KR20210060550A - 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

질량％로 C: 0.14％ 이상 0.40％ 이하, Si: 0.001％ 이상 2.0％ 이하, Mn: 0.10％ 이상 1.70％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Al: 0.01％ 이상 0.20％ 이하 및 N: 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 강 조직 전체에 있어서 평균 입경 50㎚ 이하의 탄화물을 갖는 베이나이트, 평균 입경 50㎚ 이하의 탄화물을 갖는 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률이 합계 90％ 이상이고, 소재 강판의 표면에서 판두께 1/8까지의 영역에 있어서, 평균 입경 50㎚ 이하의 탄화물을 갖는 베이나이트, 평균 입경 50㎚ 이하의 탄화물을 갖는 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률이 합계로 80％ 이상인 강 조직을 갖고, 강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm 이하인 소재 강판을 구비하는, 굽힘성이 우수한 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판 및 그의 제조 방법.

Description

고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은, 보다 상세하게는, 자동차 부품 등에 이용되는 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것으로, 특히, 굽힘성(bendability)이 우수한 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 차체 그 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발해지고 있으며, 차체에 사용되는 강판을 고강도화하여 박육화함으로써 경량화를 도모하고 있다. 특히 센터 필러(center pillar) R/F(리인포스먼트(reinforcement)) 등의 차체 골격 부품이나, 범퍼, 임팩트 빔 부품 등(이하, 부품이라고도 함)으로의 TS(인장 강도): 1320∼1470㎫급의 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다. 나아가서는, 자동차 차체의 더 한층의 경량화의 관점에서, TS: 1800㎫급(1.8㎬급) 이상의 강도를 갖는 강판의 적용에 대해서도 검토되고 있다. 또한, 충돌 안전성의 관점에서, 고항복비를 갖는 강판의 요망이 높아지고 있다.
강판의 고강도화에 수반하여, 지연 파괴(수소 취성(hydrogen embrittlement))의 발생이 우려된다. 최근에는, 강판의 제조 과정에서 침입한 수소가 도금에 의해 방출되기 어려워져, 응력을 부하했을 때에 파괴가 발생할 위험성이 시사되고 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에서는, 탄화물량을 제어함으로써 지연 파괴 특성을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 구체적으로는, 질량％로, C: 0.05∼0.25％, Mn: 1.0∼3.0％, S: 0.01％ 이하, Al: 0.025∼0.100％, N: 0.008％ 이하를 함유하고, 마르텐사이트 중의 0.1㎛ 이하의 석출물을 3×105/㎡ 이하로 함으로써, 인장 강도로 980㎫ 이상의 강도이고, 지연 파괴 특성이 양호한 초고강도 강판을 제공하고 있다.
또한, 특허문헌 2는, 성분 조성이, 질량％로, C: 0.12∼0.3％, Si: 0.5％ 이하, Mn: 1.5％ 미만, P: 0.02％ 이하, S: 0.01％ 이하, Al: 0.15％ 이하, N: 0.01％ 이하를 충족하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물인 강으로 이루어지고, 템퍼링 마르텐사이트 단일 조직으로 함으로써 고항복비 또한 굽힘성이 우수한 인장 강도가 1.0∼1.8㎬의 고강도 강판을 제공하고 있다.
또한, 특허문헌 3은, 성분 조성이, 질량％로, C: 0.17∼0.73％, Si: 3.0％ 이하, Mn: 0.5∼3.0％, P: 0.1％ 이하, S: 0.07％ 이하, Al: 3.0％ 이하, N: 0.010％ 이하를 충족하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물인 강으로 이루어지고, 마르텐사이트 조직을 활용하여 고강도화를 도모함과 함께, 상부 베이나이트 변태를 활용함으로써, TRIP 효과를 얻는 데에 있어서 필요한 잔류 오스테나이트를 안정적으로 확보하고, 추가로 마르텐사이트의 일부를 템퍼링 마르텐사이트로 함으로써, 강도와 연성의 균형이 우수한 인장 강도가 980㎫∼1.8㎬의 고강도 강판을 제공하고 있다.
일본공개특허공보 평07-197183호 일본공개특허공보 2011-246746호 일본공개특허공보 2010-90475호
자동차 차체에 사용되는 강판은 프레스 가공되어 사용되기 때문에, 그의 파괴는 전단이나 펀칭 가공에 의해 절단되는 단면(이하, 전단 단면)으로부터 발생하는 경우가 많다. 또한 그의 파괴는, 강 중에 존재하는 수소 기인으로 발생하기 쉬워지는 것이 분명해지고 있다. 그래서, 파괴의 평가는 전단면으로부터의 균열 진전을 평가할 필요가 있다. 또한, 자동차용으로 가공되는 경우, 굽힘 가공에 의해 응력이 가해진다. 그래서 파괴의 평가는, 전단 단면을 갖는 소편에 굽힘 가공을 실시함으로써 굽힘성을 평가할 필요가 있다.
특허문헌 1에서 개시된 기술에서는, 시험편에 굽힘의 응력을 부하한 후, 산성의 용액에 어느 일정한 시간 침지하고, 전위를 부여함으로써 강판에 수소를 침입시켜, 지연 파괴를 평가하고 있다. 그러나, 이러한 시험에서는 강제적으로 강 중에 수소를 침입시켜 평가하게 되어, 강판의 제조 공정에서 침입하는 수소의 영향을 평가할 수 없다.
특허문헌 2에서 개시된 기술에서는, 템퍼링 마르텐사이트 단일 조직으로 함으로써 강도는 우수하기는 하지만, 균열의 진전을 촉진하는 개재물을 저감하지는 못하여, 굽힘성은 우수하지 않다고 생각된다.
특허문헌 3에서 개시된 기술에서는, 굽힘성의 기재는 없기는 하지만, FCC 구조인 오스테나이트는, BCC 구조나 BCT 구조인 마르텐사이트나 베이나이트에 비해 수소의 고용량이 많기 때문에, 오스테나이트량을 많이 활용하고 있는 특허문헌 3에서 규정되어 있는 강 중의 확산성 수소량은 많다고 생각되어, 굽힘성은 우수하지 않다고 생각된다.
본 발명은, 굽힘성이 우수한 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명에 있어서, 고항복비 고강도란, 항복비 0.80 이상이고, 또한, 인장 강도가 1320㎫ 이상을 의미한다.
또한, 전기 아연계 도금 강판에 있어서, 소재 강판의 표면이란, 소재 강판과 전기 아연계 도금의 계면을 의미한다.
또한, 소재 강판의 표면에서 소재 강판의 판두께 1/8까지의 영역을 표층부라고도 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구를 거듭했다. 그 결과, 우수한 굽힘성을 얻기 위해서는, 강 중의 확산성 수소량을 0.20질량ppm 이하로 저감하는 것이 필요한 것을 인식했다. 또한, 본 발명자들은, 도금 처리의 전에 저온까지 냉각함으로써 강 중의 확산성 수소가 방출되는 것을 발견하여, 굽힘성이 우수한 전기 아연계 도금 강판의 제조에 성공했다. 또한, 그의 냉각을 급속 냉각으로 함으로써, 템퍼링 마르텐사이트와 베이나이트를 주로 하는 조직으로 할 수 있어, 고항복비 고강도가 되는 것을 인식했다.
이상과 같이, 본 발명자들은, 상기의 과제를 해결하기 위해 여러 가지의 검토를 행한 결과, 강 중의 확산성 수소량을 저감함으로써, 굽힘성이 우수한 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판이 얻어지는 것을 발견하여, 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 본 발명의 요지는 이하와 같다.
[1] 소재 강판의 표면에, 전기 아연계 도금을 갖는 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판으로서, 상기 소재 강판은, 질량％로, C: 0.14％ 이상 0.40％ 이하, Si: 0.001％ 이상 2.0％ 이하, Mn: 0.10％ 이상 1.70％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Al: 0.01％ 이상 0.20％ 이하 및 N: 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 강 조직 전체에 있어서, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 베이나이트, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률이 합계로 90％ 이상이고, 소재 강판의 표면에서 판두께 1/8까지의 영역에 있어서, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 베이나이트, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률이 합계로 80％ 이상인 강 조직을 갖고, 강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm 이하인, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
[2] 상기 소재 강판은, 상기 성분 조성과, 상기 강 조직을 갖고, 상기 강 조직이, 개재물 및 평균 입경이 0.1㎛ 이상인 탄화물을 포함하고, 상기 개재물 및 평균 입경이 0.1㎛ 이상인 탄화물의 외주(perimeter)의 합계가 50㎛/㎟ 이하인 [1]에 기재된 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
[3] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, B: 0.0002％ 이상 0.0035％ 미만을 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
[4] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Nb: 0.002％ 이상 0.08％ 이하 및 Ti: 0.002％ 이상 0.12％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는, [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
[5] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Cu: 0.005％ 이상 1％ 이하 및 Ni: 0.01％ 이상 1％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는, [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
[6] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Cr: 0.01％ 이상 1.0％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 0.3％ 미만, V: 0.003％ 이상 0.5％ 이하, Zr: 0.005％ 이상 0.20％ 이하 및 W: 0.005％ 이상 0.20％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, [1]∼[5] 중 어느 하나에 기재된 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
[7] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Ca: 0.0002％ 이상 0.0030％ 이하, Ce: 0.0002％ 이상 0.0030％ 이하, La: 0.0002％ 이상 0.0030％ 이하 및 Mg: 0.0002％ 이상 0.0030％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, [1]∼[6] 중 어느 하나에 기재된 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
[8] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Sb: 0.002％ 이상 0.1％ 이하 및 Sn: 0.002％ 이상 0.1％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는, [1]∼[7] 중 어느 하나에 기재된 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
[9] [1]∼[8] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 가열 온도: 1200℃ 이상, 마무리 압연 종료 온도: 840℃ 이상으로 하여 열간 압연을 행한 후, 마무리 압연 종료 온도에서 700℃까지의 온도역을 40℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 700℃ 이하의 1차 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 그 후, 1차 냉각 정지 온도에서 650℃까지의 온도역을 2℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 630℃ 이하의 권취 온도까지 냉각하여 권취하는 열연 공정과, 상기 열연 공정에서 얻어진 강판을, AC3점 이상의 어닐링 온도에서 30초 이상 유지한 후, 냉각 개시 온도: 680℃ 이상, 680℃에서 260℃까지 평균 냉각 속도: 70℃/초 이상, 냉각 정지 온도: 260℃ 이하의 조건으로 냉각하고, 150∼260℃의 온도역의 유지 온도에서 20∼1500초 유지하는 어닐링 공정과, 상기 어닐링 공정 후의 강판을 실온까지 냉각하고, 전기 도금 시간: 300초 이내의 전기 아연계 도금을 실시하는 전기 도금 공정을 갖는, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판의 제조 방법.
[10] 추가로, 열연 공정과 어닐링 공정의 사이에, 상기 열연 공정 후의 강판을 냉간 압연하는 냉연 공정을 갖는, [9]에 기재된 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판의 제조 방법.
[11] 추가로, 전기 도금 공정 후의 강판을 250℃ 이하의 온도역에서 이하의 식 (1)을 충족하는 유지 시간 t로 유지하는 템퍼링 공정을 갖는, [9] 또는 [10]에 기재된 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판의 제조 방법.
(T＋273)(logt＋4)≤2700 ···(1)
단, 식 (1)에 있어서의 T는, 템퍼링 공정에 있어서의 유지 온도(℃)이고, t는 템퍼링 공정에 있어서의 유지 시간(초)이다.
[12] 상기 열연 공정에 있어서의 1150℃에서 마무리 압연 종료 온도까지의 압연 시간을 200초 이내로 하는, [9]∼[11] 중 어느 하나에 기재된 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판의 제조 방법.
본 발명은, 성분 조성 및 제조 방법을 조정함으로써, 강 조직을 제어하여, 강 중의 확산성 수소량을 저감시킨다. 그 결과, 본 발명의 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판은, 굽힘성이 우수하다.
본 발명의 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판을 자동차 구조 부재에 적용함으로써, 자동차용 강판의 고강도화와 굽힘성 향상의 양립이 가능해진다. 즉, 본 발명에 의해, 자동차 차체가 고성능화한다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.
본 발명의 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판은, 소재가 되는 강판(소재 강판)의 표면에, 전기 아연계 도금층이 형성되어 이루어진다.
우선, 본 발명의 소재 강판(이하, 간단히, 강판이라고도 함)이 갖는 성분 조성에 대해서 설명한다. 하기의 성분 조성의 설명에 있어서, 성분의 함유량의 단위인 「％」는 「질량％」를 의미한다.
C: 0.14％ 이상 0.40％ 이하
C는, 퀀칭성(hardenability)을 향상시키는 원소로서, 소정의 템퍼링 마르텐사이트 및/또는 베이나이트의 면적률을 확보하기 위해 필요하다. 또한, C는, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 강도를 상승시키고, TS≥1320㎫ 및 YR≥0.80을 확보하는 관점에서 필요하다. 또한, 탄화물의 미세 분산에 의해 강 중의 수소가 트랩(trapped)됨으로써, 강 중의 확산성 수소량은 감소하여, 굽힘성을 개선할 수 있다. C 함유량이 0.14％ 미만에서는 우수한 굽힘성을 유지하여 소정의 강도를 얻을 수 없게 된다. 따라서, C 함유량은 0.14％ 이상으로 한다. 또한, TS≥1470㎫과 같은 보다 높은 TS를 얻는 관점에서는, C 함유량은, 0.18％ 초과로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.40％를 초과하면, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트 내부의 탄화물이 조대화하기 때문에, 굽힘성이 열화한다. 따라서, C 함유량은 0.40％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.38％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.36％ 이하로 한다.
Si: 0.001％ 이상 2.0％ 이하
Si는 고용 강화에 의한 강화 원소이다. 또한, Si는, 200℃ 이상의 온도역에서 강판을 템퍼링하는 경우에, 조대한 탄화물의 과잉인 생성을 억제하여 굽힘성의 개선에 기여한다. 또한, Si는, 판두께 중앙부에서의 Mn 편석을 경감하여 MnS의 생성의 억제에도 기여한다. 더하여, Si는, 연속 어닐링 시의 강판 표층부의 산화에 의한 탈탄, 나아가서는 탈B의 억제에도 기여한다. 여기에서, 상기와 같은 효과를 충분히 얻으려면, Si 함유량을 0.001％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.003％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 한편, Si 함유량이 지나치게 많아지면, 그 편석이 판두께 방향으로 확산되기 때문에, 판두께 방향으로 조대한 MnS가 생성되기 쉬워져, 굽힘성이 열화한다. 따라서, Si 함유량은 2.0％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 1.5％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.2％ 이하로 한다.
Mn: 0.10％ 이상 1.70％ 이하
Mn은, 강의 퀀칭성을 향상시키고, 소정의 템퍼링 마르텐사이트 및/또는 베이나이트의 면적률을 확보하기 위해 함유시킨다. Mn 함유량이 0.10％ 미만에서는, 강판 표층부에 페라이트가 생성됨으로써 강도 및 항복비가 저하한다. 따라서, Mn 함유량은 0.10％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.40％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.80％ 이상이다. 한편, Mn은, MnS의 생성·조대화를 특히 조장하는 원소로서, Mn 함유량이 1.70％를 초과하면, 조대한 개재물이 증가하여, 굽힘성을 현저하게 열화시킨다. 따라서, Mn 함유량은 1.70％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.60％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.50％ 이하로 한다.
P: 0.05％ 이하
P는, 강을 강화하는 원소이지만, 그의 함유량이 많으면 균열 발생을 촉진하기 때문에, 굽힘성을 현저하게 열화시킨다. 따라서, P 함유량은 0.05％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.03％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.01％ 이하이다. 또한, P 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.003％ 정도이다.
S: 0.0050％ 이하
S는, MnS, TiS, Ti(C, S) 등의 형성을 통해 굽힘성에 큰 악영향을 미치기 때문에, 엄밀하게 제어할 필요가 있다. 이 개재물에 의한 폐해를 경감하기 위해, S 함유량은 0.0050％ 이하로 할 필요가 있다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0020％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0005％ 이하이다. 또한, S 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0002％ 정도이다.
Al: 0.01％ 이상 0.20％ 이하
Al은 충분한 탈산을 행하여, 강 중의 조대 개재물을 저감하기 위해 첨가된다. 그의 효과가 나타나는 것이 Al 함유량 0.01％ 이상이다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.02％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 0.20％ 초과가 되면, 열간 압연 후의 권취 시에 생성된 시멘타이트 등의 Fe를 주성분으로 하는 탄화물이 어닐링 공정에서 고용되기 어려워져, 조대한 개재물이나 탄화물이 생성되기 때문에, 굽힘성이 열화한다. 따라서, Al 함유량은 0.20％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.17％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.15％ 이하로 한다.
N: 0.010％ 이하
N은, 강 중에서 TiN, (Nb, Ti)(C, N), AlN 등의 질화물, 탄질화물계의 조대 개재물을 형성하는 원소로서, 이들의 생성을 통해 굽힘성을 열화시킨다. 굽힘성의 열화를 방지하기 위해, N 함유량은 0.010％ 이하로 할 필요가 있다. N 함유량은, 바람직하게는 0.007％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이하이다. 또한, N 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0006％ 정도이다.
본 발명의 강판은, 상기 성분을 함유하고, 잔부의 Fe(철) 및 불가피적 불순물을 포함하는 성분 조성을 갖지만, 상기 성분과 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다. 본 발명의 강판에는, 추가로 하기의 성분을 임의 성분으로서 함유시킬 수 있다. 또한, 하기의 임의 성분을 하한값 미만으로 포함하는 경우, 그 성분은 불가피적 불순물로서 포함되는 것으로 한다.
B: 0.0002％ 이상 0.0035％ 미만
B는, 강의 퀀칭성을 향상시키는 원소로서, B 함유에 의해, Mn 함유량이 적은 경우라도, 소정의 면적률의 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트를 생성시키는 효과가 얻어진다. 이러한 B의 효과를 얻으려면, B 함유량을 0.0002％ 이상으로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0007％ 이상이다. 또한, N을 고정하는 관점에서, 0.002％ 이상의 함유량의 Ti와 복합 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, B 함유량이 0.0035％ 이상이 되면, 어닐링 시의 시멘타이트의 고용 속도를 지연시켜, 미고용의 시멘타이트 등의 Fe를 주성분으로 하는 탄화물이 잔존하게 된다. 이에 따라, 조대한 개재물이나 탄화물이 생성되기 때문에, 굽힘성이 열화한다. 따라서, B 함유량은 0.0035％ 미만으로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0030％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0025％ 이하로 한다.
Nb: 0.002％ 이상 0.08％ 이하 및 Ti: 0.002％ 이상 0.12％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종
Nb나 Ti는, 구(prior)γ립의 미세화를 통해, 고강도화와 함께 굽힘성의 개선에 기여한다. 또한, Nb나 Ti의 미세 탄화물 생성에 의해, 이들의 미세 탄화물이 수소의 트랩 사이트(trap sites)가 되어, 강 중의 확산성 수소량을 감소시켜, 굽힘성을 양호하게 한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Nb나 Ti의 적어도 1종을 0.002％ 이상으로 함유시킬 필요가 있다. 어느 원소의 함유량에서도 바람직하게는 0.003％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 한편, Nb나 Ti를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열 시에 미고용으로 잔존하는 NbN, Nb(C, N), (Nb, Ti)(C, N) 등의 Nb계의 조대한 석출물, TiN, Ti(C, N), Ti(C, S), TiS 등의 Ti계의 조대한 석출물이 증가하여, 굽힘성이 열화한다. 이 때문에, Nb 함유량은 0.08％ 이하로 한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.06％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.04％ 이하로 한다. Ti 함유량은 0.12％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.10％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.08％ 이하로 한다.
Cu: 0.005％ 이상 1％ 이하 및 Ni: 0.01％ 이상 1％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종
Cu나 Ni는, 자동차의 사용 환경에서의 내식성을 향상시키고, 또한 부식 생성물이 강판 표면을 피복하여 강판으로의 수소 침입을 억제하는 효과가 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cu는 0.005％ 이상 함유시킬 필요가 있다. Ni는 0.01％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 굽힘성 향상의 관점에서는, Cu 함유량, Ni 함유량은 각각, 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.08％ 이상이다. 그러나, Cu 함유량이나 Ni 함유량이 지나치게 많아지면 표면 결함의 발생을 초래하여, 도금성이나 화성 처리성을 열화시키기 때문에, Cu 함유량, Ni 함유량은 각각, 1％ 이하로 한다. Cu 함유량, Ni 함유량은 각각, 바람직하게는 0.8％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.6％ 이하이다.
Cr: 0.01％ 이상 1.0％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 0.3％ 미만, V: 0.003％ 이상 0.5％ 이하, Zr: 0.005％ 이상 0.20％ 이하 및 W: 0.005％ 이상 0.20％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상
Cr, Mo, V는, 강의 퀀칭성의 향상 효과나, 템퍼링 마르텐사이트의 미세화에 의한 굽힘성의 더 한층의 개선 효과를 얻는 목적으로, 함유시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻으려면, Cr 함유량, Mo 함유량은 각각, 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. Cr 함유량, Mo 함유량은 각각, 바람직하게는 0.02％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.03％ 이상이다. V 함유량은 0.003％ 이상으로 할 필요가 있다. V 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.007％ 이상으로 한다. 그러나, 어느 원소도 지나치게 많아지면 탄화물의 조대화에 의해, 굽힘성을 열화시킨다. 그 때문에 Cr 함유량은 1.0％ 이하로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.4％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.2％ 이하이다. Mo 함유량은 0.3％ 미만으로 한다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.2％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.1％ 이하이다. V 함유량은 0.5％ 이하로 한다. V 함유량은, 바람직하게는 0.4％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.3％ 이하로 한다.
Zr이나 W는, 구γ립의 미세화를 통해, 고강도화와 함께 굽힘성의 개선에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Zr 함유량, W 함유량은 각각, 0.005％ 이상으로 할 필요가 있다. Zr 함유량, W 함유량은 각각, 바람직하게는 0.006％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.007％ 이상으로 한다. 단, Zr이나 W를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열 시에 미고용으로 잔존하는 조대한 석출물이 증가하여, 굽힘성이 열화한다. 이 때문에, Zr 함유량, W 함유량은 각각, 0.20％ 이하로 한다. Zr 함유량, W 함유량은 각각, 바람직하게는 0.15％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이하로 한다.
Ca: 0.0002％ 이상 0.0030％ 이하, Ce: 0.0002％ 이상 0.0030％ 이하, La: 0.0002％ 이상 0.0030％ 이하 및 Mg: 0.0002％ 이상 0.0030％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상
Ca, Ce, La는, S를 황화물로서 고정하여, 강 중 수소의 트랩 사이트가 되기 때문에, 강 중의 확산성 수소량이 감소하여, 굽힘성의 개선에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ca, Ce, La의 함유량은 각각, 0.0002％ 이상으로 할 필요가 있다. Ca, Ce, La의 함유량은 각각, 바람직하게는 0.0003％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, 이들 원소는 다량으로 첨가하면 황화물의 조대화에 의해, 굽힘성을 열화시킨다. 따라서, Ca, Ce, La의 함유량은 각각, 0.0030％ 이하로 한다. Ca, Ce, La의 함유량은 각각, 바람직하게는 0.0020％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이하로 한다.
Mg는, MgO로서 O를 고정하여, MgO가 강 중 수소의 트랩 사이트가 되기 때문에, 강 중의 확산성 수소량이 감소하여, 굽힘성의 개선에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 Mg 함유량을 0.0002％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.0003％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, Mg를 다량으로 첨가하면 MgO의 조대화에 의해, 굽힘성이 열화하기 때문에, Mg 함유량은 0.0030％ 이하로 한다. Mg 함유량은, 바람직하게는 0.0020％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이하로 한다.
Sb: 0.002％ 이상 0.1％ 이하 및 Sn: 0.002％ 이상 0.1％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종
Sb나 Sn은, 강판 표층부의 산화나 질화를 억제하여, 강판 표층부의 산화나 질화에 의한 C나 B의 저감을 억제한다. 또한, C나 B의 저감이 억제됨으로써, 강판 표층부의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Sb 함유량, Sn 함유량은 각각, 0.002％ 이상으로 할 필요가 있다. Sb 함유량, Sn 함유량은 각각, 바람직하게는 0.003％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.004％ 이상으로 한다. 한편, Sb 함유량, Sn 함유량의 어느 경우라도 0.1％를 초과하여 함유하면, 구γ립계에 Sb나 Sn이 편석하여 균열 발생을 촉진하기 때문에, 굽힘성이 열화한다. 이 때문에, Sb 함유량, Sn 함유량은 각각, 0.1％ 이하로 한다. Sb 함유량, Sn 함유량은 각각, 바람직하게는 0.08％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.06％ 이하로 한다.
이어서, 본 발명의 강판의 강 조직에 대해서 설명한다.
평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 베이나이트, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률이 합계로 90％ 이상
TS≥1320㎫의 고강도와 우수한 굽힘성을 양립하기 위해, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 베이나이트 및/또는 템퍼링 마르텐사이트의 조직 전체에 대한 면적률은 합계로 90％ 이상으로 한다. 90％ 미만이면, 페라이트, 잔류 γ(잔류 오스테나이트) 및 마르텐사이트 중 어느 것이 많아져, 강도 혹은 항복비가 저하한다. 또한, 상기 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 조직 전체에 대한 면적률은 합계로 100％라도 좋다. 또한, 상기 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트는, 어느 한쪽의 면적률이 상기 범위라도 좋고, 양쪽의 합계의 면적률이 상기 범위라도 좋다. 또한 그 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트 내부의 탄화물의 평균 입경이 50㎚ 초과가 되면, 강 중의 확산성 수소의 트랩 사이트가 되지 않기 때문에, 굽힘성을 열화시키고, 추가로 탄화물이 파괴의 기점이 되기 때문에, 굽힘성을 열화시킨다. 본 발명에 있어서, 마르텐사이트란 저온(마르텐사이트 변태점 이하)에서 오스테나이트로부터 생성된 경질인 조직을 가리키고, 템퍼링 마르텐사이트는 마르텐사이트를 재가열했을 때에 템퍼링되는 조직을 가리킨다. 베이나이트란 비교적 저온(마르텐사이트 변태점 이상)에서 오스테나이트로부터 생성되고, 침 형상 또는 판 형상의 페라이트 중에 미세한 탄화물이 분산된 경질인 조직을 가리킨다. 여기에서 말하는 평균 입경이란, 각 베이나이트나 템퍼링 마르텐사이트가 포함되는 구오스테나이트 내에 존재하는 전체 탄화물의 입경의 평균을 취한 것이다.
또한, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트 이외의 잔부 조직은, 페라이트, 잔류 γ, 마르텐사이트 등이고, 그의 합계량은 면적률로 10％ 이하이면 허용할 수 있다. 상기 잔부 조직은, 면적률로 0％라도 좋다. 본 발명에 있어서, 페라이트란 비교적 고온에서의 오스테나이트로부터의 변태에 의해 생성되고, BCC 격자의 결정립으로 이루어지는 조직이다.
여기에서, 강 조직에 있어서의 각 조직의 면적률의 값은, 실시예에 기재된 방법으로 측정하여 얻어진 값을 채용한다.
소재 강판의 표면에서 판두께 1/8까지의 영역에 있어서, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 베이나이트, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률이 합계로 80％ 이상
굽힘 가공에 의한 균열은, 도금 강판의 굽힘 능선부의 표층에서 발생하기 때문에, 강판 표층부의 조직은 매우 중요해진다. 본 발명에서는, 표층부의 미세 탄화물을 수소의 트랩 사이트로서 활용함으로써, 강 중 표층 부근의 확산성 수소량을 저감하여, 굽힘성을 양호하게 한다. 따라서, 소재 강판의 표면에서 판두께 1/8까지의 영역에 있는 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 베이나이트, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률을 합계로 80％ 이상으로 함으로써, 소망하는 굽힘성을 확보할 수 있다. 상기 면적률은, 바람직하게는 82％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 85％ 이상이다. 상기 면적률의 상한은 특별히 한정하지 않고, 100％라도 상관없다. 또한, 상기 영역에 있어서, 상기 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트는, 어느 한쪽의 면적률이 상기 범위라도 좋고, 양쪽의 합계의 면적률이 상기 범위라도 좋다.
강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm 이하
본 발명에 있어서 확산성 수소량이란, 전기 아연계 도금 강판으로부터 도금을 제거한 후, 바로 승온 탈리 분석 장치를 이용하여 200℃/hr의 승온 속도로 승온했을 때의 가열 개시 온도(25℃)에서 200℃까지 방출되는 누적 수소량을 말한다. 강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm 초과에서는 굽힘성이 열화한다. 따라서, 강 중의 확산성 수소량은 0.20질량ppm 이하, 바람직하게는 0.15질량ppm 이하, 보다 바람직하게는 0.10질량ppm 이하로 한다. 하한은 특별히 한정되는 것은 아니고, 0질량ppm이라도 좋다. 또한, 강 중의 확산성 수소량의 값은, 실시예에 기재된 방법으로 측정하여 얻어진 값을 채용한다. 본 발명에서는, 강판을 성형 가공이나 용접을 하기 전에, 강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm 이하인 것이 필요하다. 단, 강판을 성형 가공이나 용접한 후의 제품(부재)에 대해서, 일반적인 사용 환경에 놓여진 당해 제품으로부터 샘플을 잘라내어 강 중의 확산성 수소량을 측정했을 때에, 강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm 이하이면, 성형 가공이나 용접을 하기 전에도 강 중의 확산성 수소량은 0.20질량ppm 이하였다고 간주할 수 있다.
개재물 및 평균 입경이 0.1㎛ 이상인 탄화물의 외주의 합계가 50㎛/㎟ 이하(적합 조건)
조대한 개재물이나 탄화물이 존재하면, 모상과 개재물이나 탄화물의 계면에 보이드가 생성되기 쉬워진다. 그 보이드의 발생 빈도는 조대 개재물이나 탄화물과 모상의 계면적(area of interface)에 대응하고 있기 때문에, 그의 합계의 계면적을 저감하는 것이 보이드의 생성을 억제하여, 굽힘성을 향상시킨다. 따라서, 개재물 및 평균 입경이 0.1㎛ 이상인 탄화물의 외주의 합계(합계 외주)는 50㎛/㎟ 이하(1㎟당 50㎛ 이하)가 바람직하고, 보다 바람직하게는 45㎛/㎟ 이하, 더욱 바람직하게는 40㎛/㎟ 이하이다. 또한, 여기에서 말하는 평균 입경이란 장축 길이와 단축 길이의 평균값으로 한다. 장축 길이나 단축 길이는 타원 근사했을 때의 장축의 길이, 단축의 길이를 의미한다. 또한, 개재물 및 평균 입경이 0.1㎛ 이상인 탄화물의 외주의 합계는, 실시예에 기재된 방법에 의해 구한다.
본 발명의 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판은, 소재가 되는 강판(소재 강판)의 표면에, 전기 아연계 도금을 갖는다. 아연계 도금의 종류는 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 아연 도금(순Zn), 아연 합금 도금(Zn-Ni, Zn-Fe, Zn-Mn, Zn-Cr, Zn-Co) 등의 어느 것이라도 상관없다. 전기 아연계 도금의 부착량은, 내식성 향상의 관점에서, 편면당으로 25g/㎡ 이상이 바람직하다. 또한, 전기 아연계 도금의 부착량은, 굽힘성을 열화시키지 않는 관점에서, 편면당으로 50g/㎡ 이하가 바람직하다. 본 발명의 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판은, 소재 강판의 편면에 전기 아연계 도금을 가져도 좋고, 소재 강판의 양면에 전기 아연계 도금을 가져도 좋지만, 자동차에 이용되는 경우, 소재 강판의 양면에 전기 아연계 도금을 갖는 것이 바람직하다.
이어서, 본 발명의 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판의 특성에 대해서 설명한다.
본 발명의 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판은 강도가 높다. 구체적으로는, 인장 강도가 1320㎫ 이상이다. 바람직하게는 1400㎫ 이상, 보다 바람직하게는 1470㎫ 이상, 더욱 바람직하게는 1600㎫ 이상이다. 또한, 인장 강도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 다른 특성과의 균형의 취하기 쉬움의 관점에서 2200㎫ 이하가 바람직하다. 또한, 인장 강도는, 실시예에 기재된 방법에 의해 측정한다.
본 발명의 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판은 항복비가 높다. 구체적으로는, 항복비 0.80 이상이다. 바람직하게는 0.81 이상, 보다 바람직하게는 0.82 이상이다. 또한, 항복비의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 다른 특성과의 균형의 취하기 쉬움의 관점에서, 0.95 이하가 바람직하다. 특히, 어닐링 공정에 있어서 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 물 퀀칭 등의 초(超)급냉각 또한 냉각 정지 온도를 50℃ 이하, 유지 온도를 150∼200℃로 함으로써, 항복비가 0.82 이상, 또한 인장 강도가 1600㎫ 이상인 특성을 얻는 것이 가능하다. 또한, 항복비는, 실시예에 기재된 방법으로 측정한 인장 강도 및 항복 강도로부터 산출한다.
본 발명의 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판은 굽힘성이 우수하다. 구체적으로는, 실시예에 기재된 굽힘 시험을 행했을 때에, 판두께(t)에 대한 굽힘 반경(R)인 R/t가 인장 강도가 1320㎫ 이상 1530㎫ 미만에서는 3.5 미만, 인장 강도가 1530㎫ 이상 1700㎫ 미만에서는 4.0 미만, 1700㎫ 이상에서는 4.5 미만이다. 바람직하게는 인장 강도가 1320㎫ 이상 1530㎫ 미만에서는 3.0 이하, 인장 강도가 1530㎫ 이상 1700㎫ 미만에서는 3.5 이하, 1700㎫ 이상에서는 4.0 이하이다.
이어서, 본 발명의 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판의 일 실시 형태에 따른 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판의 일 실시 형태에 따른 제조 방법은, 열연 공정, 어닐링 공정, 전기 도금 공정을 적어도 갖는다. 또한, 열연 공정과 어닐링 공정의 사이에, 냉연 공정을 가져도 좋다. 또한, 전기 도금 공정의 후에, 템퍼링 공정을 가져도 좋다. 이하, 각각의 공정에 대해서 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 온도는, 슬래브, 강판 등의 표면 온도를 의미한다.
열연 공정
열연 공정이란, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 가열 온도: 1200℃ 이상, 마무리 압연 종료 온도: 840℃ 이상으로 하여 열간 압연을 행한 후, 마무리 압연 종료 온도에서 700℃까지의 온도역을 40℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 700℃ 이하의 1차 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 그 후, 1차 냉각 정지 온도에서 650℃까지의 온도역을 2℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 630℃ 이하의 권취 온도까지 냉각하여 권취하는 공정이다.
전술한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연에 제공한다. 슬래브 가열 온도를 1200℃ 이상으로 함으로써, 황화물의 고용 촉진과 Mn 편석의 경감이 도모되고, 상기한 조대한 개재물량 및 탄화물량의 저감이 도모되어, 굽힘성이 향상한다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 1200℃ 이상으로 한다. 슬래브 가열 온도는, 보다 바람직하게는 1230℃ 이상, 더욱 바람직하게는 1250℃ 이상으로 한다. 슬래브 가열 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 슬래브 가열 온도는, 1400℃ 이하가 바람직하다. 또한, 예를 들면, 슬래브 가열 시의 가열 속도는 5∼15℃/분으로 하고, 슬래브 균열 시간은 30∼100분으로 하면 좋다.
열간 압연 중의 1150℃에서 마무리 압연 종료 온도까지의 압연 시간은 200초 이내가 바람직하다. 압연 시간을 짧게 함으로써, 개재물이나 조대 탄질화물의 생성을 억제할 수 있다. 또한, 개재물이 생성되었다고 해도, 그 개재물의 조대화를 억제할 수 있다. 따라서, 압연 시간을 짧게 함으로써, 굽힘성의 향상에 기여할 수 있다. 이상으로부터, 1150℃에서 마무리 압연 종료 온도까지의 압연 시간은 200초 이내가 바람직하다. 상기 압연 시간은, 보다 바람직하게는 180초 이내, 더욱 바람직하게는 160초 이내로 한다. 하한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 상기 압연 시간은, 40초 이상이 바람직하다.
마무리 압연 종료 온도는 840℃ 이상으로 할 필요가 있다. 마무리 압연 종료 온도가 840℃ 미만에서는, 온도의 저하까지 시간이 걸리고, 개재물 및 조대 탄화물이 생성됨으로써 굽힘성을 열화시킬 뿐만 아니라, 강판의 내부의 품질도 저하할 가능성이 있다. 따라서, 마무리 압연 종료 온도는 840℃ 이상으로 하는 것이 필요하다. 바람직하게는 860℃ 이상이다. 한편, 상한은 특별히 한정하지 않지만, 후의 권취 온도까지의 냉각이 곤란해지기 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 950℃ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 920℃ 이하이다.
마무리 압연 종료 후, 마무리 압연 종료 온도에서 700℃까지의 온도 영역을 40℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 냉각 속도가 느리면 개재물이 생성되고, 그 개재물이 조대화함으로써, 굽힘성을 열화시킨다. 또한 표층의 탈탄에 의해, 강 중 표층부의 탄화물을 갖는 마르텐사이트나 베이나이트의 면적률이 감소하기 때문에, 표층 부근의 수소 트랩 사이트인 미세 탄화물이 감소하여, 소망하는 굽힘성을 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, 마무리 압연 종료 후, 마무리 압연 종료 온도에서 700℃까지의 평균 냉각 속도는 40℃/초 이상으로 한다. 상기 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 50℃/초 이상이다. 상기 평균 냉각 속도의 상한에 대해서는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 250℃/초 정도가 바람직하다. 또한, 1차 냉각 정지 온도는 700℃ 이하로 한다. 1차 냉각 정지 온도가 700℃ 초과이면, 700℃까지 탄화물이 생성되기 쉬워지고, 그 탄화물이 조대화함으로써, 굽힘성을 열화시킨다. 1차 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 1차 냉각 정지 온도가 650℃ 이하에서는 급속 냉각에 의한 탄화물 생성 억제 효과가 작아지기 때문에, 1차 냉각 정지 온도는 650℃ 초과가 바람직하다.
그 후, 1차 냉각 정지 온도에서 650℃까지의 온도역을 2℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 630℃ 이하의 권취 온도까지 냉각한다. 상기 650℃까지의 냉각 속도가 느리면 개재물이 생성되고, 그 개재물이 조대화함으로써, 굽힘성을 열화시킨다. 또한 표층의 탈탄에 의해, 강 중 표층부의 탄화물을 갖는 마르텐사이트나 베이나이트의 면적률이 감소하기 때문에, 표층 부근의 수소 트랩 사이트인 미세 탄화물이 감소하여, 소망하는 굽힘성을 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, 상기와 같이 700℃까지의 온도 영역을 40℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 700℃ 이하의 1차 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 1차 냉각 정지 온도에서 650℃까지의 평균 냉각 속도는 2℃/초 이상으로 한다. 상기 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 3℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 5℃/초로 한다. 상기 650℃에서 권취 온도까지의 평균 냉각 속도는, 특별히 한정되지 않지만, 0.1℃/초 이상 100℃/초 이하가 바람직하다.
또한, 평균 냉각 속도는 특별히 언급하지 않는 한, (냉각 개시 온도－냉각 정지 온도)/냉각 개시 온도에서 냉각 정지 온도까지의 냉각 시간으로 한다.
권취 온도는, 630℃ 이하로 한다. 권취 온도가 630℃ 초과에서는, 지철 표면이 탈탄할 우려가 있고, 강판 내부와 표면에서 조직 차이가 생겨 합금 농도 불균일의 원인이 된다. 또한 탈탄에 의해 표층부에 페라이트가 생성되고, 인장 강도, 또는, 항복비, 또는, 인장 강도와 항복비의 양쪽을 저하시킨다. 따라서, 권취 온도는 630℃ 이하로 한다. 바람직하게는 600℃ 이하이다. 하한은 특별히 한정되지 않지만, 냉간 압연을 행하는 경우의 냉간 압연성의 저하를 막기 위해 권취 온도는 500℃ 이상이 바람직하다.
권취 후의 열연 강판을 산 세정해도 좋다. 산 세정 조건은 특별히 한정되지 않는다. 또한, 열연 강판의 산 세정은 행하지 않아도 좋다.
냉연 공정
냉연 공정이란, 열연 공정에서 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 공정이다. 냉간 압연의 압하율은 특별히 한정되지 않지만, 압하율이 20％ 미만인 경우, 표면의 평탄도가 나쁘고, 조직이 불균일하게 될 위험성이 있기 때문에, 압하율은 20％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 냉연 공정은 필수의 공정은 아니고, 강 조직이나 기계적 특성이 본 발명을 충족하면, 냉간 압연 공정은 생략해도 상관없다.
어닐링 공정
어닐링 공정이란, 냉연 강판 또는 열연 강판을, AC3점 이상의 어닐링 온도에서 30초 이상 유지(균열)한 후, 냉각 개시 온도: 680℃ 이상, 680℃에서 260℃까지 평균 냉각 속도: 70℃/초 이상, 냉각 정지 온도: 260℃ 이하의 조건으로 냉각하고, 150∼260℃의 온도역의 유지 온도에서 20∼1500초 유지하는 공정이다.
열연 강판 또는 냉연 강판을, AC3점 이상의 어닐링 온도로 가열 후, 균열한다. 어닐링 온도가 AC3점 미만에서는, 페라이트량이 과잉이 되어, 0.80 이상의 YR을 갖는 강판을 얻는 것이 어려워진다. 따라서, 어닐링 온도는 AC3점 이상으로 할 필요가 있다. 어닐링 온도는, 바람직하게는 AC3점＋10℃ 이상으로 한다. 어닐링 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 오스테나이트 입경의 조대화를 억제하여, 굽힘성의 열화를 막는 관점에서, 어닐링 온도는 910℃ 이하가 바람직하다.
또한, 여기에서 말하는 AC3점(℃)은 이하의 식에 의해 산출한다. 또한, 하기식에 있어서 (％원소 기호)는 각 원소의 함유량(질량％)을 의미한다.
AC3＝910－203(％C)1/2＋45(％Si)－30(％Mn)－20(％Cu)－15(％Ni)＋11(％Cr)＋32(％Mo)＋104(％V)＋400(％Ti)＋460(％Al)
어닐링 온도에서의 유지 시간(어닐링 유지 시간)은 30초 이상으로 한다. 어닐링 유지 시간이 30초 미만이 되면, 탄화물의 용해와 오스테나이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 이후의 열처리 시에 남은 탄화물이 조대화하여, 굽힘성이 열화한다. 따라서, 어닐링 유지 시간은 30초 이상, 바람직하게는 35초 이상으로 한다. 어닐링 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 오스테나이트 입경의 조대화를 억제하여, 굽힘성의 열화를 막는 관점에서, 어닐링 유지 시간은 900초 이하로 하는 것이 바람직하다.
어닐링 온도에서의 유지 후, 냉각 개시 온도: 680℃ 이상, 680℃에서 260℃까지의 평균 냉각 속도가 70℃/초 이상의 조건으로, 260℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한다. 상기 평균 냉각 속도로 하는 온도역의 상한이 680℃ 미만에서는 페라이트의 생성을 초래하기 때문에 0.80 이상의 YR을 갖는 강판을 얻는 것이 어려워진다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도로 하는 온도역의 상한은 680℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 700℃ 이상이다. 상기 평균 냉각 속도로 하는 온도역의 하한이 260℃ 초과에서는, 충분히 템퍼링이 진행되지 않고, 최종 조직에 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트가 생성되어, 항복비가 저하한다. 또한, 강 중의 수소가 대기로 탈리하지 않고, 강 중에 수소가 잔류함으로써, 굽힘성을 열화시킨다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도로 하는 온도역의 하한은 260℃ 이하로 한다. 바람직하게는 240℃ 이하로 한다. 상기 평균 냉각 속도가 70℃/초 미만에서는 상부 베이나이트나 하부 베이나이트가 다량으로 생성되기 쉬워져, 최종 조직에 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트가 생성됨으로써 항복비가 저하한다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도는 70℃/초 이상, 바람직하게는 100℃/초 이상, 보다 바람직하게는 500℃/초 이상으로 한다. 상기 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상 2000℃/초 정도이다. 또한, 어닐링 온도에서 680℃까지의 평균 냉각 속도, 260℃에서 냉각 정지 온도(냉각 정지 온도가 260℃ 미만인 경우)까지의 평균 냉각 속도는 특별히 한정되지 않는다.
필요에 따라서 재가열 처리를 실시하고(냉각 정지 온도가 150℃ 미만인 경우는 재가열이 필요하게 되지만, 냉각 정지 온도가 150℃ 이상에서 재가열을 행해도 좋음), 그 후, 150∼260℃의 온도역의 유지 온도에서 20∼1500초 유지한다. 템퍼링 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 내부에 분포하는 탄화물은, 퀀칭 후의 저온역에서의 유지 중에 생성되는 탄화물이고, 수소의 트랩 사이트가 됨으로써 수소를 포착하여, 굽힘성의 열화를 막을 수 있다. 양호한 내지연 파괴 특성을 얻기 위해서는, 실온 부근(5∼40℃)까지 퀀칭한 후에 150∼260℃로 재가열하여 20∼1500초 유지하거나, 또는 냉각 정지 온도를 150∼260℃로 하고, 유지 시간을 20∼1500초로 제어하는 것이 바람직하다. 유지 온도가 150℃ 미만, 또는 유지 시간이 20초 미만이 되면, 템퍼링 마르텐사이트 및/또는 베이나이트 내부의 탄화물의 생성이 불충분해져, 강 중의 확산성 수소의 트랩 사이트가 감소하기 때문에, 강 중의 확산성 수소량이 증가하여, 굽힘성이 열화한다. 한편, 유지 온도가 260℃ 초과, 또는, 유지 시간이 1500초 초과가 되면, 구γ립 내 및 구γ립계에서의 탄화물의 조대화가 발생하여, 탄화물의 평균 입경이 50㎚ 초과가 되기 때문에, 오히려 굽힘성이 열화한다. 또한, 유지 시간은, 바람직하게는 120초 이상이다. 또한, 유지 시간은, 바람직하게는 1200초 이하이다. 또한, 재가열의 조건은 한정되지 않는다. 또한, 냉각 정지 온도가 150℃ 미만인 경우에는 재가열이 필요하다.
전기 도금 공정
전기 도금 공정은, 전기 아연계 도금 공정이다.
전기 아연계 도금 공정이란, 어닐링 공정 후의 강판을 실온까지 냉각하여 전기 아연계 도금을 실시하는 공정이다. 150∼260℃의 온도역에서의 유지에서 실온(10∼30℃)까지의 평균 냉각 속도는 특별히 한정하지 않지만, 50℃까지를 1℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 하는 것이 바람직하다. 실온까지 냉각한 후, 전기 아연계 도금을 실시한다. 강 중으로의 수소의 침입을 억제하여, 강 중의 확산성 수소량을 0.20질량ppm 이하로 하기 위해서는, 전기 도금의 시간이 중요하다. 전기 도금 시간이 300초 초과에서는 산에 침지하는 시간이 길기 때문에, 강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm 초과가 되어, 굽힘성이 열화한다. 따라서, 전기 도금 시간은 300초 이내로 한다. 바람직하게는 250초 이내, 더욱 바람직하게는 200초 이내로 한다. 또한, 전기 도금의 시간의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 30초 이상이 바람직하다. 도금 부착량을 충분히 확보할 수 있으면, 전류 효율 등의 전기 도금 시간 이외의 조건은 특별히 한정하지 않는다.
템퍼링 공정
템퍼링 공정은, 강 중으로부터 수소를 빼내기 위해 행해지는 공정이고, 250℃ 이하의 온도역에서 이하의 식 (1)을 충족하는 유지 시간 t로 유지함으로써 강 중의 확산성 수소량을 저감할 수 있어, 더 한층의 굽힘성의 향상에 활용할 수 있다. 템퍼링 온도가 250℃ 초과, 혹은 이하의 식을 충족하지 않는 시간 유지한 경우는, 베이나이트 혹은 템퍼링 마르텐사이트 중의 탄화물이 조대화하여, 굽힘성을 열화시키는 경우가 있기 때문에, 유지 온도는 250℃ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 200℃ 이하, 더욱 바람직하게는 150℃ 이하로 한다.
(T＋273)(logt＋4)≤2700 ···(1)
단, 식 (1)에 있어서의 T는, 템퍼링 공정에 있어서의 유지 온도(℃)이고, t는 템퍼링 공정에 있어서의 유지 시간(초)이다.
또한, 열간 압연 공정 후의 열연 강판에는, 조직 연질화를 위한 열처리를 행해도 좋고, 전기 도금 공정 후는 형상 조정을 위한 조질 압연을 행해도 좋다.
이상 설명한 본 실시 형태에 따른 제조 방법에 의하면, 도금 처리 전의 제조 조건 및 도금 조건을 제어함으로써, 강 중의 확산성 수소량이 저감하여, 굽힘성이 우수한 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판을 얻는 것이 가능해진다.
실시예
본 발명을, 실시예를 참조하면서 구체적으로 설명한다.
1. 평가용 강판의 제조
표 1에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 진공 용해로에서 용제 후, 분괴 압연하여 27㎜ 두께의 분괴 압연재를 얻었다. 얻어진 분괴 압연재를 판두께 4.0㎜ 두께까지 열간 압연하여, 열연 강판을 제조했다. 이어서, 냉간 압연하는 샘플은, 열연 강판을 연삭 가공하여, 판두께 3.2㎜로 한 후, 표 2-1∼표 2-4에 나타내는 압하율로 냉간 압연하고, 판두께 2.72∼0.96㎜까지 냉간 압연하여, 냉연 강판을 제조했다. 또한, 표 2-3 중, 냉간 압연의 압하율의 수치가 기재되어 있지 않는 것은, 냉간 압연을 실시하고 있지 않는 것을 의미한다. 이어서, 상기에 의해 얻어진 열연 강판 및 냉연 강판에, 표 2-1∼표 2-4에 나타내는 조건으로 어닐링, 도금을 행하여, 전기 아연계 도금 강판을 제조했다. 또한, 표 1의 공란은, 의도적으로 첨가하고 있지 않는 것을 나타내고 있고, 함유하지 않는(0질량％) 경우뿐만 아니라, 불가피적으로 함유하는 경우도 포함한다. 또한, 일부의 조건에는 탈수소 처리를 위한 템퍼링 처리를 실시했다. 또한, 표 2-1∼표 2-4에 있어서, 템퍼링 조건이 공란인 것은, 템퍼링 처리를 실시하고 있지 않는 것을 의미한다.
상기 평가용 강판의 제조에 있어서, 전기 아연계 도금 강판의 제조에는, 순Zn에서는, 전기 도금액으로서, 순수에 440g/L의 황산 아연 7수화물을 더하고, 황산에 의해 pH2.0으로 조정한 것을 이용했다. Zn-Ni에서는, 순수에 150g/L의 황산 아연 7수화물 및 350g/L의 황산 니켈 6수화물을 더하고, 황산에 의해 pH1.3으로 조정한 것을 이용했다. Zn-Fe에서는, 순수에 50g/L의 황산 아연 7수화물 및 350g/L의 황산 Fe를 더하고, 황산에 의해 pH2.0으로 조정한 것을 이용했다. 또한, ICP 분석으로부터 도금의 합금 조성은 각각, 100％Zn, Zn-13％Ni, Zn-46％Fe였다. 전기 아연계 도금의 부착량은, 편면당으로 25∼50g/㎡로 했다. 구체적으로는, 100％Zn의 도금의 부착량은 편면당으로 33g/㎡, Zn-13％Ni의 도금의 부착량은 편면당으로 27g/㎡, Zn-46％Fe의 도금의 부착량은 편면당으로 27g/㎡였다. 또한, 이들 전기 아연계 도금을 강판의 양면에 실시했다.
(표 1)
Figure pct00001
(표 2-1)
Figure pct00002
(표 2-2)
Figure pct00003
(표 2-3)
Figure pct00004
(표 2-4)
Figure pct00005
2. 평가 방법
각종 제조 조건으로 얻어진 전기 아연계 도금 강판에 대하여, 강 조직을 해석함으로써 조직 분율을 조사하고, 인장 시험을 실시함으로써 인장 강도 등의 인장 특성을 평가하고, 굽힘 시험에 의해 굽힘성을 평가했다. 각 평가의 방법은 다음과 같다.
(평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 베이나이트, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률)
각 전기 아연계 도금 강판의 압연 방향 및 압연 방향에 대하여 수직 방향으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 판두께 L 단면을 경면 연마하여, 나이탈액으로 조직 현출한 후, 주사 전자 현미경을 이용하여 관찰하고, 배율 1500배의 SEM상(像) 위의, 실제 길이 82㎛×57㎛의 영역 상에 4.8㎛ 간격의 16×15의 격자를 두고, 각 상 위에 있는 점수를 세는 포인트카운팅법에 의해, 템퍼링 마르텐사이트(표 3-1∼표 3-4에서는 TM이라고 표기) 및 베이나이트(표 3-1∼표 3-4에서는 B라고 표기)의 면적률을 조사했다. 조직 전체에 있어서의 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 베이나이트 및 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은, 배율 1500배로 판두께 전체 두께를 연속적으로 관찰하고, 그 SEM상으로부터 구한 각각의 면적률의 평균값으로 했다. 소재 강판의 표면에서 판두께 1/8까지의 영역에 있어서의 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 베이나이트, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은, 배율 1500배로 소재 강판의 표면에서 소재 강판의 판두께 1/8까지의 영역을 연속적으로 관찰하고, 그 SEM상으로부터 구한 각각의 면적률의 평균값으로 했다. 템퍼링 마르텐사이트나 베이나이트는 백색의 조직을 나타내고 있고, 구오스테나이트립계 내에 블록이나 패킷이 현출한 조직을 나타내고 있고, 내부에 미세한 탄화물이 석출하고 있다. 또한, 블록립(block grain)의 면 방위와 에칭의 정도에 따라서는, 내부의 탄화물이 현출하기 어려운 경우도 있기 때문에, 그 경우는 에칭을 충분히 행하여 확인할 필요가 있다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트에 포함되는 탄화물의 평균 입경은, 하기의 방법에 의해 산출했다.
(템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트 내부의 탄화물의 평균 입경)
각 전기 아연계 도금 강판의 압연 방향 및 압연 방향에 대하여 수직 방향으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 판두께 L 단면을 경면 연마하여, 나이탈액으로 조직 현출한 후, 주사 전자 현미경을 이용하여 소재 강판의 표면에서 판두께 1/8까지 연속적으로 관찰하고, 배율 5000배의 SEM상 1개로부터 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트가 포함되는 구오스테나이트립의 내부에 있는 탄화물의 개수를 산출하고, 조직의 2치화를 행함으로써 1개의 결정립의 내부에 있는 탄화물의 합계 면적을 산출했다. 이 탄화물의 개수와 합계 면적으로부터 탄화물 1개당의 면적을 산출하고, 소재 강판의 표면에서 판두께 1/8까지의 영역에 있어서의 탄화물의 평균 입경을 산출했다. 조직 전체에 있어서의 탄화물의 평균 입경의 측정 방법은, 주사 전자 현미경을 이용하여 소재 강판의 판두께 1/4 위치를 관찰하고, 이후는 상기 소재 강판의 표면에서 판두께 1/8까지의 영역에 있어서의 탄화물의 평균 입경을 산출한 방법과 동일한 방법으로 조직 전체에 있어서의 탄화물의 평균 입경을 측정했다. 여기에서는 판두께 1/4 위치의 조직이 조직 전체의 평균적인 조직인 것으로 했다.
(개재물 및 평균 입경이 0.1㎛ 이상인 탄화물의 외주의 합계)
각 전기 아연계 도금 강판의 압연 방향 및 압연 방향에 대하여 수직 방향으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 판두께 L 단면을 경면 연마하여, 조직 현출을 위한 부식을 행하지 않고, 광학 현미경을 이용하여 관찰하고, 배율 400배의 광학 현미경 사진으로부터 검게 현출한 것을 개재물로서 측정했다. 또한, 각 전기 아연계 도금 강판의 압연 방향 및 압연 방향에 대하여 수직 방향으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 판두께 L 단면을 경면 연마하여, 나이탈액으로 조직 현출한 후, 주사 전자 현미경을 이용하여 관찰하고, 배율 5000배의 SEM상으로부터 평균 입경이 0.1㎛ 이상인 조대 탄화물을 측정했다. 개재물 혹은 조대 탄화물의 장축과 단축의 길이를 측정하고, 그의 평균값을 평균 입경으로 했다. 또한, 상기 평균 입경에 원주율 π를 곱함으로써, 개재물 및 평균 입경이 0.1㎛ 이상인 탄화물 각각의 외주를 산출하고, 그의 합계를, 개재물 및 평균 입경이 0.1㎛ 이상인 탄화물의 외주의 합계로 했다.
(인장 시험)
각 전기 아연계 도금 강판의 압연 방향으로부터, 표점 간 거리 50㎜, 표점 간 폭 25㎜, 판두께 1.4㎜의 JIS5호 시험편을 채취하고, 인장 속도가 10㎜/분으로 인장 시험을 행하여, 인장 강도(표 3-1∼표 3-4에서 TS라고 표기) 및 항복 강도(표 3-1∼표 3-4에서 YS라고 표기), 신장(표 3-1∼표 3-4에서 El이라고 표기)을 측정했다. 또한, YS/TS로부터 항복비(표 3-1∼표 3-4에서 YR이라고 표기)를 구했다.
(굽힘 시험)
각 전기 아연계 도금 강판의 압연 방향에 대하여 수직 방향으로부터, 장축 길이 100㎜, 단축 길이 30㎜의 직사각 형상의 판을 채취하고, 길이가 100㎜가 되는 장변측의 단면의 잘라냄은 전단 가공으로 하고, 전단 가공인 채의 상태로(버어(burr)를 제거하는 기계 가공을 실시하지 않고), 버어가 굽힘 외주측이 되도록 굽힘 가공을 실시했다. 굽힘 가공은, 굽힘 정점(peak) 내측의 각도가 90도(V 굽힘)가 되도록 행했다. 선단 굽힘 반경을 R로 강판의 판두께를 t로 했을 때에, R/t로 평가를 행했다.
(수소 분석 방법)
각 전기 아연계 도금 강판의 폭 중앙부로부터, 장축 길이 30㎜, 단축 길이 5㎜의 직사각 형상의 판을 채취했다. 이 직사각의 표면의 도금을 핸디 라우터로 완전하게 제거하고, 승온 탈리 분석 장치를 이용하여, 200℃/시간의 승온 속도로 수소 분석했다. 또한, 직사각 형상의 판을 채취하고, 도금을 제거한 후는, 바로 수소 분석을 실시했다. 그리고, 가열 개시 온도(25℃)에서 200℃까지 방출되는 누적 수소량을 측정하고, 이를 강 중의 확산성 수소량으로 했다.
3. 평가 결과
상기 평가 결과를 표 3-1∼표 3-4에 나타낸다.
(표 3-1)
Figure pct00006
(표 3-2)
Figure pct00007
(표 3-3)
Figure pct00008
(표 3-4)
Figure pct00009
본 실시예에서는, TS가 1320㎫ 이상, YR이 0.80 이상, 또한, R/t가, 인장 강도가 1320㎫ 이상 1530㎫ 미만에서는 3.5 미만, 인장 강도가 1530㎫ 이상 1700㎫ 미만에서는 4.0 미만, 1700㎫ 이상에서는 4.5 미만인 것을 합격으로 하고, 표 3-1∼표 3-4에 발명예로서 나타내고, TS가 1320㎫ 미만, 또는 YR이 0.80 미만, 또는 R/t가 상기 요건을 충족하지 않는 것을 불합격으로 하고, 표 3-1∼표 3-4에 비교예로서 나타냈다. 또한, 표 1∼3-4 중의 밑줄은, 본 발명의 요건, 제조 조건, 특성을 만족하고 있지 않는 것을 나타낸다.

Claims (12)

  1. 소재 강판의 표면에, 전기 아연계 도금을 갖는 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판으로서,
    상기 소재 강판은, 질량％로,
    C: 0.14％ 이상 0.40％ 이하,
    Si: 0.001％ 이상 2.0％ 이하,
    Mn: 0.10％ 이상 1.70％ 이하,
    P: 0.05％ 이하,
    S: 0.0050％ 이하,
    Al: 0.01％ 이상 0.20％ 이하 및
    N: 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    강 조직 전체에 있어서, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 베이나이트, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률이 합계로 90％ 이상이고, 소재 강판의 표면에서 판두께 1/8까지의 영역에 있어서, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 베이나이트, 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 갖는 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률이 합계로 80％ 이상인 강 조직을 갖고,
    강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm 이하인, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 소재 강판은, 상기 성분 조성과, 상기 강 조직을 갖고,
    상기 강 조직이, 개재물 및 평균 입경이 0.1㎛ 이상인 탄화물을 포함하고, 상기 개재물 및 평균 입경이 0.1㎛ 이상인 탄화물의 외주의 합계가 50㎛/㎟ 이하인, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    B: 0.0002％ 이상 0.0035％ 미만을 함유하는, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Nb: 0.002％ 이상 0.08％ 이하 및
    Ti: 0.002％ 이상 0.12％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Cu: 0.005％ 이상 1％ 이하 및
    Ni: 0.01％ 이상 1％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Cr: 0.01％ 이상 1.0％ 이하,
    Mo: 0.01％ 이상 0.3％ 미만,
    V: 0.003％ 이상 0.5％ 이하,
    Zr: 0.005％ 이상 0.20％ 이하 및
    W: 0.005％ 이상 0.20％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Ca: 0.0002％ 이상 0.0030％ 이하,
    Ce: 0.0002％ 이상 0.0030％ 이하,
    La: 0.0002％ 이상 0.0030％ 이하 및
    Mg: 0.0002％ 이상 0.0030％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
  8. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Sb: 0.002％ 이상 0.1％ 이하 및
    Sn: 0.002％ 이상 0.1％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판.
  9. 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 가열 온도: 1200℃ 이상, 마무리 압연 종료 온도: 840℃ 이상으로 하여 열간 압연을 행한 후, 마무리 압연 종료 온도에서 700℃까지의 온도역을 40℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 700℃ 이하의 1차 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 그 후, 1차 냉각 정지 온도에서 650℃까지의 온도역을 2℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 630℃ 이하의 권취 온도까지 냉각하여 권취하는 열연 공정과,
    상기 열연 공정에서 얻어진 강판을, AC3점 이상의 어닐링 온도에서 30초 이상 유지한 후, 냉각 개시 온도: 680℃ 이상, 680℃에서 260℃까지 평균 냉각 속도: 70℃/초 이상, 냉각 정지 온도: 260℃ 이하의 조건으로 냉각하고, 150∼260℃의 온도역의 유지 온도에서 20∼1500초 유지하는 어닐링 공정과,
    상기 어닐링 공정 후의 강판을 실온까지 냉각하고, 전기 도금 시간: 300초 이내의 전기 아연계 도금을 실시하는 전기 도금 공정을 갖는, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판의 제조 방법.
  10. 제9항에 있어서,
    추가로, 열연 공정과 어닐링 공정의 사이에, 상기 열연 공정 후의 강판을 냉간 압연하는 냉연 공정을 갖는, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판의 제조 방법.
  11. 제9항 또는 제10항에 있어서,
    추가로, 전기 도금 공정 후의 강판을 250℃ 이하의 온도역에서 이하의 식 (1)을 충족하는 유지 시간 t로 유지하는 템퍼링 공정을 갖는, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판의 제조 방법.
    (T＋273)(logt＋4)≤2700 ···(1)
    단, 식 (1)에 있어서의 T는, 템퍼링 공정에 있어서의 유지 온도(℃)이고, t는 템퍼링 공정에 있어서의 유지 시간(초)이다.
  12. 제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 열연 공정에 있어서의 1150℃에서 마무리 압연 종료 온도까지의 압연 시간을 200초 이내로 하는, 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판의 제조 방법.
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