나, Si는 강재를 취화시키는 원소이고, Si의 함유량이 2.00％를 초과하면, 주조된 슬래브가 균열되는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, Si의 함유량은 2.00％ 이하로 한다. 또한, Si는 어닐링 공정에 있어서 모재 강판의 표면에 산화물을 형성하여, 도금의 밀착성을 현저하게 손상시킨다. 이 관점에서, Si의 함유량은 1.500％ 이하인 것이 바람직하고, 1.200％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Si의 함유량이 0.05％ 미만이면, 용융 아연 도금 강판의 도금 공정에 있어서, 조대한 철계 탄화물이 다량으로 생성되어, 강도 및 성형성이 떨어지기 때문에, Si의 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. 또한, 철계 탄화물의 생성을 억제하는 관점에서, Si의 함유량은 0.10％ 이상인 것이 바람직하고, 0.25％ 이상이 보다 바람직하다.

〔Mn: 0.50％ 내지 3.50％〕

Mn은, 모재 강판의 ?칭성을 높임으로써 강도를 높이기 위해 함유된다. 그러나, Mn의 함유량이 3.50％를 초과하면, 모재 강판의 판 두께 중앙부에 조대한 Mn 농화부가 생겨, 취화가 일어나기 쉬워지고, 주조된 슬래브가 균열되는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 그 때문에, Mn의 함유량은 3.50％ 이하로 한다. 또한, Mn의 함유량이 증대되면 용융 아연 도금 강판의 스폿 용접성도 떨어진다. 이것으로부터, Mn의 함유량은 3.00％ 이하인 것이 바람직하고, 2.80％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Mn의 함유량이 0.50％ 미만이면, 어닐링 후의 냉각 중에 연질의 조직이 다량으로 형성되기 때문에, 충분히 높은 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, Mn의 함유량은 0.50％ 이상으로 할 필요가 있다. 용융 아연 도금 강판의 강도를 더 높이기 위해서는, Mn의 함유량은 0.80％ 이상인 것이 바람직하고, 1.00％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

〔P: 0.0001％ 내지 0.1000％〕

P은, 강재를 취화시키는 원소이고, 또한 P의 함유량이 0.1000％를 초과하면, 주조된 슬래브가 균열되거나, 압연 중에 슬래브가 균열되거나 하는 등의 트러블이 일어나기 쉬워지기 때문에, P의 함유량은 0.1000％ 이하로 한다. 또한, P은 스폿 용접에 의해 발생하는 용융부를 취화시키는 원소이고, 충분한 용접 조인트 강도를 얻기 위해서는, P의 함유량은 0.0400％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0200％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, P의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하는 점에서, P의 함유량은, 0.0001％를 하한값으로 하고, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

〔S: 0.0001％ 내지 0.0100％〕

S은, Mn과 결부되어 조대한 MnS을 형성하여, 연성, 구멍 확장성(신장 플랜지성) 및 굽힘성 등의 성형성을 저하시키는 원소이기 때문에, S의 함유량을 0.0100％ 이하로 한다. 또한 S은, 스폿 용접성을 떨어뜨리는 원소이기도 하다. 이 때문에, S의 함유량은 0.0060％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0035％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, S의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반한다. 이 때문에, S의 함유량은, 0.0001％를 하한값으로 하고, 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

〔Al: 0.001％ 내지 1.500％〕

Al은, 강재를 취화시키는 원소이다. Al의 함유량이 1.500％를 초과하면, 주조된 슬래브가 균열되는 등의 트러블이 일어나기 쉬워지기 때문에, Al의 함유량은 1.500％ 이하로 한다. 또한, Al의 함유량이 증가하면 스폿 용접성이 악화되기 때문에, Al의 함유량은 1.200％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 1.000％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, Al의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태의 효과는 발휘된다. 그런데, Al은 원료 중에 미량으로 존재하는 불순물이고, 그 함유량을 0.001％ 미만으로 하기 위해서는 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반한다. 이 때문에, Al 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. 또한 Al은 탈산재로서도 유효한 원소이지만, 탈산의 효과를, 더 충분히 얻는 데는, Al의 함유량은 0.010％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

〔N: 0.0001％ 내지 0.0100％〕

N는, 조대한 질화물을 형성하여, 연성, 구멍 확장성(신장 플랜지성) 및 굽힘성 등의 성형성을 떨어뜨리는 원소인 점에서, 그 함유량을 억제할 필요가 있다. N의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 성형성의 열화가 현저해지는 점에서, N 함유량의 상한을 0.0100％로 한다. 또한 N의 과잉의 함유는, 용접 시의 블로홀 발생의 원인으로 되는 점에서, 함유량은 적은 편이 좋다. 이들 관점에서, N 함유량은 0.0070％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0050％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, N의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태의 효과는 발휘되지만, N의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이것으로부터, N 함유량의 하한은 0.0001％ 이상으로 한다. N 함유량은 0.0003％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

〔O: 0.0001％ 내지 0.0100％〕

O는, 산화물을 형성하여, 용융 아연 도금 강판의 연성, 구멍 확장성(신장 플랜지성) 및 굽힘성 등의 성형성을 떨어뜨리는 점에서, O의 함유량을 억제할 필요가 있다. O의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 성형성의 열화가 현저해지는 점에서, O 함유량의 상한을 0.0100％로 했다. 또한 O의 함유량은 0.0050％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0030％ 이하인 것이 보다 바람직하다. O의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태의 효과는 발휘되지만, O의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하기 때문에, 0.0001％를 하한으로 한다. O 함유량은 0.0003％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

그 밖에, 본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 모재 강판에는, 필요에 따라 이하의 원소가 함유되어 있어도 된다.

먼저, 본 실시 형태에 관한 모재 강판에 있어서는, 또한, Ti: 0.001％ 내지 0.150％, Nb: 0.001％ 내지 0.100％, 및 V: 0.001％ 내지 0.300％로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

〔Ti: 0.001％ 내지 0.150％〕

Ti은, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화, 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 용융 아연 도금 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Ti의 함유량이 0.150％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 떨어지기 때문에, Ti의 함유량은 0.150％ 이하로 한다. 또한, 성형성의 관점에서, Ti의 함유량은 0.080％ 이하인 것이 바람직하다. 한편, Ti의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태의 효과는 발휘되지만, Ti에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ti의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 용융 아연 도금 강판의 가일층의 고강도화를 위해서는, Ti의 함유량은 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

〔Nb: 0.001％ 내지 0.100％〕

Nb은, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 용융 아연 도금 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Nb의 함유량이 0.100％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 용융 아연 도금 강판의 성형성이 떨어지기 때문에, Nb의 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 성형성의 관점에서, Nb의 함유량은 0.060％ 이하인 것이 바람직하다. 한편, Nb의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태의 효과는 발휘되지만, Nb에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Nb의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 용융 아연 도금 강판의 가일층의 고강도화를 위해서는, Nb의 함유량은 0.005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

〔V: 0.001％ 내지 0.300％〕

V은, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 용융 아연 도금 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, V의 함유량이 0.300％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 떨어진다. 이 때문에, V의 함유량은 0.300％ 이하로 한다. V의 함유량은 0.200％ 이하인 것이 바람직하다. 한편, V의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태의 효과는 발휘된다. V에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, V의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

또한, 본 실시 형태에 관한 모재 강판에 있어서는, Cr: 0.01％ 내지 2.00％, Ni: 0.01％ 내지 2.00％, Cu: 0.01％ 내지 2.00％, Mo: 0.01％ 내지 2.00％, B: 0.0001％ 내지 0.0100％, 및 W: 0.01％ 내지 2.00％로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다.

〔Cr: 0.01％ 내지 2.00％〕

Cr은, 고온에서의 상변태를 억제하여, 용융 아연 도금 강판의 고강도화에 유효한 원소이고, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 함유해도 된다. 그러나, Cr의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되는 점에서, Cr의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Cr의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태의 효과는 발휘되지만, Cr에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

〔Ni: 0.01％ 내지 2.00％〕

Ni은, 고온에서의 상변태를 억제하여, 용융 아연 도금 강판의 고강도화에 유효한 원소이고, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 함유해도 된다. 그러나, Ni의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상되는 점에서, Ni의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Ni의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태의 효과는 발휘되지만, Ni에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

〔Cu: 0.01％ 내지 2.00％〕

Cu는, 미세한 입자로서 강 중에 존재함으로써 용융 아연 도금 강판의 강도를 높이는 원소이고, C 또는 Mn의 일부 대신에 함유할 수 있다. 그러나, Cu의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상되는 점에서, Cu의 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Cu의 함유량은 1.20％ 이하인 것이 바람직하다. 한편, Cu의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태의 효과는 발휘되지만, Cu에 의한 용융 아연 도금 강판 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cu의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

〔Mo: 0.01％ 내지 2.00％〕

Mo는, 고온에서의 상변태를 억제하여, 용융 아연 도금 강판의 고강도화에 유효한 원소이고, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 함유해도 된다. 그러나, Mo의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되는 점에서, Mo의 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Mo의 함유량은 1.20％ 이하인 것이 바람직하다. 한편, Mo의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태의 효과는 발휘되지만, Mo에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mo의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.05％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

〔B: 0.0001％ 내지 0.0100％〕

B는, 고온에서의 상변태를 억제하여, 용융 아연 도금 강판의 고강도화에 유효한 원소이고, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 함유해도 된다. 그러나, B의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되는 점에서, B의 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. 생산성의 관점에서는, B의 함유량은 0.0050％ 이하인 것이 바람직하다. 한편, B의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태의 효과는 발휘되지만, B에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 가일층의 용융 아연 도금 강판의 고강도화를 위해서는, B의 함유량이 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

〔W: 0.01％ 내지 2.00％〕

W은, 고온에서의 상변태를 억제하여, 용융 아연 도금 강판의 고강도화에 유효한 원소이고, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 함유해도 된다. 그러나, W의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되는 점에서, W의 함유량은 2.00％ 이하로 한다. W의 함유량은 1.20％ 이하인 것이 바람직하다. 한편, W의 함유량의 하한은, 특별히 정하는 일 없이 본 실시 형태의 효과는 발휘되지만, W에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, W의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

또한 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판에 있어서의 모재 강판에는, 기타 원소로서, Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 합계로 0.0001％ 내지 0.0100％ 함유되어 있어도 된다. 이들 원소의 함유 이유는 다음과 같다. 또한, REM이란, Rare Earth Metal의 줄임말이고, 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리킨다. 본 발명의 실시 형태에 있어서, REM 및 Ce은 미슈 메탈에 의해 함유되는 경우가 많고, La 및 Ce 외의 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. 불순물로서, 이들 La 및 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 포함했다고 해도 본 실시 형태의 효과는 발휘된다. 또한, 금속 La 또는 Ce을 함유했다고 해도 본 실시 형태의 효과는 발휘된다.

Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM은, 용융 아연 도금 강판의 성형성의 개선에 유효한 원소이고, 1종 또는 2종 이상을 함유할 수 있다. 그러나, Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.0100％를 초과하면, 연성을 손상시킬 우려가 있기 때문에, 각 원소의 함유량의 합계는 0.0100％ 이하로 한다. 이들 각 원소의 함유량의 합계는 0.0070％ 이하인 것이 바람직하다. 한편, Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 함유량 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태의 효과는 발휘되지만, 용융 아연 도금 강판의 성형성을 개선하는 효과를 충분히 얻기 위해서는, 이들 각 원소의 함유량의 합계는 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. 성형성의 관점에서는, Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.0010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판에 있어서의 화학 성분에 있어서, 이상 설명한 각 원소의 잔부는, Fe 및 불순물이다. 또한, 전술한 Ti, Nb, V, Cr, Ni, Cu, Mo, B, W에 대해서는, 모두 각각의 상기 하한값 미만의 미량을 불순물로서 함유하고 있는 것은 허용된다. 또한, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM에 대해서도, 그 합계량의 하한값 미만의 극미량을 불순물로서 함유하고 있는 것은 허용된다.

본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 모재 강판의 조직을 규정한 이유는 이하와 같다.

(마이크로 조직)

본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 모재 강판의 마이크로 조직에 대하여 설명한다. 강재의 특성은 마이크로 조직에 따라 변화되지만, 마이크로 조직을 정량화하는 경우, 강재의 전체 영역에 걸쳐서 마이크로 조직을 정량화하여, 규정하는 것은 현실적이지 않다. 이 때문에, 본 발명에서는 강재의 대표적인 마이크로 조직을 나타내는, 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께에 있어서의 마이크로 조직을 정량화하여, 규정한다. 판 두께 중앙부는, 강한 응고 편석에 의해 마이크로 조직이 변화되기 때문에, 강판을 대표하는 마이크로 조직이라고는 할 수 없다. 강판의 표층에 가까운 부위는, 국소적인 온도 변화 또는 외기와의 반응에 의해 마이크로 조직이 변화되기 때문에, 강판을 대표하는 마이크로 조직이라고는 할 수 없다.

본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 모재 강판에 있어서의 마이크로 조직은, 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 페라이트상(이하, 페라이트라고 함)이 체적분율로 50％ 이하이고, 베이나이트 조직(이하, 베이나이트라고 함)과 베이니틱 페라이트상(이하, 베이니틱 페라이트라고 함)과 프레시 마르텐사이트상(이하, 프레시 마르텐사이트라고 함)과 템퍼링 마르텐사이트상(이하, 템퍼링 마르텐사이트라고 함) 중 1종 이상으로 이루어지는 경질 조직의 합계가 체적분율로 50％ 이상이고, 잔류 오스테나이트상(이하, 잔류 오스테나이트라고 함)가 체적분율로 0％ 내지 8％(0％를 포함함)이고, 펄라이트상(이하, 펄라이트라고 함)과 조대 시멘타이트상(이하, 시멘타이트라고 함)의 합계가 체적분율로 0％ 내지 8％(0％를 포함함)인 것이다.

「페라이트」

페라이트는 우수한 연성을 갖는 조직이다. 그러나, 페라이트는 연질인 점에서 저강도이기 때문에, 페라이트의 체적분율을 50％ 이상으로 하면 충분한 신장 플랜지 성형성의 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 없다. 이 때문에, 페라이트의 체적분율은 50％ 미만으로 한다. 신장 플랜지성을 높이기 위해, 페라이트의 체적분율은 45％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 40％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 페라이트의 체적분율의 하한은 특별히 정하지 않고 본 실시 형태의 효과는 발휘되어, 체적분율이 0％여도 상관없다. 또한, 연성을 높이기 위해서는, 페라이트 분율은 5％ 이상인 것이 바람직하고, 10％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「잔류 오스테나이트」

잔류 오스테나이트는 용융 아연 도금 강판의 강도-연성 밸런스를 높이는 조직이다. 한편, 잔류 오스테나이트는 변형에 수반하여 경질의 마르텐사이트로 변태되어, 파괴의 기점으로서 작용하기 때문에, 신장 플랜지성이 떨어지는 점에서, 잔류 오스테나이트의 체적분율의 상한을 8％로 한다. 용융 아연 도금 강판의 성형성의 관점에서, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 작은 것이 바람직하고, 5％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0％ 내지 3％(0％를 포함함)로 하는 것이 더욱 바람직하다. 용융 아연 도금 강판의 잔류 오스테나이트의 체적분율은 작을수록 바람직하고, 0％여도 상관없다.

「경질 조직」

용융 아연 도금 강판의 인장 최대 강도와 신장 플랜지성을 높이기 위해, 베이나이트와 베이니틱 페라이트와 프레시 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트 중 1종 이상으로 이루어지는 경질 조직의 체적분율을 50％ 이상으로 할 필요가 있다. 강판의 신장 플랜지성을 높이기 위해, 경질 조직의 체적분율은 58％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 65％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 경질 조직의 체적분율의 상한은 특별히 정하지 않고 본 실시 형태의 효과는 발휘되어, 체적분율이 100％여도 상관없다. 항복 응력을 내려, 형상 동결성을 높이기 위해서는, 경질 조직의 체적분율은 93％ 이하인 것이 바람직하고, 85％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

「베이니틱 페라이트 및 베이나이트」

베이니틱 페라이트 및 베이나이트는, 용융 아연 도금 강판의 강도와 성형성의 밸런스가 우수한 조직이고, 베이니틱 페라이트와 베이나이트의 체적분율이 합계로 100％여도 상관없다. 또한, 베이니틱 페라이트 및 베이나이트는, 연질의 페라이트와 경질의 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 중간의 강도를 갖는 마이크로 조직이고, 신장 플랜지성의 관점에서 5％ 이상 포함되는 것이 보다 바람직하고, 10％ 이상 포함되는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 베이니틱 페라이트 및/또는 베이나이트의 체적분율이 90％를 초과하면, 항복 응력이 과도하게 높아져, 형상 동결성이 떨어질 것이 염려되기 때문에 바람직하지 않다.

「템퍼링 마르텐사이트」

템퍼링 마르텐사이트는, 용융 아연 도금 강판의 인장 강도의 관점에서, 그 체적분율은 5％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 템퍼링 마르텐사이트는, 인장 강도를 크게 향상시키는 조직이고, 체적분율이 100％여도 상관없다. 한편, 강판 조직에 포함되는 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 90％를 초과하면, 항복 응력이 과도하게 높아져, 형상 동결성이 떨어질 것이 우려되기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은 90％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

「프레시 마르텐사이트」

프레시 마르텐사이트는, 용융 아연 도금 강판의 인장 강도를 크게 향상시키지만, 한편으로 파괴의 기점으로 되어 신장 플랜지성을 떨어뜨리기 때문에, 강판 조직에 체적분율로 30％ 이하 포함되어 있는 것이 바람직하다. 특히 구멍 확장성을 높이기 위해서는 프레시 마르텐사이트의 체적분율을 20％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 10％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

「그 밖의 마이크로 조직」

본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 강판 조직에는, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트 등 상기 이외의 조직이 포함되어 있어도 된다. 그러나, 용융 아연 도금 강판의 강판 조직 중에 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트가 많아지면, 연성이 떨어진다. 이것으로부터, 강판 조직에 포함되는 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트의 체적분율은, 합계로 8％ 이하로 한다. 또한, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트의 체적분율은 합계로 5％ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 강판 조직은, 도금층과 모재 강판(지철)의 계면을 기점으로 하는 강판 두께 방향 깊이 20㎛까지의 표층부에 있어서, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 0％ 내지 3％(0％를 포함함)로 제한됨과 함께, 상기 표층부에 있어서의 상기 경질 조직의 체적분율 「V1」이, 강판 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 상기 경질 조직의 체적분율 「V2」의 0.10배 이상 0.90배 이하의 범위에 있다.

「도금층과 지철의 계면의 근방에 있어서의 잔류 오스테나이트」

용융 아연 도금 강판의 도금층과 모재 강판의 계면 근방에 있는 잔류 오스테나이트는, 변형에 수반하여 경질의 마르텐사이트로 변태되고, 용융 아연 도금 강판의 표면 근방에 큰 변형이 가해지는 굽힘 변형 시에 파괴의 기점으로서 작용하는 점에서, 굽힘성 및 내피로 특성의 열화에 기여하는 조직이다. 이 관점에서, 도금층과 모재 강판의 계면을 기점으로 하는 강판 두께 방향 깊이 20㎛까지의 표층부에 있어서는, 잔류 오스테나이트의 체적분율을 0％ 내지 3％(0％를 포함함)로 제한할 필요가 있다. 또한, 당해 표층부에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적분율은 낮을수록 바람직하고, 0％여도 상관없다.

「도금층과 지철의 계면의 근방에 있어서의 경질 조직」

용융 아연 도금 강판의 도금층과 모재 강판(지철)의 계면 근방에 있는 경질 조직은, 용융 아연 도금 강판의 표층부에 있어서의 강도를 높여, 피로 한도 강도를 크게 향상시켜, 내피로 특성의 개선에 기여하는 조직이다. 이 관점에서, 도금층과 지철의 계면을 기점으로 하는 강판 두께 방향 깊이 20㎛까지의 표층부에 있어서의 경질 조직의 체적분율을 「V1」, 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 합계 체적분율을 「V2」라고 한 경우, 이들의 비인 V1/V2을 0.10 이상으로 하여, 용융 아연 도금 강판의 표층부에 있어서의 강도를 충분히 높일 필요가 있다. 또한, 내피로 특성을 충분히 향상시키기 위해서는, V1/V2은 0.20 이상인 것이 바람직하고, 0.30 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.40 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, 도금층과 지철의 계면을 기점으로 하는 강판 두께 방향 깊이 20㎛까지의 표층부에 있어서의 경질 조직의 분율을 어느 정도 억제하여, 용융 아연 도금 강판 표면 근방의 강도를 낮춰 국소적인 연성을 향상시킴으로써, 굽힘성을 개선시키는 것도 가능하다. 이 관점에서, 양호한 굽힘성을 얻기 위해, V1/V2은 0.90 이하로 하고, 0.85 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.80 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 도금층과 지철의 계면을 기점으로 하는 강판 두께 방향 깊이 20㎛까지의 표층부에 있어서, 철의 BCC 결정립계 및/또는 결정립 내에 Si 및/또는 Mn을 포함하는 미세한 산화물을 가져도 상관없다. 표층부인 강판 내부에 미세한 산화물을 선행하여 생성시킴으로써, 도금층의 박리의 기점으로 되는 강판 표면, 즉 도금층과 모재 강판의 계면에 있어서의 Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물의 발생을 억제할 수 있다.

본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 모재 강판에 포함되는 각 조직의 체적분율은, 예를 들어 이하에 나타내는 방법에 의해 측정할 수 있다.

본 발명의 용융 아연 도금 강판의 강판 조직에 포함되는 페라이트, 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 펄라이트 및 조대 시멘타이트의 체적분율은, 이하의 방법에 의해 측정할 수 있다. 먼저, 강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마, 나이탈 에칭한다. 그리고, 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위, 또는 도금층과 모재 강판(지철)의 계면을 기점으로 하는 강판 두께 방향 깊이 20㎛까지의 표층부를 각각 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰하여 면적 분율을 측정하고, 그것을 갖고 체적분율이라고 간주할 수 있다. 단, 나이탈 에칭에 의해 도금층이 제거된 경우는, 시료의 표면을 갖고 도금층과 지철의 계면이라고 간주해도 상관없다.

본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판의 강판 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적분율은, FE-SEM을 사용하여, EBSD(Electron Bach-Scattering Diffraction)법에 의한 고분해능 결정 방위 해석을 행하여, 평가한다. 먼저, 압연 방향에 평행인 판 두께 단면을 경면으로 마무리하고, 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위, 또는 도금층과 지철의 계면을 기점으로 하는 강판 두께 방향 깊이 20㎛까지의 표층부의 각각에 있어서, 측정 스텝을 0.15㎛ 이하로 하고, 합계로 10000㎛² 이상의 영역에 있어서 결정 방위를 측정한다. 그리고, 각 측정점이 BCC(체심 입방 구조)의 철 혹은 FCC(면심 입방 구조)의 철의 어느 것인지를 판정하고, FCC철이라고 판정되는 점을 잔류 오스테나이트라고 하고, 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 측정하고, 그것을 갖고 체적분율이라고 할 수 있다. 또한, 충분히 넓은 영역을 측정하면 면적 분율은 체적분율과 등가로 되기 때문에, 전술한 경우는 합계로 10000㎛² 이상의 영역에 있어서 결정 방위를 측정함으로써 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 체적분율이라고 할 수 있다.

도 1에 도시한 바와 같이, 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판은, 용융 아연 도금층(10)과 모재 강판(20)의 계면에 Fe-Al 합금층(30)을 갖고, 모재 강판(20) 내에 이하에 나타내는 미세화층(40) 및 탈탄층(50)을 갖는다.

미세화층 및 탈탄층은 후술하는 바와 같이 어닐링 공정에 있어서 특정한 온도 영역에서 특정한 분위기로 제어한 조건에서 탈탄 반응이 진행됨으로써 생성되는 층이다. 이 때문에, 미세화층 및 탈탄층 내의 구성상은 산화물 및 개재물 입자를 제외하고는, 실질적으로 페라이트상(60)이 주체의 조직이다. 구체적으로는, 페라이트상의 체적분율이 70％ 이상이고, 잔부 조직을 오스테나이트상, 베이나이트, 마르텐사이트상, 펄라이트 중 1종 또는 2종 이상이 차지하는 혼합 조직으로 되어 있는 층을 가리킨다.

미세화층의 정의는, 모재 강판의 최표층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이, 탈탄층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경의 1/2 이하인 경우에, 미세화층이 존재한다고 정의한다. 미세화층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이, 탈탄층에 있어서의 페라이트상의 평균 입경의 1/2 초과로 되는 경계를, 미세화층과 탈탄층의 경계라고 정의한다.

미세화층은, 상기 Fe-Al 합금층에 직접 접한다. 미세화층의 평균 두께는 0.1㎛ 내지 5.0㎛이고, 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경은 0.1 내지 3.0㎛이고, 미세화층 중에, Si 및 Mn의 1종 또는 2종 이상의 산화물을 함유하고, 그 산화물의 최대 직경은 0.01㎛ 내지 0.4㎛이다.

미세화층의 평균 두께는 0.1㎛ 내지 5.0㎛이다. 미세화층의 평균 두께가 0.1㎛ 미만이면 크랙의 발생 및 신전의 억제 효과가 얻어지지 않아 도금 밀착성의 개선 효과를 얻지 못한다. 5.0㎛ 초과이면, 도금층의 합금화가 진행되어, 도금층 중의 Fe 함유량이 커져, 도금 밀착성이 저하된다. 여기서 도금층의 합금화란 Fe 원자가 도금층 중에 확산되어, Zn-Fe 합금이 생성되는 것을 가리킨다. 바람직한 미세화층의 평균 두께는 0.2㎛ 내지 4.0㎛이고, 더욱 바람직하게는 0.3㎛ 내지 3.0㎛이다.

강판 폭 방향에 있어서의 상기 미세화층의 최대 두께와 최소 두께의 차가 2.0㎛ 이내인 것이 바람직하다. 여기서 강판 폭 방향에 있어서의 상기 미세화층의 최대 두께와 최소 두께란, 양 에지로부터 50㎜의 위치와 그 사이를 7등분한 총 8개소의 미세화층의 두께를 각각 측정하고, 그 중의 최대 두께와 최소 두께를 나타낸다. 미세화층의 두께가 두꺼울수록 도금층의 합금화가 진행되기 쉽기 때문에, 강판 폭 방향에 있어서의 미세화층의 두께의 차가 크면, 그것이 합금화 불균일로 되어, 도금 밀착성 및 도금 외관의 균일성에 악영향을 끼치는 경우가 있다. 도금 밀착성 및 도금 외관의 균일성의 관점에서는 강판 폭 방향에 있어서의 상기 미세화층의 최대 두께와 최소 두께의 차가 1.5㎛ 이하인 것이 바람직하고, 1.0㎛ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경은 0.1㎛ 내지 3.0㎛이다. 페라이트상의 평균 입경이 0.1㎛ 미만이면 크랙의 발생 및 신전의 억제 효과가 얻어지지 않아 도금 밀착성의 개선 효과를 얻지 못한다. 페라이트상의 평균 입경이 3.0㎛ 초과이면 도금 밀착성의 개선 효과를 얻지 못한다. 바람직한 페라이트상의 평균 입경은 0.1㎛ 내지 2.0㎛이다.

미세화층 중에 함유하는 Si 및 Mn의 1종 또는 2종 이상의 산화물로서는, 예를 들어 SiO₂, Mn₂SiO₄, MnSiO₃, Fe₂SiO₄, FeSiO₃, MnO 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 들 수 있다.

미세화층 중에 함유하는 Si 및 Mn의 1종 또는 2종 이상의 산화물의 최대 직경은 0.01㎛ 내지 0.4㎛이다. 이 산화물은, 후술하는 바와 같이, 어닐링 시에 특정한 온도 영역에서 모재 강판 내부에 형성되는 것이고, 이 산화물 입자에 의해 모재 강판 표층의 페라이트상 결정의 성장이 억제되어, 미세화층이 형성된다. 산화물의 최대 직경이 0.01㎛ 미만이면 미세화층의 형성을 충분히 할 수 없어, 도금 밀착성이 저하된다. 산화물의 최대 직경이 0.4㎛ 초과이면 페라이트상이 조대화되어, 미세화층의 형성이 불충분함과 함께, 그 산화물 자체가 도금 박리의 기점으로 되기 때문에 도금 밀착성이 저하된다. 산화물의 최대 직경의 바람직한 범위는 0.05㎛ 내지 0.2㎛이다.

미세화층의 평균 두께 및 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경은, 이하에 나타내는 방법에 의해 측정한다. 용융 아연 도금 강판으로부터, 모재 강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취한다. 시료의 관찰면을 CP(Cross section polisher) 장치에 의해 가공하고, FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscopy)에 의한 반사 전자상을 5000배로 관찰하여, 측정한다.

미세화층 중에 함유하는 Si 및 Mn의 1종 또는 2종 이상의 산화물의 최대 직경은, 이하에 나타내는 방법에 의해 측정한다. 용융 아연 도금 강판으로부터, 모재 강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취한다. 시료의 관찰면을 FIB(Focused Ion Beam) 가공하여 박막 시료를 제작한다. 그 후, 박막 시료를 FE-TEM(Field Emission Transmission Electron Microscopy)을 사용하여 30000배로 관찰한다. 각 박막 시료에 대하여 5시야 관찰하고, 전체 시야에서 계측된 산화물의 직경의 최댓값을, 당해 박막 시료에 있어서의 산화물의 최대 직경으로 한다.

(Fe-Al 합금층)

본 발명의 실시 형태에 있어서는, 도금층과 강판의 계면에는 Fe-Al 합금층이 형성되어 있다. Fe-Al 합금층의 형성에 의해, 도금층이 합금화되는 것을 억제하여, 도금 밀착성 저하를 억제할 수 있다. 또한, 합금화 불균일에 의한 외관 불균일의 발생도 억제할 수 있다. 합금화 불균일에 의한 외관 불균일은, 용융 아연 도금 처리 후에 합금화 처리를 실시한 합금화 용융 아연 도금 강판보다도, 합금화 처리를 하지 않는 용융 아연 도금 강판의 쪽이 발생하기 쉽다. Fe-Al 합금층의 두께는 0.1㎛ 내지 2.0㎛로 한다. 0.1㎛ 미만이면 도금 밀착성 및 외관이 저하되는 경우가 있고, 2.0㎛ 초과이면 도금 밀착성 및 용접성이 저하되는 경우가 있다. 바람직하게는 0.1㎛ 내지 1.0㎛이다.

강판 폭 방향에 있어서의 상기 Fe-Al 합금층의 최대 두께와 최소 두께의 차는 0.5㎛ 이내로 한다. 여기서 강판 폭 방향에 있어서의 상기 Fe-Al 합금층의 최대 두께와 최소 두께란 양 에지로부터 50㎜의 위치와 그 사이를 7등분한 총 8개소의 Fe-Al 합금층의 두께를 각각 측정하고, 그 중의 최대 두께와 최소 두께를 나타낸다. Fe-Al 합금층의 두께가 얇을수록 도금층의 합금화(Zn-Fe 합금 생성)가 진행되기 쉽기 때문에, 강판 폭 방향에 있어서의 Fe-Al 합금층의 두께의 차가 크면, 그것이 합금화 불균일로 되어, 도금 밀착성 및 도금 외관의 균일성에 악영향을 끼치는 경우가 있다. 도금 밀착성 및 도금 외관의 균일성의 관점에서는, 강판 폭 방향에 있어서의 상기 Fe-Al 합금층의 최대 두께와 최소 두께의 차가 0.4㎛ 이하인 것이 바람직하고, 0.3㎛ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

(도금층)

본 발명의 실시 형태에 있어서는, 용융 아연 도금층은, Fe 함유량이 0％ 초과 3.0％ 이하이고, Al 함유량이 0％ 초과 1.0％ 이하이다. 또한, 용융 아연 도금층은 Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, REM의 1종 또는 2종 이상을 함유, 혹은 혼입되는 것이어도 된다. 이와 같이, 용융 아연 도금층이, 상기한 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유, 혹은 혼입되는 것이라도, 본 발명의 효과는 손상되지 않고, 그 함유량에 따라서는 내식성 및 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다.

또한, 본 실시 형태에 있어서는, 용융 아연 도금층은 ζ상(FeZn₁₃)으로 이루어지는 주상정을 포함해도 되지만, 도금층과 모재 강판의 전계면의 ζ상의 피복 비율은 20％ 미만인 것이 도금 밀착성의 관점에서 바람직하다.

또한, 모재 강판의 편측에 있어서의 용융 아연 도금층의 부착량은 10g/㎡ 이상, 100g/㎡ 이하인 것이 바람직하다.

〔용융 아연 도금층에 있어서의 Fe 함유량: 0％ 초과 3.0％ 이하〕

용융 아연 도금층에 있어서의 Fe 함유량은 0％ 초과 3.0％ 이하이다. Fe 함유량 0％는 실질적으로 제조 곤란하다. Fe 함유량이 3.0％를 초과하면 도금 밀착성이 저하된다. Fe 함유량이 0.3％ 미만이면, 도금 밀착성이 저하되는 경우가 있기 때문에, 도금 밀착성 확보의 관점에서 Fe 함유량의 바람직한 범위는 0.3％ 내지 2.5％이고, 더욱 바람직하게는 0.5％ 내지 2.0％이다.

〔용융 아연 도금층에 있어서의 Al 함유량: 0％ 초과 1.0％ 이하〕

용융 아연 도금층에 있어서의 Al 함유량은 0％ 초과 1.0％ 이하이다. 도금욕 중에 Al을 포함하지 않는 경우, 혹은 극단적으로 함유량이 적은 경우는 도금층의 합금화가 진행되어, 도금 밀착성이 저하되기 때문에, 도금층 중의 Al 함유량은 0.1％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Al 함유량이 1.0％를 초과하면 도금 밀착성이 저하된다. 도금 밀착성 확보의 관점에서 Al 함유량의 바람직한 범위는 0.1％ 내지 0.8％이고, 더욱 바람직하게는 0.2％ 내지 0.5％이다.

〔용융 아연 도금의 부착량: 10g/㎡ 내지 100g/㎡〕

용융 아연 도금층의 모재 강판 편측으로의 부착량이 적으면 충분한 내식성을 얻지 못할 우려가 있다. 이것으로부터, 도금층의 모재 강판 편측으로의 부착량은 10g/㎡ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 내식성의 관점에서, 부착량은 20g/㎡ 이상이 보다 바람직하고, 30g/㎡ 이상이 더욱 바람직하다. 한편, 도금층의 부착량이 많으면, 스폿 용접을 행한 때의 전극 손모가 심해져, 연속해서 용접을 행한 때에 용융 너깃 직경의 감소 및 용접 조인트 강도의 열화가 일어날 우려가 있다. 이 때문에, 도금층의 부착량을 100g/㎡ 이하로 하는 것이 바람직하다. 연속 용접성의 관점에서, 부착량은 93g/㎡ 이하인 것이 보다 바람직하고, 85g/㎡ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

(용융 아연 도금 강판의 제조 방법)

이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세하게 설명한다.

본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 상기 화학 성분을 갖는 슬래브를, 1080℃ 이상으로 가열하고, 압연 완료 온도를 850℃ 내지 980℃의 범위 내로 하는 열간 압연을 실시하여 열연 강판이라고 하고, 그 후 코일로서 권취하는 공정이고, 열간 압연 후로부터 300℃까지의 냉각 과정에 있어서의 열연 강판의 온도를 후술하는 식(1)을 만족시키도록 제어하는 열연 공정과, 열연 공정에 이어서 산세한 후, 합계의 압하율을 85％ 이하로 하는 냉간 압연을 행하는 냉연 공정과, 냉연 공정 후의 강판을, 600℃ 내지 750℃ 사이의 평균 가열 속도를 1.0℃/s 이상, 최고 가열 온도를 (Ac3－60)℃ 이상 또한 750℃ 이상의 온도 영역 내로 하여 가열하고, 이어서, 720℃ 내지 650℃ 사이의 평균 냉각 속도를 2.5℃/초 이상, 650℃ 내지 500℃ 사이의 평균 냉각 속도를 5.0℃/초 이상으로 하여 냉각하는 어닐링 공정과, 어닐링 공정 후, 도금욕 온도를 440℃ 내지 470℃, 도금욕 진입 시의 강판 온도를 430℃ 내지 480℃, 도금욕 중에 있어서의 유효 Al양을 0.180 내지 0.250질량％로 하는 도금 조건에서 강판을 도금욕에 침지함으로써, 강판 표면에 용융 아연 도금을 실시하여 도금층을 형성하는 도금 공정과, 도금 공정 후에, 강판을 100℃ 이하까지 냉각한 후에 직경 50㎜ 내지 800㎜의 롤을 사용하여 합계 2회 이상의 굽힘-굽힘 복귀 변형을 행하는 가공 공정을 구비한다.

이하, 각 제조 공정에 대하여 상세하게 설명한다.

본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해서는, 먼저 모재 강판을 제조한다.

모재 강판은, 특성에 따른 합금 원소를 함유한 슬래브를 주조하여, 열간 압연을 실시하고, 냉간 압연을 실시함으로써 제조된다.

이하, 각 제조 공정에 대하여 상세하게 설명한다.

「주조 공정」

먼저, 열간 압연에 제공하는 슬래브를 주조한다. 슬래브의 화학 성분(조성)은 상술한 성분인 것이 바람직하다. 열간 압연에 제공하는 슬래브는, 연속 주조 슬래브나 박슬래브 캐스터 등으로 제조한 것을 사용할 수 있다.

「열연 공정」

열연 공정에 있어서는, 주조에 기인하는 결정 방위의 이방성을 억제하기 위해, 슬래브의 가열 온도를 1080℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 슬래브의 가열 온도는, 보다 바람직하게는 1150℃ 이상으로 한다. 한편, 슬래브의 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않는다. 1300℃를 초과하여 슬래브를 가열하기 위해서는, 다량의 에너지를 투입할 필요가 있어, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이것으로부터, 슬래브의 가열 온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

슬래브를 가열한 후, 열간 압연을 행한다. 열간 압연의 완료 온도(압연 완료 온도)가 850℃ 미만이면, 압연 반력이 높아져, 지정의 판 두께를 안정적으로 얻는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도는 850℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 870℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 열간 압연의 완료 온도를 980℃ 초과로 하기 위해서는, 슬래브의 가열 종료로부터 열간 압연의 완료까지의 공정에 있어서 강판을 가열하는 장치가 필요해져, 높은 비용이 필요해진다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도를 980℃ 이하로 하고, 950℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

이어서, 열간 압연한 후의 열연 강판을 코일로서 권취한다. 또한, 열간 압연으로부터 권취까지의 냉각 과정에 있어서의 평균 냉각 속도는, 10℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이것은, 더 저온에서 변태를 진행시킴으로써, 열연 강판의 입경을 미세하게 하고, 냉연 및 어닐링 후의 모재 강판의 유효 결정 입경을 미세하게 하기 위해서이다.

열연 강판의 권취 온도는 450℃ 이상 650℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이것은, 열연 강판의 마이크로 조직에 펄라이트 및/또는 긴 직경이 1㎛ 이상인 조대 시멘타이트를 분산하여 생성시켜, 냉간 압연에 의해 도입되는 변형을 국재화시키기 위해서이다. 이에 의해, 어닐링 공정에 있어서 다양한 결정 방위의 오스테나이트로 역변태시킴으로써, 어닐링 후의 모재 강판의 유효 결정립을 미세화할 수 있다. 권취 온도가 450℃ 미만이면, 펄라이트 및/또는 조대 시멘타이트가 생성되지 않는 경우가 있어, 바람직하지 않다. 한편, 권취 온도가 650℃를 초과하면, 펄라이트와 페라이트가 각각 압연 방향으로 긴 띠형으로 생성된다. 이에 의해, 페라이트 부분으로부터 냉간 압연 및 어닐링 후에 생성되는 모재 강판의 유효 결정립이 압연 방향으로 신장한 조대한 것으로 되는 경향이 있어, 바람직하지 않다.

또한, 열연 강판을 권취한 후, 스케일층의 아래에 내부 산화층이 불균일하게(에지부보다 중앙부의 쪽이 두껍게) 형성되는 경우가 있다. 권취 온도가 650℃를 초과하면 그것이 현저해진다. 이 내부 산화층이 후술하는 후속 공정(산세, 냉연)에서도 제거되지 않는 경우에는, 미세화층 및 Fe-Al 합금층의 불균일한 형성으로 연결되어, 도금 밀착성 및 외관의 균일성에 악영향을 끼칠 가능성이 있다. 따라서, 도금 밀착성 및 외관의 균일성의 관점에서도 권취 온도는 650℃ 이하로 낮추는 것이 바람직하다.

여기서, 어닐링 후의 모재 강판의 표면에 있어서, 경질 조직을 소정의 체적분율로 제어하기 위해, 열간 압연 공정에 있어서, 모재 강판 표면으로부터 적절하게 탈탄시킬 필요가 있다. 모재 강판으로부터의 탈탄 거동은, 분위기 제어에 의해 제어해도 상관없지만, 대규모의 설비가 필요해져, 비용면에서의 부하가 크다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는, 마무리 압연 완료(열간 압연 완료)로부터 300℃에 이르기까지의 구간에 있어서, 냉각 속도를 제어하여 강판 온도를 제어함으로써, 탈탄 거동을 제어한다.

모재 강판의 온도 제어는, 마무리 압연 완료로부터 300℃에 이르기까지의 구간 중, 모재 강판 표면에 있어서 철의 BCC상이 안정적으로 되는 온도 Ae3*℃ 이하로 되는 범위에 있어서 행한다. 이것은, 철의 BCC상으로부터의 탈탄이, 고온에 있어서의 안정상인 FCC상으로부터의 탈탄에 비해 빠르게 진행되기 때문이다. 또한 본 실시 형태에 있어서는, 모재 강판 온도가 300℃보다도 낮은 온도 범위에서는, 산소의 확산 속도가 충분히 느려, 탈탄의 진행 속도에 대해서도 탈탄 거동에 영향을 끼치지 않는다고 간주할 수 있기 때문에, 열연 공정에 있어서의 모재 강판의 온도 제어의 온도 범위는 300℃에 이르기까지의 구간으로 한다.

또한, Ae3*[℃]는 다음 식을 사용하여 구할 수 있다.

Ae3*[℃]＝885＋31.7Si－29.3Mn＋123.2Al－18.2Cr－40.0Ni－21.0Cu＋12.6Mo

상기한 식에 있어서, C, Si, Mn, Al, Cr, Ni, Cu, Mo는 각각의 원소의 함유량[질량％]이다.

또한, 강판의 탈탄 거동은 마무리 압연 완료로부터 코일에 권취할 때까지의 제1 기와, 코일에 권취하고 나서 실온에 이르기까지의 제2 기로 나누어 제어한다. 이것은, 제1 기에는 대기 하에서 탈탄이 진행되는 것에 비해, 제2 기에는, 권취하여 코일로 함으로써 강판끼리가 밀착되고, 외기의 침입이 거의 없는 조건에서 탈탄이 진행되기 때문에, 양자에서 탈탄의 진행 속도가 크게 다르기 때문이다.

구체적으로는, 강판 표층부를 적절하게 탈탄시키기 위해, 마무리 압연 완료로부터 300℃에 이르기까지의 냉각 과정에 있어서, 강판 온도를 하기 식(1)을 만족시키는 범위로 제어한다. 식(1)은 탈탄 거동의 진행 정도와 관계되는 식이고, 식(1)의 값이 클수록 탈탄이 진행되는 것을 나타낸다.

또한, 식(1)에 있어서의 각 항에 대하여, t[초]는 마무리 압연 완료로부터의 경과 시간이고, t1[초]은 마무리 압연 완료로부터 Ae3* 온도에 이르기까지의 경과 시간이고, t2[초]는 마무리 압연 완료로부터 코일에 권취할 때까지의 경과 시간이고, t3[초]은 마무리 압연 완료로부터 강판 온도가 300℃에 이르기까지의 경과 시간이다. 또한, T(t)[℃]는 강판 온도이고, W_Si[질량％] 및 W_Mn[질량％]은 각각 강판 전체에 있어서의 Si, Mn의 각 원소의 평균 함유량이다. 또한, α, β, γ, δ의 각 항은 상수항이고, 각각 8.35×10⁸, 2.20×10⁴, 1.73×10¹⁰, 2.64×10⁴이다.

상기 식(1)에 있어서, 괄호 내의 제1 적분항은 제1 기의 냉각 중에 있어서의 탈탄의 진행 정도와 관계되는 항이고, 제2 적분항은 제2 기의 냉각 중에 있어서의 탈탄의 진행 정도와 관계되는 항이다. 어느 항에 있어서도, 탈탄은 모재 강판 온도가 높고, 또한 정류 시간이 길수록 진행된다. 특히 제2 기에 있어서는, 탈탄을 진행시키는 원소인 산소가 분위기 중에 거의 존재하지 않고, 표층의 스케일층으로부터 강 중의 Si 및 Mn에 의해 가까이 끌어당겨지는 산소에 의해 탈탄이 진행되기 때문에, 제2 적분항에는 Si 및 Mn의 함유량에 의한 영향이 포함되고, 강 중의 Si 및 Mn양이 많을수록 식(1)의 값은 커져, 탈탄이 진행되는 것을 나타낸다.

마무리 압연 완료 후의 냉각 과정에 있어서, 상기 식(1)의 값이 0.8 미만으로 되면, 모재 강판 표층부는 거의 탈탄되지 않고, 표층부의 경질 조직의 체적률 V1과, 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 경질 조직의 체적률 V2의 비인 V1/V2이 0.90을 초과하여, 굽힘성이 떨어지기 때문에, 상기 식(1)의 값이 0.8 이상으로 되도록 냉각을 행한다. 이 관점에서, 상기 식(1)의 값이 1.0 이상으로 되도록 냉각을 행하는 것이 바람직하고, 1.3 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 상기 식(1)의 값이 20.0을 초과하면, 강판 표층부가 과도하게 탈탄되어, V1/V2이 0.30 미만으로 되어, 강판의 내피로 특성이 현저하게 떨어지기 때문에, 상기 식(1)의 값이 20.0 이하로 되도록 냉각을 행한다. 이 관점에서, 상기 식(1)의 값이 15.0 이하로 되도록 냉각을 행하는 것이 바람직하고, 10.0 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

이어서, 이와 같이 하여 제조한 열연 강판의 산세를 행한다. 산세는, 열연 강판의 표면의 산화물을 제거하는 것인 점에서, 모재 강판의 도금성 향상을 위해 중요하다. 산세는, 1회여도 되고, 복수회로 나누어 행해도 된다. 스케일층의 아래에 생성하는 내부 산화층은, 산세를 강화하여, 가능한 한 제거한 쪽이 미세화층 및 Fe-Al 합금층의 균일한 형성, 그것에 의한 균일 외관의 확보의 관점에서도 바람직하다. 내부 산화층을 제거할 수 있으면, 산세 조건은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어, 산세 효율과 경제성의 관점에서는 염산의 사용이 바람직하다. 내부 산화층을 제거하는 조건으로서는, 예를 들어 염산의 농도는, 염화수소로서 5질량％ 이상, 산세 온도는 80℃ 이상, 산세 시간은 30초 이상을 권장 조건으로서 들 수 있다.

「냉연 공정」

이어서, 산세 후의 열연 강판에 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 얻는다.

냉간 압연에서는, 압하율의 합계가 85％를 초과하면, 강판의 연성이 상실되고, 냉간 압연 중에 강판이 파단될 위험성이 높아진다. 이 때문에, 압하율의 합계를 85％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 관점에서, 압하율의 합계는 75％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 70％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 냉간 압연 공정에 있어서의 압하율의 합계의 하한은 특별히 정하지 않는다. 압하율의 합계가 0.05％ 미만이면, 모재 강판의 형상이 불균질로 되어, 도금이 균일하게 부착되지 않아, 외관이 손상된다. 이 때문에, 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 냉간 압연은 복수의 패스로 행하는 것이 바람직하지만, 냉간 압연의 패스 수 및 각 패스로의 압하율의 배분은 상관없다.

또한, 냉간 압연에 있어서의 압하율의 합계가 10％ 초과, 20％ 미만인 범위에 있어서는, 그 후의 어닐링 공정에 있어서 재결정이 충분히 진행되지 않고, 다량의 전위를 포함하여 전성을 잃은 조대한 결정립이 표층 근처에 남아, 굽힘성 및 내피로 특성이 떨어지는 경우가 있다. 이것을 피하기 위해서는, 압하율의 합계를 작게 하고, 결정립으로의 전위의 축적을 경미하게 하여 결정립의 전성을 남기는 것이 유효하다. 혹은, 압하율의 합계를 크게 하고, 어닐링 공정에 있어서 재결정을 충분히 진행시켜, 가공 조직을 내부에 전위의 축적이 적은 재결정립으로 하는 것이 유효하다. 결정립으로의 전위의 축적을 경미하게 하는 관점에서는, 냉연 공정에 있어서의 압하율의 합계는 10％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 5.0％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 어닐링 공정에 있어서의 재결정을 충분히 진행시키기 위해서는, 압하율의 합계를 20％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 30％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

「어닐링 공정」

본 발명의 실시 형태에 있어서는, 냉연 강판에 어닐링을 실시한다. 본 발명의 실시 형태에 있어서는, 예열대와 균열대와 도금대를 갖는 연속 어닐링 도금 라인을 사용하는 것이 바람직하다. 그리고, 어닐링 공정을 행하면서 예열대와 균열대를 통과시켜, 도금대에 도착할때 까지 어닐링 공정을 종료하고, 도금대에 있어서 도금 공정을 행하는 것이 바람직하다.

상술한 바와 같이, 어닐링 공정 및 도금 공정에 연속 어닐링 도금 라인을 사용한 경우에는, 예를 들어 이하에 나타내는 방법을 사용하는 것이 바람직하다.

특히, 예열대에 있어서의 분위기, 가열 방식의 제어, 균열대에 있어서의 분위기의 제어가 미세화층 및 Fe-Al 합금층을 적절하고 균일하게 생성시키면서, 도금 밀착성 및 외관 균일성을 확보하기 위해 중요하다.

예열대에 있어서는, 수증기 분압 P(H₂O)와 수소 분압 P(H₂)의 비의 Log값인 Log(P(H₂O)/P(H₂))를 －1.7 내지 －0.2로 제어한 분위기 하에서, 공기비를 0.7 내지 1.0으로 한 예열 버너를 사용하여, 400℃ 내지 800℃의 강판 온도로 가열하면서 통판시킨다.

예열대에 있어서, 수증기 분압 P(H₂O)와 수소 분압 P(H₂)의 비를 조정하는 것은, 후속의 용융 아연 도금에 있어서 계면에 Fe-Al 합금상을 폭 방향으로 균일하게 석출시키는 것 및 도금 전의 강판의 표면 성상에 영향을 끼친다.

이것은, 예열대에 있어서는 공기비를 조정함으로써, Si 등의 강탈산 원소의 산화막의 강판 표면으로의 생성을 억제한다. 이것과 함께, 수증기 분압 P(H₂O)와 수소 분압 P(H₂)의 비를 조정함으로써, 강판 표면에서의 과잉의 탈탄소를 억제한다. 이 점에서, 후속의 도금 공정에 있어서, 강판 표면의 입계에 있어서의 과잉의 Fe-Zn 합금 반응을 억제하여, Fe-Al 합금 반응이 선택적으로 일어나도록 한다. Fe-Al 합금 반응이 선택적으로 일어남으로써, 균일한 Fe-Al 합금층의 형성을 재촉하여, 우수한 도금 밀착성, 외관 균일화를 얻을 수 있다. Log(P(H₂O)/P(H₂))가 －0.2를 초과하면 Fe-Zn 합금화가 후속의 도금 공정에서 일어나기 쉬워져, 도금 중의 Fe 농도가 높아진다. 그것에 의해, 도금 밀착성이 저하되어, 외관 불균일도 발생하기 쉬워진다. 한편, Log(P(H₂O)/P(H₂))가 －1.7 미만이면, 강판 표면에 탄소 농도가 높은 부분이 생겨, 표면에 미세화층이 형성되지 않기 때문에, 도금 밀착성이 저하된다.

「공기비」란, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적과, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요해지는 공기의 체적의 비이고, 하기의 식으로 나타난다.

공기비＝[단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적(㎥)]/[단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요해지는 공기의 체적(㎥)]

상기한 공기비가 1.0을 초과하여 너무 큰 경우에는, 강판 표층부에 과잉의 Fe 산화 피막이 생성되어, 어닐링 후의 탈탄층이 비대화되고, 미세화층도 과잉으로 생성된다. 그것에 의해 과도하게 도금의 합금화가 진행되어, 도금 밀착성, 칩핑성, 파우더링성이 저하된다. 따라서, 상기한 공기비는 1.0 이하인 것이 바람직하고, 0.9 이하인 것이 보다 바람직하다. 상기 공기비가 0.7 미만으로 너무 작은 경우에는, 미세화층이 형성되지 않아, 도금 밀착성이 저하된다. 따라서, 상기 공기비는 0.7 이상으로 하고, 0.8 이상인 것이 바람직하다.

또한, 예열대를 통판시키는 강판 온도가 400℃ 미만이면, 충분한 미세화층을 형성할 수 없다. 따라서, 예열대를 통판시키는 강판 온도는 400℃ 이상으로 하고, 600℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 예열대를 통판시키는 강판 온도가 800℃를 초과하는 고온에서는, 조대한 Si 및 Mn을 포함하는 산화물이 강판 표면에 생성되어, 도금 밀착성이 저하된다. 따라서, 예열대를 통판시키는 강판 온도는 800℃ 이하로 하고, 750℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

예열대에 있어서의 가열 속도가 느리면 내부 산화가 진행되어, 강판 내부에 조대한 산화물이 생성된다. 특히, 600℃ 내지 750℃에 있어서의 가열 속도는 중요하고, 강판 표층부의 과도한 탈탄을 피해, 조대한 산화물의 생성을 억제하기 위해 이 사이의 평균 가열 속도를 1.0℃/초 이상으로 할 필요가 있다. 이 사이의 평균 가열 속도가 1.0℃/초 미만인 경우, 미세화층 중에 조대한 산화물이 형성되어, 도금 밀착성 및 파우더링성이 저하된다. 강판 표층부의 과도한 탈탄, 및 조대한 산화물의 생성을 피하기 위해, 600℃ 내지 750℃ 사이의 평균 가열 속도는 1.5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 2.0℃/초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 600℃ 내지 750℃에 있어서의 평균 가열 속도는, 예열대에 있어서의 처리 시간을 확보하여, 50℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 평균 가열 속도가 50℃/초 이하이면, 균일한 미세화층이 얻어지기 쉬워, 도금 밀착성 및 외관의 균일성이 우수한 도금층이 얻어진다.

어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도는, 강판의 성형성에 관계되는 마이크로 조직의 분율을 소정의 범위로 제어하기 위해, 중요한 인자이다. 최고 가열 온도가 낮으면, 강 중에 조대한 철계 탄화물이 녹고 남아, 성형성이 떨어진다. 철계 탄화물을 충분히 고용시켜, 성형성을 높이기 위해서는, 최고 가열 온도는 (Ac3점－60)℃ 이상으로 하고, (Ac3점－45)℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, (Ac3점－35)℃ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 최고 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 도금 밀착성의 관점에서는, 지철 표면의 산화물을 적게 하기 위해, 최고 가열 온도는 낮은 쪽이 바람직하다. 이 관점에서 최고 가열 온도는 950℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 900℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

강판의 Ac3점은, 오스테나이트 역변태의 개시점과 완료점이고, 구체적으로는, 열간 압연 후의 강판으로부터 소편을 잘라내고, 10℃/초로 1200℃까지 가열하고, 그 사이의 체적 팽창을 측정함으로써 얻어진다.

어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도(750℃ 이상)는, 균열대에 있어서 도달한다. 이 균열대에 있어서의 분위기는 Log(P(H₂O)/P(H₂))를 －1.7 내지 －0.2로 제어한다. Log(P(H₂O)/P(H₂))가 －1.7 미만이면 미세화층이 형성되지 않아, 도금 밀착성이 저하된다. Log(P(H₂O)/P(H₂))가 －0.2를 초과하면 탈탄이 과도하게 진행되어, 모재 강판 표층의 경질상이 현저하게 감소함과 함께, 미세화층 중에 조대한 산화물이 형성되어, 도금 밀착성 및 파우더링성이 저하된다.

상기와 같이, 균열대에 있어서의 Log(P(H₂O)/P(H₂))가 －1.7 내지 －0.2이면, 도금 박리의 기점으로 되는 Si 및 Mn 산화물이 최표면층에 형성되지 않고, 강판 표층의 내부에 최대 직경이 0.05㎛ 내지 0.4㎛인 Si 및/또는 Mn의 미세한 산화물이 형성된다. Si 및/또는 Mn의 미세한 산화물은, 어닐링 중에 있어서의 Fe 재결정의 성장을 억제한다. 또한, 어닐링 분위기 중의 수증기가 모재 표층을 탈탄시키기 때문에, 어닐링 후의 모재 표층은 페라이트로 된다. 그 결과, 어닐링 후의 모재의 표층에는, 평균 두께가 0.1㎛ 내지 5.0㎛이여, 페라이트상의 평균 입경이 0.1㎛ 내지 3.0㎛이고, 최대 직경이 0.01㎛ 내지 0.4㎛인 Si 및/또는 Mn의 산화물을 함유하는 미세화층이 형성된다.

어닐링 공정 중, 최고 가열 온도에 도달 후로부터 도금욕에 이르기까지의 도금 전의 냉각(도금 전 냉각 공정)에 있어서, 720℃로부터 650℃까지의 온도 영역과, 650℃로부터 500℃까지의 온도 영역의 2단계로 나누어 강판의 온도를 제어함으로써, 소정의 마이크로 조직을 얻을 수 있다.

먼저, 페라이트의 생성을 억제하기 위해, 720℃로부터 650℃까지의 사이의 평균 냉각 속도를 규정한다. 720℃로부터 650℃까지의 평균 냉각 속도가 2.5℃/초 미만이면, 페라이트의 생성이 과도하게 진행되기 때문에, 720℃로부터 650℃까지의 평균 냉각 속도를 2.5℃/초 이상으로 한다. 페라이트의 생성을 충분히 억제하기 위해서는, 720℃로부터 650℃까지의 평균 냉각 속도를 3.5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 4.5℃/초 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 720℃로부터 650℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 마련하지 않지만, 과도하게 큰 평균 냉각 속도를 얻기 위해서는, 특수한 냉각 설비 또는 도금 공정에 간섭하지 않는 냉매가 필요해지기 때문에, 바람직하지 않다. 이 관점에서, 상기 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는 100℃/초 이하로 하는 것이 바람직하고, 70℃/초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

이어서, 과도한 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트의 생성을 피하기 위해, 650℃로부터 500℃까지의 냉각 속도를 규정한다. 650℃로부터 500℃까지의 평균 냉각 속도가 5.0℃/초 미만이면, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트가 다량으로 생성되기 때문에, 평균 냉각 속도를 5.0℃/초 이상으로 한다. 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트는 강 중에 포함되지 않는 것이 바람직하기 때문에, 이것들의 생성을 충분히 피하기 위해서는, 평균 냉각 속도는 7.5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 10.0℃/초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 650℃로부터 500℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 마련하지 않지만, 과도하게 큰 평균 냉각 속도를 얻기 위해서는, 특수한 냉각 설비 또는 도금 공정에 간섭하지 않는 냉매가 필요해지기 때문에, 바람직하지 않다. 이 관점에서, 상기 온도 영역에서의 평균 냉각 속도는 100℃/초 이하로 하는 것이 바람직하고, 70℃/초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

도금 전 냉각 공정에 이어서, 템퍼링 마르텐사이트를 얻기 위해, 강판 온도가 500℃에 도달하고 나서 도금욕에 이르기까지의 사이에, 마르텐사이트 변태 처리로서 강판을 소정의 온도 영역에 일정 시간 정류시켜도 상관없다. 마르텐사이트 변태 처리 온도는, 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms점을 상한으로 하고, 50℃를 하한으로 한다. 또한, 마르텐사이트 변태 처리 시간은, 1초간 내지 100초간으로 한다. 또한, 이 처리에서 얻어지는 마르텐사이트는, 도금 공정에서 고온의 도금욕에 침입함으로써 템퍼링 마르텐사이트로 변화된다.

또한, Ms점은 다음 식에 의해 계산한다.

Ms점[℃]＝541－474C/(1-VF)－15Si－35Mn－17Cr－17Ni＋19Al

상기 식에 있어서, VF는 페라이트의 체적분율을 나타내고, C, Si, Mn, Cr, Ni, Al은 각각의 원소의 함유량[질량％]이다.

또한, 제조 중에 페라이트의 체적분율을 직접 측정하는 것은 곤란하다. 이 때문에, 본 발명에 있어서 Ms점을 결정하는 데 있어서는, 연속 어닐링 라인에 통판시키기 전의 냉연 강판의 소편을 잘라내고, 그 소편을 연속 어닐링 라인에 통판시킨 경우와 동일한 온도 이력으로 어닐링하고, 소편의 페라이트의 체적의 변화를 측정하고, 그 결과를 사용하여 산출한 수치를 페라이트의 체적분율 VF라고 하고 있다.

또한, 베이나이트의 생성을 진행시키기 위해, 강판 온도가 500℃에 도달하고 나서 도금욕에 이르기까지의 사이에, 베이나이트 변태 처리로서 강판을 소정의 온도 영역에 일정 시간 정류시켜도 상관없다. 베이나이트 변태 처리 온도가 500℃를 초과하면 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트의 생성이 진행되기 때문에, 베이나이트 변태 처리 온도는 500℃ 이하로 한다. 또한, 베이나이트 변태 처리 온도가 350℃를 하회하면, 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 베이나이트 변태 처리 온도는 350℃ 이상으로 한다. 베이나이트 변태 처리 시간은, 변태를 충분히 진행시키기 위해, 10초 이상으로 하고, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트의 생성을 억제하기 위해, 500초 이하로 한다. 또한, 도금 전 냉각 공정 후에, 베이나이트 변태 처리와 마르텐사이트 변태 처리의 양자를 행하는 경우, 시행순에 대해서는 베이나이트 변태 처리와 마르텐사이트 변태 처리를 행하기로 한다.

「도금 공정」

이어서, 이와 같이 하여 얻어진 모재 강판을 도금욕에 침지한다.

도금욕은, 아연을 주체로 하여, 도금욕 중의 전체 Al양으로부터 전체 Fe양을 뺀 값인 유효 Al양이 0.180 내지 0.250질량％인 조성을 갖는다. 도금욕 중의 유효 Al양이 0.180％를 하회하면, Fe-Al 합금층의 형성이 충분하지 않아, 도금층 중으로의 Fe의 침입이 진행되어, 도금 밀착성이 손상되기 때문에, 0.180％ 이상으로 할 필요가 있다. 이 관점에서, 도금욕 중의 유효 Al양은 0.185％ 이상인 것이 바람직하고, 0.190％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, 도금욕 중의 유효 Al양이 0.250％를 초과하면, 모재 강판과 도금층의 Fe-Al 합금층이 과도하게 생성되어, 도금 밀착성이 손상된다. 이 관점에서, 도금욕 중의 유효 Al양은 0.250％ 이하로 할 필요가 있고, 0.240％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.230％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

도금욕은, Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, REM의 1종 또는 2종 이상의 원소가 혼입되어 있는 것이어도 되고, 각 원소의 함유량에 따라서는, 용융 아연 도금층의 내식성 및 가공성이 개선되는 등의 바람직한 경우도 있다.

또한, 도금욕의 온도는 440℃ 내지 470℃로 하는 것이 바람직하다. 도금욕 온도가 440℃ 미만이면, 도금욕의 점도가 과대하게 높아져, 도금층의 두께를 제어하는 것이 곤란해져, 용융 아연 도금 강판의 외관을 손상시킨다. 따라서, 도금욕의 온도는 440℃ 이상이 바람직하고, 445℃ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 도금욕 온도가 470℃를 초과하면 다량의 흄이 발생하여, 안전하게 제조하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 도금욕 온도는 470℃ 이하가 바람직하고, 460℃ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 모재 강판이 도금욕에 진입할 때의 강판 온도가 430℃를 하회하면, 도금욕 온도를 440℃ 이상에서 안정시키기 위해, 도금욕에 다량의 열량을 부여할 필요가 발생하기 때문에, 실용상 부적합하다. 한편, 모재 강판이 도금욕에 진입할 때의 강판 온도가 480℃를 상회하면, 도금욕 온도를 470℃ 이하로 안정시키기 위해, 도금욕으로부터 다량의 열량을 방열하는 설비를 도입할 필요가 있어, 제조 비용의 점에서 부적합하다. 따라서, 도금욕의 욕온을 안정시키기 위해, 모재 강판의 도금욕 진입 시의 온도를 430℃ 이상, 480℃ 이하로 한다. 또한, Fe-Al 합금층을 적정하게 제어하기 위해서는, 모재 강판의 도금욕 진입 시의 온도는 440℃ 이상, 470℃ 이하로 제한하는 것이 더욱 바람직하다.

도금욕의 온도는, 440℃ 내지 470℃의 범위 내의 온도에서 안정되어 있는 것이 바람직하다. 도금욕의 온도가 불안정하면, Fe-Al 합금층 및 도금층 중의 Fe 함유량이 불균일해져, 도금층의 외관 및 밀착성의 불균일을 초래한다. 도금욕의 온도를 안정시키기 위해서는, 도금욕 진입 시의 강판 온도와 도금욕의 온도를 대략 일치시키는 것이 바람직하다. 구체적으로는, 실제조 설비의 온도 제어성의 한계로부터, 도금욕 진입 시의 강판 온도를 도금욕 온도의 ±10℃ 이내로 하는 것이 바람직하고, 도금욕 온도의 ±5℃ 이내로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 도금욕 침지 후, 적정한 도금 부착량으로 하기 위해, 강판 표면에 질소를 주체로 하는 고압 가스를 분사하여, 표층의 과잉의 아연을 제거하는 것이 바람직하다. 그 후 실온까지 냉각한다. 그때, 모재 강판으로부터 도금층으로의 Fe 원자의 확산이 거의 진행되지 않고, ζ상의 생성이 거의 정지하는 온도 350℃까지는 1℃/초 이상의 냉각 속도를 확보하는 것이 도금 밀착성 확보의 관점에서 바람직하다.

또한, 350℃까지 냉각한 후에, 경질 조직을 얻기 위해, 1.0℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 250℃ 이하까지 냉각해도 상관없다. 프레시 마르텐사이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상을 얻기 위해서는, 평균 냉각 속도를 3.0℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 5.0℃/초 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 250℃ 이하까지 냉각한 후, 템퍼링 마르텐사이트를 얻기 위해 재가열 처리를 실시해도 상관없다. 재가열 처리의 처리 온도 및 처리 시간은 목표로 하는 특성에 따라 적절히 설정해도 상관없다. 단, 재가열 처리 온도가 250℃ 미만에서는 충분한 효과가 얻어지지 않고, 한편, 350℃를 상회하면, 도금층이 변질되어, 도금 밀착성이 떨어질 우려가 있기 때문에, 재가열 처리 온도는 250℃ 이상 350℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 재가열 처리 시간이 1000초를 초과하면 처리 효과가 포화되기 때문에, 처리 시간은 1000초 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 350℃까지 냉각한 후에, 잔류 오스테나이트를 얻기 위해, 250℃ 내지 350℃의 온도 범위에서 15초 내지 500초의 정류를 실시하는 베이나이트 변태 처리를 행해도 상관없다. 베이나이트 변태 처리 온도가 250℃ 미만이면, 마르텐사이트가 생성되어 잔류 오스테나이트는 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에, 베이나이트 변태 처리 온도는 250℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 300℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편 베이나이트 변태 처리 온도가 350℃를 초과하면, 모재 강판으로부터 도금층으로의 Fe 원자의 확산이 진행되어, 도금 밀착성이 떨어진다. 이 때문에, 베이나이트 변태 처리 온도는 350℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 330℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

베이나이트 변태 처리 시간이 15초 이상이면, 베이나이트 변태 처리를 행하는 것의 효과가 충분히 얻어진다. 베이나이트 변태 처리 시간은 25초 이상인 것이 보다 바람직하다. 베이나이트 변태 처리 시간이 500초 이하이면, 베이나이트 변태 처리를 효율적으로 행할 수 있다. 베이나이트 변태 처리 시간은 300초 이하인 것이 보다 바람직하다.

또한, 잔류 오스테나이트를 더욱 안정화하기 위해, 250℃ 이하까지 냉각한 후, 재가열 처리를 실시해도 상관없다. 재가열 처리의 처리 온도 및 처리 시간은 목표로 하는 특성에 따라 적절히 설정해도 상관없다. 단, 재가열 처리 온도가 250℃ 미만에서는 충분한 효과를 얻지 못한다. 이 때문에, 재가열 처리 온도는 250℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 280℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 재가열 처리 온도가 350℃를 상회하면, 모재 강판으로부터 도금층으로의 Fe 원자의 확산이 진행되어, 도금 밀착성이 떨어진다. 이 때문에, 재가열 처리 온도는 350℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 330℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 재가열 처리 시간이 1000초를 초과하면 처리 효과가 포화되기 때문에, 처리 시간은 1000초 이하로 하는 것이 바람직하다.

「가공 공정」

이어서, 강판 온도를 100℃ 이하까지 냉각한 후, 모재 강판 표층의 잔류 오스테나이트를 감소시키기 위해, 도금 강판에 굽힘-굽힘 복귀 변형을 실시한다. 굽힘은 직경이 50㎜ 내지 800㎜인 롤을 사용하여 실시할 수 있다. 롤 직경이 50㎜ 미만이면, 굽힘 변형에 따라 모재 강판 표층에 다량의 변형이 도입되기 때문에, 강판의 성형성이 손상된다. 또한, 롤 직경이 800㎜ 초과에서는 모재 강판 표층에 있어서의 변형량이 작아, 잔류 오스테나이트가 충분히 감소하지 않는다. 굽힘-굽힘 복귀 변형은, 모재 강판의 표리 각 면에 있어서의 잔류 오스테나이트를 감소시키기 위해, 표리 각 면을 굽힘 외측으로 하는 변형을, 각각 1회 이상 실시할 필요가 있기 때문에, 합계 2회 이상의 굽힘-굽힘 복귀 변형을 실시할 필요가 있다. 이에 의해, 모재 강판의 표리 양면에 있어서의 잔류 오스테나이트를 소정의 범위에 들게 할 수 있다.

이상 설명한 제조 방법에 의해 본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있지만, 본 발명은, 상기한 실시 형태에 한정되는 것은 아니다.

예를 들어, 본 발명의 실시 형태에 있어서는, 상술한 방법에 의해 얻어진 용융 아연 도금 강판의 아연 도금층의 표면에, 인 산화물 또는 인을 포함하는 복합 산화물로 이루어지는 피막을 부여해도 상관없다.

인산화물 또는 인을 포함하는 복합 산화물로 이루어지는 피막은, 용융 아연 도금 강판을 가공할 때에 윤활제로서 기능시킬 수 있고, 모재 강판의 표면 형성한 아연 도금층을 보호할 수 있다.

또한, 본 실시 형태에 있어서는, 실온까지 냉각한 용융 아연 도금 강판에 대하여, 형상 교정을 위해 압하율 3.00％ 이하로 냉간 압연을 실시해도 상관없다.

또한, 상술한 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 모재 강판의 판 두께가 0.6㎜ 이상, 5.0㎜ 미만인 용융 아연 도금 강판의 제조에 적용되는 것이 바람직하다. 모재 강판의 판 두께가 0.6㎜ 미만이면, 모재 강판의 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란해져, 적당하지 않은 경우가 있다. 또한, 모재 강판의 판 두께가 5.0㎜ 이상이면, 어닐링 공정 및 도금 공정에 있어서의 냉각의 제어가 곤란해지는 경우가 있다.

실시예

본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 또한, 본 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이다. 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

「실시예 1」

표 1에 나타내는 A 내지 AK의 화학 성분(조성)을 갖는 슬래브를 주조하여, 표 2 및 표 3에 나타내는 열연 공정 조건(슬래브 가열 온도, 압연 완료 온도)에서 열간 압연하고, 표 2 및 표 3에 나타내는 열연 공정 조건(열연 완료로부터 권취까지의 평균 냉각 속도, 권취 온도, 식(1))에서 냉각하여, 열연 강판을 얻었다.

그 후, 열연 강판에 산세(80℃의 10％ 염산에 침지, 침지 시간은 표 2 및 표 3에 나타냄)를 실시하고, 표 2 및 표 3에 나타내는 냉연 공정 조건(압하율)의 냉간 압연을 실시하여, 냉연 강판을 얻었다.

이어서, 얻어진 냉연 강판을 표 4 내지 표 7에 나타내는 어닐링 공정에 있어서의 가열 공정 조건(예열대에 있어서의 공기비, 예열대 분위기 중의 Log(P(H₂O)/P(H₂)), 균열대 분위기 중의 Log(P(H₂O)/P(H₂)), 600℃ 내지 750℃의 온도 영역에서의 평균 가열 속도, 최고 가열 온도)에서 어닐링을 실시했다. 이 강판을 표 3에 나타내는 조건(냉각 속도 1(760℃ 내지 700℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도), 냉각 속도 2(650℃ 내지 500℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도), 마르텐사이트 변태 처리 조건(처리 온도, 처리 시간), 베이나이트 변태 처리 1의 조건(처리 온도, 처리 시간))에서 냉각 처리를 실시하여, 도금 처리용 모재 강판을 얻었다.

이어서, 표 4 내지 표 7에 나타내는 조건(유효 Al양, 도금욕 온도, 강판의 침입 온도)에서 아연 도금욕에 침지하고, 표 4 내지 표 7에 나타내는 조건에서(냉각 속도 3(350℃까지의 평균 냉각 속도), 냉각 속도 4(350℃ 내지 250℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도), 베이나이트 변태 처리 2의 조건(처리 온도, 처리 시간), 재가열 처리 조건(처리 온도, 처리 시간))에서 도금 후 냉각 처리를 실시했다. 이어서, 표 4 내지 표 7에 나타내는 조건(롤 직경, 가공 횟수)에서 굽힘-굽힘 복귀 가공을 실시하고, 또한 표 4 내지 표 7에 나타내는 조건(압하율)에서 냉간 압연을 실시하여, 실험예 1 내지 95의 용융 아연 도금 강판을 얻었다(단, 일부의 실험예에 있어서는, 실험을 중단한 것도 있음).

이어서, 각 용융 아연 도금 강판으로부터 모재 강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM)에 의한 마이크로 조직 관찰 및 EBSD법에 의한 고분해능 결정 방위 해석을 행하여, 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위(1/4 두께), 및 도금층과 모재 강판의 계면을 기점으로 하는 깊이 20㎛까지의 표층부(지철 표층부)에 있어서의 마이크로 조직의 체적분율을 각각 측정했다. 또한, 표 8 및 표 9 중의 「마르텐사이트」란 프레시 마르텐사이트를 나타내고, 표 8 및 표 9 중의 마이크로 조직 중 「기타」란, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트를 나타내고 있다. 또한, 「경질상」이란, 베이나이트와 베이니틱 페라이트와 프레시 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트 중 1종 이상으로 이루어지는 경질 조직이다.

도금의 부착량은, 인히비터를 넣은 염산을 사용하여 도금층을 용융하고, 용융 전후의 중량을 비교하여 구했다. 동시에 Fe, Al을 ICP로 정량함으로써, 도금층 중 Fe 농도, Al 농도를 측정했다.

또한, 도금 강판으로부터, 모재 강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 상술한 측정 방법을 사용하여, 모재 강판과 용융 아연 도금층의 계면으로의 Fe-Al 합금층의 평균 두께와 폭 방향의 두께 차, 및 그것에 직접 접하는 미세화층의 평균 두께와 폭 방향의 두께 차, 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경(페라이트상 평균 입경)과, 미세화층 중의 Si 및 Mn의 1종 또는 2종 이상의 산화물의 최대 직경(산화물 최대 직경)을 구했다. 그 결과를 표 8 및 표 9에 나타낸다.

이어서, 도금 강판의 특성을 조사하기 위해, 인장 시험, 구멍 확장 시험, 굽힘 시험, 피로 시험, 밀착성 평가 시험, 스폿 용접 시험, 부식 시험, 칩핑성 시험, 파우더링성 시험, 도금 외관 균일성 평가를 행하였다. 표 10 및 표 11에, 각 실험예에 있어서의 특성을 나타낸다.

인장 시험은, 도금 강판으로부터 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 작성하여, JIS Z2241에 기재된 방법으로 행하여, 항복 강도 YS, 인장 최대 강도 TS, 전체 연신율 El을 구했다. 또한, 인장 특성은, 인장 최대 강도 TS가 550㎫ 이상인 경우를 양호한 것으로 하여 평가했다.

구멍 확장 시험은, JIS Z 2256에 기재된 방법으로 행하였다. 성형성 중, 연성(전체 연신율) El 및 구멍 확장성 λ는, 인장 최대 강도 TS에 수반하여 변화되지만, 하기 식(2)를 만족시키는 경우에 강도, 연성 및 구멍 확장성을 양호하게 한다.

굽힘 시험은, 용융 아연 도금 강판으로부터 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 작성하여, JIS Z 2248에 기재된 V블록법을 사용하여, 90°V굽힘 시험을 행하였다. V블록의 저부에 있어서의 반경을 1.0㎜로부터 6.0㎜까지 0.5㎜ 간격으로 변화시켜, 시험편에 균열이 발생하지 않는 가장 작은 반경을 최소 굽힘 반경 r[㎜]이라고 했다. 굽힘성은, 최소 굽힘 반경 r을 판 두께 t[㎜]로 규격화한, 「r/t」에 의해 평가하고, 「r/t」가 2.0 이하인 경우를 양호한 굽힘성으로서 평가했다.

피로 시험은, 용융 아연 도금 강판으로부터 JIS Z 2275에 기재된 1호 시험편을 작성하여, JIS Z 2273에 따라 편진동 평면 굽힘 피로 시험을 행하였다. 최대 반복수를 1000만회로 하고, 피로 한도 DL 및 피로 한도비 DL/TS를 평가하여, 피로 한도비가 0.30 이상인 경우를 양호한 내피로 특성이라고 했다.

도금 밀착성은, 5％의 단축 인장 변형을 부여한 도금 강판에 대하여, 듀퐁 충격 시험을 실시했다. 충격 시험 후의 도금 강판에 점착 테이프를 붙이고, 그 후 박리하여, 도금이 박리되지 않은 경우를 특히 양호(◎)라고 하고, 도금이 5％ 이상 박리된 경우를 불량(×)이라고 하고, 도금의 박리가 5％ 미만인 경우를 양호(○)라고 했다. 듀퐁 충격 시험은, 선단의 곡률 반경을 1/2인치로 하는 발사형을 사용하여, 3㎏의 추를 1m의 높이로부터 낙하시켜 행하였다.

스폿 용접성은 연속 타점 시험을 행하여 평가했다. 용융부의 직경이 판 두께의 평방근의 5.3배 내지 5.7배로 되는 용접 조건에 있어서, 1000회의 스폿 용접을 연속해서 행하였다. 그리고, 용융부의 직경을 1점째 d₁과 1000점째 d₁₀₀₀과 비교하여, d₁₀₀₀/d₁이 0.90 이상인 경우를 합격(○), 0.90 미만인 경우를 불합격(×)이라고 했다.

내식성의 평가에는, 도금 강판을 150㎜×70㎜로 잘라낸 시험편을 사용했다. 시험편에, 인산 아연계의 딥형 화성 처리를 실시하고, 계속해서 양이온 전착 도장 20㎛를 실시하고, 다시 중도 35㎛, 상도 35㎛를 실시한 후, 이면과 단부를 절연 테이프로 시일했다. 내식성 시험에는, SST 6hr→건조 4hr→습윤 4hr→냉동 4hr을 1사이클로 하는 CCT를 사용했다. 도장 후 내식성의 평가는, 도장면에 커터로 모재 강판까지 달하는 크로스컷을 실시하고, CCT60사이클 후의 팽윤 폭을 측정했다. 팽창 폭 3.0㎜ 이하인 경우를 합격(○)이라고 하고, 3.0㎜ 초과인 경우를 불합격(×)이라고 했다.

칩핑성은, 도금 강판을 70㎜×150㎜로 잘라낸 시험편을 사용하여 평가했다. 먼저, 시험편에 대하여, 자동차용 탈지, 화성 피막의 형성, 3코트 도장의 각 공정을 행하였다. 이어서, 시험편을 －20℃로 냉각 유지한 상태에서, 에어압 2kgf/㎠로 쇄석(0.3g 내지 0.5g) 10개를 수직으로 조사했다. 쇄석의 조사는, 각 시험편에 대하여 5회씩 반복해서 실시했다. 그 후, 각 시험편에 대하여, 합계 50개의 칩핑 자국을 관찰하고, 그 박리 계면의 위치에 따라 이하의 기준으로 평가했다. 박리 계면이 도금층보다 위(도금층-화성 피막의 계면, 또는 전착 도장-중도 도장의 계면)인 것을 합격(○)이라고 하고, 도금층-지철에서의 계면 박리가 1개라도 있는 것을 불합격(×)이라고 했다.

파우더링성은, 도금층의 가공성을 평가하기 위해, V굽힘 가공(JIS Z 2248)을 사용하여 평가했다. 도금 강판을 50×90㎜로 절단하고, 1R－90° V자 금형 프레스로 성형체를 형성하여, 시험체로 했다. 각 시험체의 골부에 있어서, 테이프 박리를 실시했다. 구체적으로는, 시험체의 굽힘 가공부 위에 폭 24㎜의 셀로판 테이프를 눌러 분리하고, 셀로판 테이프의 길이 90㎜의 부분을 눈으로 보아 판단했다. 평가 기준은 이하와 같이 했다. 도금층의 박리가 가공부 면적에 대하여 5％ 미만인 것을 합격(○)이라고 하고, 도금층의 박리가 가공부 면적에 대하여 5％ 초과인 것을 불합격(×)이라고 했다.

외관 균일성 평가는, 강판 폭 방향에 있어서의 양 에지로부터 50㎜의 위치와 그 사이를 7등분한 총 8개소의 명도(L*값)를 측정하여, 최댓값으로부터 최솟값을 뺀 차가 5 미만인 것을 균일(○), 5 이상 10 미만인 것을 약간 불균일(△), 10 이상인 것을 불균일(×)이라고 했다.

본 발명의 실시예인 실험예 17은, 유효 Al양이 0.180질량％였지만, Fe-Al 합금이 폭 방향으로 균일하게 생성되어 있고, 특허문헌 12에 기재된 도금 밀착성의 저하는 없고, 반대로 개선했다.

실험예 81은, C의 함유량이 작고, 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위 경질 조직 V2의 체적분율이 작아져, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않은 예이다.

실험예 82는, C의 함유량이 크고, 스폿 용접성이 떨어진 예이다.

실험예 83은, Si의 함유량이 작고, 어닐링 공정 및 도금 공정에 있어서 다량의 펄라이트 및 조대 시멘타이트가 생성되었기 때문에, 성형성이 떨어진 예이다.

실험예 84는, Si의 함유량이 크고, 열연 공정에 있어서, 슬래브가 가열 중에 균열되었기 때문에, 실험을 중단한 예이다.

실험예 85는, Mn의 함유량이 작고, 어닐링 공정 및 도금 공정에 있어서 다량의 펄라이트 및 조대 시멘타이트가 생성되어, 강판의 인장 강도 및 성형성이 충분히 얻어지지 않은 예이다.

실험예 86은, Mn의 함유량이 크고, 열연 공정에 있어서, 슬래브가 압연 중에 균열되었기 때문에, 실험을 중단한 예이다.

실험예 87은, P의 함유량이 크고, 주조 공정에 있어서 슬래브가 균열되었기 때문에, 실험을 중단한 예이다.

실험예 88은, S의 함유량이 크고, 다량의 조대 황화물이 생성되었기 때문에, 연성, 구멍 확장성, 굽힘성, 내피로 특성 및 스폿 용접성이 떨어진 예이다.

실험예 89는, Al의 함유량이 크고, 열연 공정에 있어서, 슬래브가 압연 중에 균열되었기 때문에, 실험을 중단한 예이다.

실험예 90은, N의 함유량이 크고, 다량의 조대 질화물이 생성되었기 때문에, 연성, 구멍 확장성, 굽힘성 및 내피로 특성이 떨어진 예이다.

실험예 91은, O의 함유량이 크고, 다량의 조대 산화물이 생성되었기 때문에, 연성, 구멍 확장성, 굽힘성 및 내피로 특성이 떨어진 예이다.

실험예 6 및 80은, 열연 공정에 있어서의 식(1)의 값이 과대이고, 강판 표층부에 있어서의 경질 조직의 분율이 과도하게 저하되어, 피로 한도 강도가 저하된 예이다.

실험예 18 및 44는, 열연 공정에 있어서의 식(1)의 값이 과소이고, 강판 표층부에 있어서의 경질 조직 분율이 과도하게 높아져, 굽힘성이 떨어진 예이다.

실험예 68 및 74는, 어닐링 공정에 있어서, 600℃ 내지 750℃ 사이의 온도 영역에서의 평균 가열 속도가 작고, 강판 내부에 있어서의 산화물의 성장이 과도하게 진행되어, 파괴의 기점으로 되는 조대한 산화물이 발생했기 때문에, 굽힘성, 내피로 특성이 떨어진 예이다. 또한, 굽힘성의 열화에 수반하여, 도금 밀착성 및 파우더링성의 평가 시험에 있어서, 강판의 굽힘 균열에 기인하는 도금 박리가 발생했기 때문에, 도금 밀착성 및 파우더링성도 떨어졌다.

실험예 95는, 어닐링 공정에 있어서, 600℃ 내지 750℃ 사이의 온도 영역에서의 평균 가열 속도가 너무 큰 점에서, 강판 폭 방향에 있어서의 미세화층의 두께의 최댓값과 최솟값의 차가 2.0㎛ 초과이고, 또한 강판 폭 방향에 있어서의 Fe-Al 합금층의 두께의 최댓값과 최솟값의 차가 0.5㎛ 초과였다. 그 때문에, 도금 외관이 약간 불균일했다.

실험예 65는, 어닐링 공정의 가열 공정에 있어서, 예열대의 공기비가 크고, 표층에 있어서의 탈탄이 과도하게 진행되었기 때문에, 내피로 특성이 떨어진 예이다. 또한, 미세화층의 평균 두께가 두꺼워져, 도금층의 합금화(Zn-Fe 합금의 생성)가 과도하게 진행되어, 도금층 중의 Fe 함유량이 증가했기 때문에, 도금 밀착성, 칩핑성, 파우더링성이 떨어진 예이다.

실험예 15 및 53은, 어닐링 공정의 가열 공정에 있어서, 예열대의 공기비가 작고, 도금 밀착성이 떨어진 예이다. 또한, 도금 밀착성의 열화에 의해, 굽힘 변형 시에 도금 박리가 발생했기 때문에, 굽힘성도 떨어졌다. 또한, 부도금에 의한 외관 불량도 발생했다.

실험예 47은, 어닐링 공정의 가열 공정에 있어서, 균열대에 있어서의 Log(P(H₂O)/P(H₂))가 크고, 표층의 미세화층이 과도하게 두꺼워져, 도금층의 합금화(Zn-Fe 합금의 생성)가 과도하게 진행되어, 도금층 중의 Fe 함유량이 증가했기 때문에, 도금 밀착성이 떨어진 예이다.

실험예 77은, 어닐링 공정의 가열 공정에 있어서, 예열대에 있어서의 Log(P(H₂O)/P(H₂))가 크고, 표층의 미세화층이 과도하게 두꺼워져, 도금층의 합금화(Zn-Fe 합금의 생성)가 과도하게 진행되어, 도금층 중의 Fe 함유량이 증가했기 때문에, 도금 밀착성이 떨어진 예이다. 또한, 강판의 폭 방향에 있어서의 Fe-Al 합금층의 두께의 최댓값과 최솟값의 차가 0.5㎛ 초과이고, 도금 외관이 불균일했다.

실험예 50은, 어닐링 공정의 가열 공정에 있어서, 균열대에 있어서의 Log(P(H₂O)/P(H₂))가 작고, 표층이 미세화되지 않았기 때문에, 도금 밀착성이 떨어진 예이다. 또한, 표면에 있어서의 페라이트의 평균 입경은 3.4㎛이고, 표면으로부터 0.5㎛의 범위에 있어서의 강판 내부의 산화물의 최대 직경은 0.01㎛ 미만이었다. 또한, 부도금에 의한 외관 불량도 발생했다.

실험예 92는, 어닐링 공정의 가열 공정에 있어서, 예열대에 있어서의 Log(P(H₂O)/P(H₂))가 작고, 표층이 미세화되지 않았기 때문에, 도금 밀착성이 떨어진 예이다. 또한, 표면에 있어서의 페라이트의 평균 입경은 3.2㎛이고, 표면으로부터 0.5㎛의 범위에 있어서의 강판 내부의 산화물의 최대 직경은 0.01㎛ 미만이었다. 또한, 부도금에 의한 외관 불량도 발생했다.

실험예 24 및 59는, 어닐링 공정의 가열 공정에 있어서, 최고 가열 온도가 낮고, 마이크로 조직에 차지하는 페라이트의 분율이 과도하게 커지고, 또한 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위의 경질 조직 V2의 체적분율이 작아져, 항복비가 떨어진 예이다.

실험예 21 및 71은, 어닐링 공정의 제1 냉각 공정에 있어서, 720℃ 내지 650℃ 사이에 있어서의 냉각 속도(냉각 속도 1)가 작고, 마이크로 조직에 차지하는 페라이트의 분율이 과도하게 커지고, 또한 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위의 경질 조직 V2의 체적분율이 작아져, 항복비가 떨어진 예이다.

실험예 34 및 62는, 어닐링 공정의 제1 냉각 공정에 있어서, 650℃ 내지 500℃ 사이에 있어서의 냉각 속도(냉각 속도 2)가 작고, 다량의 펄라이트가 생성되고, 또한 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위의 경질 조직 V2의 체적분율이 작아졌기 때문에, 인장 강도, 연성 및 항복비가 떨어진 예이다.

실험예 9는, 도금 공정에 있어서, 도금 후 냉각 속도가 작고, 도금층 중의 Fe 함유량이 과도하게 높아져, 충분한 도금 밀착성, 칩핑성, 파우더링성이 얻어지지 않은 예이다.

실험예 56은, 도금 공정에 있어서, 도금욕 중의 유효 Al 농도가 낮고, 도금층 중의 Fe 함유량이 커져, 도금 밀착성, 칩핑성, 파우더링성이 손상된 예이다.

실험예 31은, 도금 공정에 있어서, 도금욕 중의 유효 Al 농도가 극히 낮고, Fe-Al 합금층이 형성되지 않고, 또한 도금층 중의 Fe 함유량이 과도하게 높아져, 충분한 도금 밀착성, 칩핑성, 파우더링성, 도금 외관 균일성이 얻어지지 않은 예이다.

실험예 37은, 도금 공정에 있어서, 도금욕 중의 유효 Al 농도가 높고, 도금층 중의 Al 함유량이 과도하게 높아져, 충분한 도금 밀착성, 스폿 용접성이 얻어지지 않은 예이다.

실험예 25 및 38은 열연 공정에 있어서의 권취 온도가 650℃ 이상이고, 강판 폭 방향에 있어서의 미세화층의 두께의 최댓값과 최솟값의 차가 2.0㎛ 초과이고, 또한 강판 폭 방향에 있어서의 Fe-Al 합금층의 두께의 최댓값과 최솟값의 차가 0.5㎛ 초과였던 점에서, 도금 외관이 약간 불균일했다.

한편, 실험예 26 및 39는 상기와 마찬가지로, 열연 공정에 있어서의 권취 온도가 650℃ 이상이었지만, 산세 공정에 있어서의 산세 시간을 길게 함으로써, 강판 폭 방향에 있어서의 미세화층의 두께의 최댓값과 최솟값의 차가 2.0㎛ 이내로 호전됨과 함께, 강판 폭 방향에 있어서의 Fe-Al 합금층의 두께의 최댓값과 최솟값의 차가 0.5㎛ 이내로 호전되어, 양호한 도금 외관 균일성이 얻어졌다.

실시예 93에서는, 권취 온도가 650℃ 미만이었지만, 산세 시간이 15초로 짧았기 때문에, 불균일하게 생성된 내부 산화층을 완전히 제거할 수 없어, 강판의 폭 방향에 있어서의 미세화층의 두께의 최댓값과 최솟값의 차가 2.0㎛ 초과로 되고, 또한 강판 폭 방향에 있어서의 Fe-Al 합금층의 두께의 최댓값과 최솟값의 차가 0.5㎛ 초과였던 점에서, 도금 외관이 약간 불균일했다.

이상, 본 발명의 각 실시 형태에 대하여 상세하게 설명했지만, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시하는 데 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않는다. 본 발명은, 이들 실시 형태에 의해 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안되는 것이다. 즉, 본 발명은, 그 기술 사상 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 다양한 형태로 실시할 수 있다.

본 발명은, 도금의 외관 균일성, 성형성, 내피로 특성, 용접성, 내식성 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 유효한 기술이다. 그리고, 본 발명의 실시 형태에 따르면, 굽힘성 및 신장 플랜지 성형성이 우수하고, 또한 성형 후의 도금 밀착성이 우수하고, 높은 피로 한도를 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

Claims

모재 강판의 적어도 한쪽 측에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며,
상기 모재 강판은, 질량％로,
C: 0.040％ 내지 0.280％,
Si: 0.05％ 내지 2.00％,
Mn: 0.50％ 내지 3.50％,
P: 0.0001％ 내지 0.1000％,
S: 0.0001％ 내지 0.0100％,
Al: 0.001％ 내지 1.500％,
N: 0.0001％ 내지 0.0100％,
O: 0.0001％ 내지 0.0100％,
Ti: 0％ 내지 0.150％,
Nb: 0％ 내지 0.100％,
V: 0％ 내지 0.300％,
Cr: 0％ 내지 2.00％,
Ni: 0％ 내지 2.00％,
Cu: 0％ 내지 2.00％,
Mo: 0％ 내지 2.00％,
B: 0％ 내지 0.0100％,
W: 0％ 내지 2.00％, 및
Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM: 합계로 0％ 내지 0.0100％
를 포함하고,
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 성분을 갖고,
상기 모재 강판의 전체 두께에 대하여, 상기 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서,
페라이트상이 체적분율로 0％ 이상 50％ 미만,
베이나이트 조직과 베이니틱 페라이트상과 프레시 마르텐사이트상과 템퍼링 마르텐사이트상 중 1종 이상으로 이루어지는 경질 조직의 합계가 체적분율로 50％ 이상,
잔류 오스테나이트상이 체적분율로 0％ 내지 8％,
펄라이트상과 조대 시멘타이트상의 합계가 체적분율로 0％ 내지 8％이고,
상기 용융 아연 도금층과 모재 강판의 계면으로부터 강판 두께 방향 깊이 20㎛까지의 표층부에 있어서,
잔류 오스테나이트가 체적분율로 0％ 내지 3％이고,
상기 표층부에 있어서의 상기 경질 조직의 체적분율 V1과, 강판 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 상기 경질 조직의 체적분율 V2의 비인 V1/V2을, 0.10 이상 0.90 이하의 범위로 제한한 마이크로 조직을 갖고,
상기 용융 아연 도금층에 있어서의 Fe 함유량이 0％ 초과 3.0％ 이하이고, Al 함유량이 0％ 초과 1.0％ 이하이고,
상기 용융 아연 도금층과 상기 모재 강판의 계면에, 평균 두께가 0.1㎛ 내지 2.0㎛이고, 강판 폭 방향에 있어서의 최대 두께와 최소 두께의 차가 0.5㎛ 이내인 Fe-Al 합금층을 갖고,
상기 모재 강판 내에, 상기 Fe-Al 합금층에 직접 접하는 미세화층을 갖고, 상기 미세화층의 평균 두께가 0.1㎛ 내지 5.0㎛, 상기 미세화층 내에 있어서의 페라이트상의 평균 입경이 0.1㎛ 내지 3.0㎛이고, 상기 미세화층 중에 Si 및 Mn의 1종 또는 2종 이상의 산화물을 함유하고, 상기 산화물의 최대 직경이 0.01㎛ 내지 0.4㎛이고, 강판 폭 방향에 있어서의 상기 미세화층의 최대 두께와 최소 두께의 차가 2.0㎛ 이내인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서, 상기 용융 아연 도금층의 편측당의 도금 부착량이 10g/㎡ 이상, 100g/㎡ 이하인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 모재 강판이, 질량％로, 또한,
Ti: 0.001％ 내지 0.150％,
Nb: 0.001％ 내지 0.100％, 및
V: 0.001％ 내지 0.300％
로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 모재 강판이, 질량％로, 또한,
Cr: 0.01％ 내지 2.00％,
Ni: 0.01％ 내지 2.00％,
Cu: 0.01％ 내지 2.00％,
Mo: 0.01％ 내지 2.00％,
B: 0.0001％ 내지 0.0100％, 및
W: 0.01％ 내지 2.00％
로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 모재 강판이, 질량％로, 또한,
Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001％ 내지 0.0100％ 함유하는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.