KR20170086098A

KR20170086098A - 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20170086098A
Application number: KR1020177017046A
Authority: KR
Inventors: 노리아키 고사카; 요시마사 후나카와
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2014-12-22
Filing date: 2015-07-30
Publication date: 2017-07-25
Anticipated expiration: 2035-07-30
Also published as: CN107109564B; JPWO2016103534A1; MX2017008296A; KR101913529B1; JP5958667B1; CN107109564A; WO2016103534A1

Abstract

인장 강도 : 980 ㎫ 이상을 갖고, 또한 항복비가 0.65 이상인 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.11 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si : 0.50 ％ 미만, Mn : 2.2 ％ 이상 3.5 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.08 ％ 이하, N : 0.006 ％ 이하, B : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 조직은, 면적률로, 페라이트상이 20 ％ 미만 (0 ％ 포함한다), 베이나이트상이 50 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), 마텐자이트상이 50 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다), 그 마텐자이트상에 포함되는 오토템퍼드 마텐자이트가 70 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다), 잔류 오스테나이트가 2 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이다.

Description

고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은, 자동차용 골격 부재의 용도에 유용한, 인장 강도 (TS) : 980 ㎫ 이상의 고강도, 높은 항복비 (= 항복 강도/인장 강도) 및 우수한 연성을 겸비한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경의 보전이라는 관점에서 지구의 온난화가 문제시되어, CO₂ 배출량의 규제를 목적으로 하여 자동차 업계 전체에서 자동차의 연비 개선이 지향되고 있다. 자동차의 연비 개선에는, 사용 부품의 박육화에 의한 자동차의 경량화가 가장 유효하다. 즉, 자동차 차체의 강도를 유지하면서 그 경량화를 도모하기 위해서는, 자동차 부품용 소재가 되는 강판의 고강도화에 의해 강판을 박육화하는 것이 유효하다. 이에 따라, 최근 자동차 부품용 소재로서의 고강도 강판의 사용량이 증가하고 있다. 한편, 자동차 부품 등의 경량화는, 안전성과 일반적으로 트레이드 오프의 관계로 되어 있고, 자동차 부품, 예를 들어 골격 부재에는 추가적인 내충격성이 필요하고, 높은 항복 강도도 아울러 요구된다.

이상으로부터, 고강도와 고항복비를 겸비한 강판 개발이 필수이고, 지금까지도 고강도 또한 고항복비 강판에 주목한 고강도 냉연 강판 및 용융 도금 강판에 대해 여러 가지 기술이 제안되고 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 강판 조성을 질량％ 로, C : 0.05 ％ 이상 0.12 ％ 미만, Si : 0.1 ％ 이하 (0 ％ 를 포함하지 않는다), Mn : 2.0 ％ 이상 3.5 ％ 이하, Ti, Nb 및 V 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 합계로 0.01 ％ 이상 0.2 ％ 이하, B : 0.0003 ％ 이상 0.005 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.05 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하, N : 0.015 ％ 이하를 만족하고, 금속 조직이 베이나이트 및 마텐자이트를 함유하고, 또한 페라이트를 함유해도 되고, 전체 조직에 대한 면적률로 마텐자이트 : 15 ∼ 50 ％, 페라이트 : 5 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), 베이나이트, 마텐자이트 및 페라이트를 제외한 잔부 조직 : 3 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이고, 또한 베이나이트의 평균 결정립 직경 : 7 ㎛ 이하를 만족함으로써 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판이 얻어진다고 되어 있다.

특허문헌 2 에서는, 강판 조성을 질량％ 로, C : 0.03 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si :1.0 ％ 이하, Mn : 1.5 ％ 초과 3.0 ％ 이하, P : 0.10 ％ 이하, S : 0.05 ％ 이하, Al : 0.10 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하를 함유하고, 또한 Ti, Nb 및 V 중 어느 1 종 또는 2 종 이상의 합계 함유량이 0.010 ％ 이상 1.000 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 가짐과 함께, 마이크로 조직으로서 페라이트상과 제 2 상을 포함하는 조직을 갖고, 상기 페라이트상은, 면적률이 50 ％ 이상이고 또한 평균 결정립 직경이 18 ㎛ 이하이고, 상기 제 2 상은, 면적률이 1 ％ 이상 7 ％ 미만인 마텐자이트를 포함하고, 그 제 2 상에 의해 형성되는 밴드상 조직의 두께를 제어함으로써 고항복비형 고강도 강판이 얻어진다고 되어 있다.

특허문헌 3 에서는, 강판 조성을 질량％ 로, C : 0.04 ％ 이상 0.13 ％ 이하, Si :0.9 ％ 이상 2.3 ％ 이하, Mn : 0.8 ％ 이상 2.4 ％ 이하, P : 0.1 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하, N : 0.008 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 조직은, 면적률로, 페라이트상이 94 ％ 이상, 마텐자이트상이 2 ％ 이하이고, 페라이트상의 평균 결정립 직경이 10 ㎛ 이하, 페라이트상의 비커스 경도가 140 이상, 또한 페라이트상의 결정립계 상에 존재하는 탄화물의 평균 결정립 직경이 0.5 ㎛ 이하, 페라이트상의 결정립계 상에 존재하는 탄화물의 어스펙트비가 2.0 이하로 함으로써 연성과 구멍 확장성이 우수한 고항복비 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다고 되어 있다.

일본 공개특허공보 2013-147736호 일본 공개특허공보 2013-237877호 일본 공개특허공보 2012-36497호

그러나, 특허문헌 1 에서 제안된 기술에서는 오스테나이트의 연화에 대해 고려되어 있지 않기 때문에, 오토템퍼드 마텐자이트는 생성되어 있지 않다고 생각되고, 그것에 의해 연성이 부족한 경우가 많아, 예를 들어 안정적이고 양호한 굽힘성을 얻는 것은 곤란하다고 생각된다.

특허문헌 2 에서 제안된 기술에서는, 밴드상의 두께의 제어 인자가 불명료하여 원하는 강판을 얻는 것이 곤란하다.

특허문헌 3 에서 제안된 기술에서는, 다량의 Si 를 함유시킬 필요가 있기 때문에, 안정적으로 양호한 표면 성상을 갖는 도금 강판을 제조하는 것이 곤란하다.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여, 가공을 가능하게 하는 연성 (El ≥ 8.0 ％) 및 인장 강도 : 980 ㎫ 이상을 갖고, 또한 항복비가 0.65 이상인 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

인장 강도 980 ㎫ 이상 또한 고항복비를 갖는 강판의 요건에 대해 예의 검토한 결과, 연질인 페라이트상을 최대한 줄이고, 강도와 연성의 밸런스가 양호한 오토템퍼드 마텐자이트를 활용하는 것이 유효한 것을 지견하였다. 연속 어닐링 용융 도금 라인에서 오토템퍼드 마텐자이트를 생성시키려면, 변태 전 조직인 오스테나이트로의 원소 분배를 최대한 줄인 다음에 오스테나이트의 마텐자이트 변태 개시점 (Ms 점) 보다 높은 온도에서 체류함으로써 오스테나이트의 연화를 일으키고, 보다 높은 온도에서 마텐자이트 변태를 개시시키고 냉각 중에 마텐자이트를 템퍼링시키는 것이 유효한 것을 알 수 있었다.

본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 이하를 요지로 하는 것이다.

[1] 성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.11 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si : 0.50 ％ 미만, Mn : 2.2 ％ 이상 3.5 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.08 ％ 이하, N : 0.006 ％ 이하, B : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

조직은, 면적률로, 페라이트상이 20 ％ 미만 (0 ％ 포함한다), 베이나이트상이 50 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), 마텐자이트상이 50 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다), 그 마텐자이트상에 포함되는 오토템퍼드 마텐자이트가 70 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다), 잔류 오스테나이트가 2 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이고,

인장 강도가 980 ㎫ 이상, 항복비가 0.65 이상인 고강도 용융 아연 도금 강판.

[2] 상기 오토템퍼드 마텐자이트립 내에 분산하는 탄화물의 평균 입자경이 200 ㎚ 이하인 상기 [1] 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.

[3] 상기 성분 조성에 추가로, 질량％ 로, Ti : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하, Nb : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하의 1 종 이상을 함유하는 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.

[4] 상기 성분 조성에 추가로, 질량％ 로, Cr : 0.001 ％ 이상 0.6 ％ 이하, Ni : 0.001 ％ 이상 0.08 ％ 이하, V : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하, Mo : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하, W : 0.001 ％ 이상 0.2 ％ 이하, Hf : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.

[5] 상기 성분 조성에 추가로, 질량％ 로, REM, Mg, Ca 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.0002 ％ 이상 0.01 ％ 이하를 함유하는 상기 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.

[6] 상기 [1], [3], [4], [5] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1100 ℃ 이상 1350 ℃ 이하의 온도에서 가열하고, 이어서 마무리 압연 온도 800 ℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 680 ℃ 이하의 온도에서 권취하고, 냉간 압연하고, Ac₁ 점 이상부터 최고 도달 온도까지 평균 가열 속도 4.0 ℃/s 이하에서 가열하고, Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 20 초 이상이고, 800 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 + 55 ℃) 이상 550 ℃ 미만으로 냉각하고, (Ms 점 + 55 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상 120 초 이하로 하는 어닐링 처리를 실시하고, 또한 도금 처리를 실시하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. 또한, 상기 Ms 점은 이하의 식 (1) 에 의해 구해지는 값이다.

[수학식 1]

[7] 상기 도금 처리가 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리 중 어느 것인 상기 [6] 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[8] 상기 도금 처리에 있어서 형성되는 도금층의 조성은, 질량％ 로, Fe : 5.0 ∼ 20.0 ％, Al : 0.001 ％ ∼ 1.0 ％, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, REM 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0 ％ ∼ 3.5 ％ 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지는 상기 [6] 또는 [7] 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

또한, 본 발명에 있어서, 고강도 용융 아연 도금 강판이란, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상인 용융 아연 도금 강판이고, 용융 아연 도금 처리를 실시한 것 (GI), 용융 아연 도금 처리 후에 추가로 합금화 처리를 실시한 것 (GA) 모두 대상으로 한다.

본 발명에 의하면, 가공을 가능하게 하는 연성 (El ≥ 8.0 ％) 및 인장 강도 : 980 ㎫ 이상을 갖고, 또한 항복비가 0.65 이상인 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은 연성 (El ≥ 8.0) 및 인장 강도 : 980 ㎫ 이상을 갖고, 또한 항복비가 0.65 이상이기 때문에, 자동차의 구조 부재 등의 용도에 바람직하게 사용할 수 있고, 자동차 부품의 경량화나 그 신뢰성을 향상시키는 등, 그 효과는 현저하다.

또한, 본 발명에 있어서 항복비의 바람직한 범위는 0.67 이상이다. 또, 본 발명에 있어서 인장 강도는, 양호한 연성과의 양립의 관점에서 1300 ㎫ 이하가 바람직하다.

도 1 은 조직의 대표예를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 이하의 ％ 는, 특별히 기재하지 않는 한 질량％ 를 의미하는 것으로 한다.

먼저, 본 발명 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해 설명한다.

C : 0.11 ％ 이상 0.20 ％ 이하

C 는 마텐자이트의 경도를 상승시키고, 페라이트 변태를 억제하는 퀀칭성을 가진다. 본 발명에서는, 퀀칭 상태에서, 마텐자이트보다 경도가 낮은 오토템퍼드 마텐자이트를 주체로 하여 강도를 얻기 때문에, 0.11 ％ 이상의 C 함유량이 아니면 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 강판이 얻어지지 않는다. 한편, C 함유량이 0.20 ％ 를 상회하면 마텐자이트 변태점이 과도하게 저하하기 때문에, 목적의 오토템퍼드 마텐자이트가 생성되기 어려워진다. 그 때문에, C 함유량은 0.11 ％ 이상 0.20 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.12 ％ 이상 0.16 ％ 이하이다.

Si : 0.50 ％ 미만

Si 는, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하는 원소이다. 한편으로, Si 는 페라이트 → 오스테나이트 변태점 (Ac₃ 점) 을 상승시키기 때문에, 어닐링 중에 페라이트가 생성되기 쉬워진다. 또, Si 는 도금과 강판 표면의 젖음성을 저하시키기 때문에, 도금이 되지 않는 등의 결함의 원인이 된다. 본 발명에 있어서 Si 함유량은 0.50 ％ 미만의 범위이면 허용된다. 바람직하게는 0.30 ％ 미만이다. Si 는 변태점의 상승이나 도금성에 악영향을 미치지 않는 범위에서 함유하는 것이 바람직하고, 0.05 ％ 이상이 바람직하다.

Mn : 2.2 ％ 이상 3.5 ％ 이하

Mn 은, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여함과 아울러, Ac₃ 변태점을 저하시켜 어닐링 중에 있어서의 페라이트를 제거하기 쉽게 시키고, 냉각 중의 페라이트 변태의 개시를 억제하는 효과가 있다. 이 관점에서 Mn 함유량은 2.2 ％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 3.5 ％ 를 상회하면 Ms 점이 과도하게 저하하고, 오토템퍼드 마텐자이트가 생성되기 어려워지기 때문에, Mn 상한량은 3.5 ％ 로 한다. 바람직한 Mn 함유량의 범위는 2.3 ％ 이상 3.1 ％ 이하이다.

P : 0.03 ％ 이하

P 는, 입계에 편석하여 내충격 특성이나 용접성 등에 악영향을 초래하는 원소이다. 따라서, P 는 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기 문제를 회피하기 위하여, P 함유량을 0.03 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다. P 함유량은 최대한 저감하는 편이 바람직하지만, 제조상 0.002 ％ 는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있기 때문에, 하한은 0.002 ％ 가 바람직하다.

S : 0.005 ％ 이하

S 는, 강 중에서 MnS 등의 개재물로서 존재한다. 이 개재물은, 열간 압연 및 냉간 압연에 의해 쐐기상의 형태가 된다. 이와 같은 형태이면, S 는 보이드 생성의 기점이 되기 쉬워 내충격성에 악영향을 미친다. 따라서, 본 발명에서는, S 함유량을 최대한 저감하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.003 ％ 이하이다. 최대한 저감하는 편이 바람직하지만, 제조상 0.0002 ％ 는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있기 때문에, 하한은 0.0002 ％ 가 바람직하다.

Al : 0.08 ％ 이하

Al 을 제강의 단계에서 탈산제로서 함유하는 경우, 0.02 ％ 이상 함유하게 된다. 한편으로, Al 함유량이 0.08 ％ 를 초과하면 알루미나 등의 개재물에 의해 내충격성에 대한 악영향이 현재화한다. 따라서, Al 함유량은 0.08 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.07 ％ 이하이다.

N : 0.006 ％ 이하

N 은, 퀀칭성 원소인 B 와 결합함으로써, B 의 퀀칭성 효과를 상실시킨다. 따라서, N 함유량은 최대한 저감하는 것이 바람직하고, 상한량을 0.006 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다. 최대한 저감하는 편이 바람직하지만, 제조상 0.001 ％ 는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있기 때문에, 하한은 0.001 ％ 가 바람직하다.

B : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하

B 는, 변태 전의 오스테나이트의 입계에 편석하여 페라이트상의 핵 생성을 현저하게 지연시키는 효과가 있어 페라이트상의 생성을 억제하는 효과가 있다. 이 효과를 얻으려면, B 는 0.0002 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, 0.0030 ％ 를 상회하면 퀀칭성의 효과가 포화할 뿐만 아니라, 연성에 대해 악영향을 미친다. 이상으로부터, B 함유량은 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.0003 ％ 이상 0.0020 ％ 이하이다.

이상이 본 발명에 있어서의 기본 성분 조성이다. 또한, 본 발명의 성분 조성은, 필요에 따라 하기 목적에 의해, 하기 원소를 함유할 수 있다.

Ti : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하, Nb : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하의 1 종 또는 2 종의 함유

Ti 및 Nb 는 N 과 결합하여, B 에 의한 퀀칭성의 효과를 안정적으로 발현시키는 효과가 있다. 또, Ti 및 Nb 는 소량이면 미세한 탄화물로서 석출되기 때문에, 고강도화에 효과가 있다. 한편으로, Ti 및 Nb 는 다량으로 함유하면 조대한 탄화물로서 생성된다. 조대한 탄화물은 페라이트의 핵 생성 사이트가 되어, 페라이트상을 생성시키기 쉬워진다. 이와 같은 관점에서, Ti 및 Nb 의 함유량은, 함유하는 경우 모두 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, Ti 및 Nb 를 합계로 0.005 ％ 이상 0.06 ％ 이하이다.

Cr : 0.001 ％ 이상 0.6 ％ 이하, Ni : 0.001 ％ 이상 0.08 ％ 이하, V : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하, Mo : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하, W : 0.001 ％ 이상 0.2 ％ 이하, Hf : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하의 1 종 또는 2 종 이상을 함유

Cr, Ni, V, Mo, W 및 Hf 는 페라이트 변태의 개시를 지연시키는 효과가 있고, 이들 원소를 함유하면 B 에 의한 퀀칭성의 효과에 추가로, 안정적으로 원하는 강판 조직을 얻어지기 쉬워진다. 한편으로, Cr 함유량이 0.6 ％ 를 상회하면 도금성에 악영향을 미친다. 또, Ni, V, Mo, W 및 Hf 가 상기 범위를 상회하면 퀀칭성의 효과가 포화한다. 이상으로부터, 함유하는 경우 Cr : 0.001 ％ 이상 0.6 ％ 이하, Ni : 0.001 ％ 이상 0.08 ％ 이하, V : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하, Mo : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하, W : 0.001 ％ 이상 0.2 ％ 이하, Hf : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하로 한다.

REM, Mg, Ca 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.0002 ％ 이상 0.01 ％ 이하 함유

REM (REM : 원자 번호 57 부터 71 까지의 란타노이드 원소), Mg 및 Ca 는 마텐자이트 및 베이나이트 중에 석출되는 시멘타이트를 구상화시켜, 시멘타이트 주위에서의 응력 집중을 저하시킨다. 그 결과, 내충격성을 개선시키는 효과가 있다. 한편으로, REM, Mg, Ca 의 1 종 또는 2 종 이상의 함유량이 합계로 0.01 ％ 를 초과하면 시멘타이트의 형태 변화의 효과가 포화함과 아울러, 가공성에 악영향을 초래한다. 이상으로부터, 이들 원소를 함유하는 경우 REM, Mg, Ca 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.0002 ％ 이상 0.01 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, REM, Mg, Ca 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.0005 ％ 이상 0.005 ％ 이하이다.

상기 이외의 성분 조성은, Fe 및 불가피적 불순물이다.

다음으로, 본 발명 강판의 중요한 요건인 조직에 대해 설명한다.

페라이트상의 면적률 : 20 ％ 미만 (0 ％ 를 포함한다)

페라이트상은 연질의 조직이고, 인장 강도 980 ㎫ 이상 또한 고항복비를 갖는 강판을 제조하려면 최대한 저감해야 하는 조직이다. 또, 페라이트상은 C 및 Mn 의 용해도가 오스테나이트상보다 낮기 때문에 페라이트상이 생성되면, C 및 Mn 은 오스테나이트상에 농화하여 Ms 점을 저하시켜 오토템퍼드 마텐자이트상의 생성을 억제한다. 그러나, 페라이트상은 20 ％ 미만의 범위이면 허용할 수 있다. 따라서, 페라이트상의 면적률은 20 ％ 미만 (0 ％ 를 포함한다) 으로 한다. 바람직하게는 10 ％ 미만이다.

베이나이트상의 면적률 : 50 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)

베이나이트상은 경질상과 연질의 페라이트상이 혼재한 조직이고, 국소적인 응력 구배에 의해 항복 강도가 저하한다. 0.65 이상의 항복비를 갖는 강판을 제조하려면 베이나이트상은 50 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 40 ％ 이하이다. 한편으로, 오토템퍼드 마텐자이트 생성에는 Ms 점 + 55 ℃ 이상 550 ℃ 미만의 범위에서 오스테나이트를 연화시킬 필요가 있고, 이 온도역에서는 베이나이트 변태가 불가피적으로 발생하는 경우도 있다.

마텐자이트상의 면적률 : 50 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다), 마텐자이트상에 포함되는 오토템퍼드 마텐자이트의 면적률 : 70 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다)

인장 강도가 980 ㎫ 이상인 강판을 얻기 위해, 마텐자이트상의 면적률의 하한은 50 ％ 이다. 바람직하게는 60 ％ 이상이다. 입 내에 탄화물이 보이지 않는 퀀칭 상태의 마텐자이트상의 경도는 현저하게 높아, 연성이 부족하다. 이 마텐자이트상 주위에 페라이트 혹은 베이나이트상이 존재하면 응력 구배가 생기기 때문에 항복비가 저하한다. 이들을 방지하기 위해서는, 템퍼링 가열 공정이 필요로 된다. 그러나, 본 발명에서는, 템퍼링 가열 공정 (도금층 부여 후의 재가열) 을 필요로 하지 않는 것을 특징으로 한다. 즉, 템퍼링 가열 공정 (도금층 부여 후의 재가열) 을 필요로 하지 않는 오토템퍼드 마텐자이트상을 활용하는 것을 특징으로 한다. 오토템퍼드 마텐자이트상은 입 내에 탄화물이 보이는 조직이다. 고항복비 또한 실용 가능한 연성을 갖는 강판을 얻으려면 마텐자이트상에 포함되는 오토템퍼드 마텐자이트상의 면적률 (전체 마텐자이트상의 면적률에 대한 오토템퍼드 마텐자이트상의 면적률의 비율) 은 70 ％ 이상 필요하다. 80 ％ 이상이 보다 바람직한 범위이다.

잔류 오스테나이트상의 면적률 : 2 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)

잔류 오스테나이트가 생성되는 경우, 국소적인 Ms 점은 실온 이하가 되고, 이 경우 오토템퍼드 마텐자이트는 거의 생성되지 않는다. 따라서, 잔류 오스테나이트상은 최대한 저감할 필요가 있다. 본 발명에 있어서는, 실질적으로 잔류 오스테나이트상은 포함되지 않는다. 그러나, 함유하는 경우 2 ％ 까지는 허용할 수 있다. 바람직하게는 0.5 ％ 이하이다.

오토템퍼드 마텐자이트립 내에 분산하는 탄화물의 평균 입자경이 200 ㎚ 이하인 탄화물

본 발명에 있어서는, 오토템퍼드 마텐자이트립 내의 탄화물은 미세한 것이 바람직하고, 오토템퍼드 마텐자이트립 내에 미세한 탄화물을 분산시키는 것이 바람직하다. 이 경우의 분산이란, 시멘타이트가 석출된 상태이다. 오토템퍼드 마텐자이트립 내에 미세한 탄화물이 석출됨으로써 강도 및 연성이 우수한 강이 얻어진다. 이때의 탄화물은 Fe 계의 탄화물 (시멘타이트 혹은 ε 탄화물) 이다. 평균 입자경이 200 ㎚ 이하이면 본 발명에서 요구하는 980 ㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지기 쉬워지기 때문에, 오토템퍼드 마텐자이트립 내에 분산하는 탄화물의 평균 입자경의 상한은 200 ㎚ 가 바람직하다. 보다 바람직하게는 100 ㎚ 이하이다. Ms 점이 낮은 경우에는 오토템퍼드 마텐자이트가 생성되지 않고, 탄화물이 충분히 석출, 성장하지 않는다. 그 때문에, Ms 점이 낮은 경우도 고려해, 오토템퍼드 마텐자이트립 내에 석출되는 탄화물의 평균 입자경은 10 ㎚ 이상이 바람직하다.

또한, 상기 조직은, 후술하는 제조 방법 중 어닐링 조건을 제어함으로써 얻을 수 있다. 특히, (Ms 점 + 55 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역에서 10 초 이상 120 초 이하 체류함으로써, 마텐자이트상에 포함되는 오토템퍼드 마텐자이트를 면적률로 70 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다) 으로 할 수 있다. 또, 상기 조직은 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 상기한 성분 조성의 강 소재 (강 슬래브) 를 1100 ℃ 이상 1350 ℃ 이하의 온도에서 가열하고, 이어서 마무리 압연 온도 800 ℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 680 ℃ 이하의 온도에서 권취하고, 냉간 압연하고, Ac₁ 점 이상부터 최고 도달 온도까지 평균 가열 속도 4.0 ℃/s 이하에서 가열하고, Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 20 초 이상이고, 800 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 + 55 ℃) 이상 550 ℃ 미만으로 냉각하고, (Ms 점 + 55 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상 120 초 이하로 하는 어닐링 처리를 실시하고, 또한 도금 처리를 실시함으로써 제조할 수 있다. 구체적으로는, 상기한 성분 조성의 강 소재 (강 슬래브) 를 1100 ℃ 이상 1350 ℃ 이하의 온도에서 가열하고, 이어서 마무리 압연 온도 800 ℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 680 ℃ 이하의 온도에서 권취하는 열연 공정과, 상기 열연 공정에서 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정에서 얻어진 냉연 강판을, Ac₁ 점 이상부터 최고 도달 온도까지 평균 가열 속도 4.0 ℃/s 이하에서 가열하고, Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 20 초 이상이고, 800 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 + 55 ℃) 이상 550 ℃ 미만으로 냉각하고, (Ms 점 + 55 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상 120 초 이하로 하는 어닐링 공정과, 상기 어닐링 공정에서 얻어진 어닐링판을 도금 처리하는 도금 공정을 갖는 제조 방법이다. 또한, 상기 Ms 점은 이하의 식 (1) 에 의해 구해지는 값이다.

[수학식 1]

또, Ac₁ 점 및 Ac₃ 점은 열팽창 측정 장치를 사용하여 평균 가열 속도 3 ℃/s 로 얻어진 변태 팽창 곡선으로부터 구해지는 값이다.

본 발명에 있어서, 강의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로, 전기로 등, 공지된 용제 방법을 채용할 수 있다. 또, 진공 탈가스로로 2 차 정련을 실시해도 된다. 그 후, 생산성이나 품질상의 문제로부터 연속 주조법에 의해 슬래브 (강 소재) 로 하는 것이 바람직하지만, 조괴-분괴 압연법, 박슬래브 연주법 (連鑄法) 등, 공지된 주조 방법으로 슬래브로 해도 된다.

강 소재의 가열 온도 : 1100 ℃ 이상 1350 ℃ 이하

열간 압연에 앞서 강 소재를 가열하여 실질적으로 균질한 오스테나이트상으로 할 필요가 있다. 가열 온도가 1100 ℃ 를 하회하면 마무리 압연 온도 800 ℃ 이상에서 열간 압연을 완료시킬 수 없다. 한편, 가열 온도가 1350 ℃ 를 상회하면 스케일이 말려 들어가, 열연 강판의 표면 성상이 악화된다. 그 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1100 ℃ 이상 1350 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 1150 ℃ 이상 1300 ℃ 이하이다. 단, 강 소재에 열간 압연을 실시할 때에, 주조 후의 강 소재가 1100 ℃ 이상 1350 ℃ 이하의 온도역에 있는 경우, 혹은 강 소재의 탄화물이 용해되어 있는 경우에는, 강 소재를 가열하는 일 없이 직송 압연해도 된다. 또한, 조압연 (粗壓延) 조건에 대해서는 특별히 한정되지 않는다.

마무리 압연 온도 : 800 ℃ 이상

마무리 압연 온도가 800 ℃ 를 하회하면, 마무리 압연 중에 페라이트 변태가 개시되어 페라이트립이 신전된 조직이 됨과 아울러, 부분적으로 페라이트립이 성장한 혼립 조직이 되기 때문에, 냉간 압연 시의 판두께 정밀도에 악영향을 초래한다. 따라서, 마무리 압연 온도는 800 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 840 ℃ 이상이다. 또, 스케일성 결함의 발생을 억제하는 점에서 마무리 압연 온도는 950 ℃ 이하가 바람직하다.

권취 온도 : 680 ℃ 이하

권취 온도가 680 ℃ 를 상회하면 강판 표면에 내부 산화층이 생성되고, 도금성이나 가공성에 악영향을 초래한다. 그 때문에, 권취 온도는 680 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 권취 온도의 하한은 특별히 설정하지 않는다. 통상, 권취 온도는, 제조 라인의 제약상 350 ℃ 이상이다. 또, 냉간 압연 시의 판두께 정밀도 향상에는, 570 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

냉간 압연

원하는 판두께를 얻기 위해, 냉간 압연을 실시할 필요가 있다. 냉간 압연율은 특별히 한정되지 않지만, 제조 라인의 제약으로부터 30 ％ 이상 80 ％ 이하가 바람직하다.

Ac₁ 점 이상부터 최고 도달 온도까지 평균 가열 속도 4.0 ℃/s 이하로 가열하고, Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 20 초 이상

연속 어닐링 용융 아연 도금 라인에서의 가열 공정에서 중요해지는 것은, 오스테나이트상의 경화를 억제하고, 연화를 촉진시키면서, 페라이트 → 오스테나이트 변태를 완료에 가깝게 하는 것이다. 오스테나이트상의 경화를 억제하려면, 페라이트 → 오스테나이트 변태 개시 온도 (Ac₁ 점) 부터의 평균 가열 속도를 낮게 할 필요가 있다. 가열 속도가 높은 경우, 급격하게 페라이트 → 오스테나이트 변태가 진행되고, 변태 변형이 발생함으로써 오스테나이트가 경화된다. 그 때문에, Ac₁ 점부터 최고 도달 온도까지의 평균 가열 속도를 4.0 ℃/s 이하로 한다. 바람직하게는 3.5 ℃/s 이하이다. 또, 생산성의 점에서 상기 평균 가열 속도는 1 ℃/s 이상이 바람직하다.

또, 페라이트 → 오스테나이트 변태를 완료에 가깝게 하려면 페라이트 → 오스테나이트 변태 완료 온도 (Ac₃ 점) 이상의 온도역에서의 강판에 주는 열에너지 총량도 중요해진다. 즉, Ac₃ 점 이상이라도, 나노 오더의 입경을 가지는 페라이트립은 원소 분배의 영향으로 잔존한다. 나노 오더의 입경을 가지는 페라이트립을 포함하여 완전히 오스테나이트 단상 (單相) 으로 하려면, 페라이트 → 오스테나이트 변태 완료 온도 (Ac₃ 점) 부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간 (최고 도달 온도가 Ac₃ 인 경우에는 최고 도달 온도에서 강판이 체류되는 시간) 은 20 초 이상으로 할 필요가 있다. 또, 생산성의 점에서 상기 체류 시간은 300 초 이하가 바람직하다. 또한, 체류 시간이란 강판의 온도가 상기 온도 범위에 있는 시간을 의미한다. 또한, 최고 도달 온도는 Ac₃ ∼ Ac₃ ＋ 50 ℃ 인 것이 바람직하다.

800 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 + 55 ℃) 이상 550 ℃ 미만으로 냉각하고, (Ms 점 + 55 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상 120 초 이하

550 ℃ 까지의 냉각 속도가 느린 경우, 냉각 과정에서 페라이트 변태가 개시하고, 오스테나이트상에 C 및 Mn 이 농화하게 된다. 이것을 회피하려면, 800 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/s 이상인 강제 냉각을 실시할 필요가 있다. 또, 상기 평균 냉각 속도는 설비 제약의 점에서 50 ℃/s 이하가 바람직하다. 또한, 최고 도달 온도부터 800 ℃ 까지의 냉각 조건은 특별히 한정되지 않는다.

강제 냉각 후에는, 미변태의 오스테나이트상을 연화시키고, 역학적인 구속을 완화함으로써 Ms 점을 상승시킬 필요가 있다. 이 오스테나이트상의 연화는 고온 또한 장시간 유지하는 편이 바람직하다. 한편으로, 페라이트상이나 베이나이트상과 같은 바람직하지 않은 조직이 형성되기 때문에, 가장 효과적인 온도, 시간으로 유지할 필요가 있다. 하기 (1) 식은 미변태의 오스테나이트상의 국소 영역을 고려한 마텐자이트 변태 개시 온도 (Ms 점) 이다. [％C] 및 [％Mn] 은, 각각 C 함유량 및 Mn 함유량이다. V_f 는 페라이트상의 면적률이다. [％C] 및 [％Mn] 에 관련된 계수는, 페라이트상의 생성에 의해 오스테나이트상에 농화하는 C 혹은 Mn 의 원소량에 의해 Ms 점이 저하하는 기울기를 나타낸다.

[수학식 1]

상기 (1) 식으로부터 계산되는 Ms + 55 ℃ 를 하회하는 온도역에서는 오스테나이트상이 효율적으로 연화되지 않는다. 한편, 550 ℃ 이상의 온도역에 체류한 경우, 페라이트상이 생성되기 때문에 Ms 점이 저하하고 오토템퍼드 마텐자이트가 생성되기 어려워진다. 그 때문에, 강제 냉각 후의 냉각 정지 온도는 (Ms 점 + 55 ℃) 이상 550 ℃ 미만으로 한다. 체류 시간은 오스테나이트상을 연화시키기 위해서 10 초 이상이다. 한편, 120 초를 초과하는 체류에서는 베이나이트상이 과도하게 생성되게 된다. 그 때문에, (Ms 점 + 55 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간은 10 초 이상 120 초 이하로 한다. 또한, 사전에 실험실에서 냉각 정지 온도와 페라이트 면적률의 관계를 조사하고, 그 페라이트 면적률로부터 Ms 점을 계산한다.

또, 오토템퍼드 마텐자이트는 고온에서 마텐자이트 변태를 일으키고, 냉각 과정에서 탄화물을 생성하기 때문에, Ms 점은 가능한 한 높은 편이 바람직하고, Ms 점은 바람직하게는 350 ℃ 이상이다.

이상에 의해, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판이 제조된다. 또한, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 도금 처리나 도금욕의 조성에 의해서도 재질에 영향을 미치지 않기 때문에, 도금 처리로는, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리 중 어느 것이나 적용할 수 있다. 또, 도금욕의 조성으로는, Fe : 5.0 ∼ 20.0 ％, Al : 0.001 ％ ∼ 1.0 ％, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, REM 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계 0 ％ ∼ 3.5 ％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지는 것이 바람직하다. 이와 같은 도금욕의 조성으로 도금 처리를 실시함으로써, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 질량％ 로, Fe : 5.0 ∼ 20.0 ％, Al : 0.001 ％ ∼ 1.0 ％, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, REM 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0 ％ ∼ 3.5 ％ 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지는 도금층을 갖게 된다.

또, 전기 아연 도금 처리에 의해 제조되는 고강도 아연 도금 강판이라도, 본 발명의 성분 조성 및 조직을 만족함으로써, 가공을 가능하게 하는 연성 (El ≥ 8.0 ％) 및 인장 강도 : 980 ㎫ 이상 (바람직하게는 980 ㎫ 이상 1300 ㎫ 이하) 을 갖고, 또한 항복비가 0.65 이상 (바람직하게는 0.67 이상) 의 효과를 발휘할 수 있다.

실시예 1

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 두께 250 ㎜ 의 강 소재에 대해, 표 2 에 나타내는 열연 조건으로 열연 강판으로 하고, 냉간 압연율이 30 ％ 이상 80 ％ 이하의 냉간 압연을 실시하고, 연속 어닐링 용융 아연 도금 라인에서 표 2 에 나타내는 조건으로 용융 아연 도금 강판 ("GI 재" 및 "GA 재") 을 제조하였다. Ac₁ 점 및 Ac₃ 점은 열팽창 측정 장치를 사용하여 평균 가열 속도 3 ℃/s 로 얻어진 변태 팽창 곡선으로부터 얻었다. 연속 어닐링 용융 아연 도금 라인에서 침지하는 도금욕 (도금 조성 : Zn-0.13 질량％ Al) 의 온도는 460 ℃ 이고, 도금 부착량은 GI 재, GA 재 모두 편면당 45 ∼ 65 g/㎡ 로 하고, 도금층 중에 함유하는 Fe 량은 6 ∼ 14 ％ 의 범위였다.

상기에 의해 얻어진 용융 아연 도금 강판으로부터 시험편을 채취하고, 이하의 방법으로 조직을 관찰하여 성능을 평가하였다.

(i) 조직 관찰

각 상의 면적률은 이하의 수법에 의해 평가하였다. 강판으로부터, 압연 방향에 평행한 단면이 관찰면이 되도록 잘라내고, 판두께 중심부를 1 ％ 나이탈로 부식 현출하고, 주사형 전자현미경으로 2000 배로 확대하여 10 시야분 촬영하였다. 페라이트상은 입 내에 부식흔이나 시멘타이트가 관찰되지 않는 형태를 갖는 조직이고, 베이나이트상은 입 내에 부식흔이나 오토템퍼드 마텐자이트와 비교해 큰 탄화물이 보이는 조직이다. 마텐자이트상은 입 내에 탄화물이 보이지 않고, 흰 콘트라스트로 관찰되는 조직이고, 오토템퍼드 마텐자이트는 흰 콘트라스트로 관찰되고 입 내에 탄화물이 보이는 조직이다. 조직의 대표예를 도 1 에 나타낸다. 이들을 화상 해석에 의해 베이나이트상, 베이나이트상 및 마텐자이트상을 분리하고, 관찰 시야에 대한 면적률에 의해 각 조직을 구하였다.

오토템퍼드 마텐자이트립 내에 석출된 탄화물의 입자경의 측정에는 투과형 전자현미경을 사용하여 135000 배 이상으로 촬영하고, 화상 해석에 의해 각 탄화물의 면적을 구하고, 그 면적에 등가인 상당 원 직경을 구하고, 300 점 이상의 탄화물에 대한 상당 원 직경의 평균값을 탄화물의 평균 입자경으로서 구하였다.

(ii) X 선 측정

강판을 판두께 방향에 대해 판두께의 1/4 을 연삭 가공한 후, 또한 두께 200 ㎛ 이상의 화학 연마를 실시한 판면에 대해, X 선 회절 강도를 측정하고, 잔류 오스테나이트량을 정량하였다. X 선의 입사선원은 MoKα 선을 사용하고, 페라이트의 결정면 (200)_α, (211)_α, 오스테나이트의 결정면 (200)_γ, (220)_γ, (311)_γ 의 피크 (반사 강도) 를 측정하고, 그 반사 강도로부터 잔류 오스테나이트의 체적률을 구하였다. 또한, 본 발명에 있어서는, 얻어진 체적률은 면적률로서 취급한다.

(iii) 인장 시험

용융 아연 도금 강판으로부터 압연 방향에 대해 직각 방향이 인장 방향이 되도록 JIS5 호 인장 시험편을 제작하고, JIS Z 2241 (2011) 의 규정에 준거한 인장 시험을 5 회 실시하고, 평균의 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS), 전체 연신율 (El) 을 구하였다. 인장 시험의 크로스 헤드 스피드는 10 ㎜/min 으로 하였다. 표 3 에 있어서, 인장 강도 : 980 ㎫ 이상, 항복비 : 0.65 이상, 연신율 : 8.0 ％ 이상이 본 발명 강에서 요구하는 강판의 기계적 성질로 하였다. 여기서, 연신율이 8.0 ％ 이상으로 한 것은, 연신율이 8.0 ％ 를 하회하면 냉간 프레스에 있어서 실용화할 수 없게 되기 때문이다.

이상에 의해 얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

발명예는 모두, 인장 강도 TS : 980 ㎫ 이상 및 연신율이 8.0 ％ 이상이고 고항복비를 갖는 강판이 얻어진 것을 알 수 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예의 인장 강도 TS (강도), 항복비, 연신율 (연성) 중 어느 하나 이상이 열등하였다.

Claims

성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.11 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si : 0.50 ％ 미만, Mn : 2.2 ％ 이상 3.5 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.08 ％ 이하, N : 0.006 ％ 이하, B : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
조직은, 면적률로, 페라이트상이 20 ％ 미만 (0 ％ 포함한다), 베이나이트상이 50 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), 마텐자이트상이 50 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다), 그 마텐자이트상에 포함되는 오토템퍼드 마텐자이트가 70 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다), 잔류 오스테나이트가 2 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이고,
인장 강도가 980 ㎫ 이상, 항복비가 0.65 이상인 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 오토템퍼드 마텐자이트립 내에 분산하는 탄화물의 평균 입자경이 200 ㎚ 이하인 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성에 추가로, 질량％ 로, Ti : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하, Nb : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하의 1 종 이상을 함유하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성에 추가로, 질량％ 로, Cr : 0.001 ％ 이상 0.6 ％ 이하, Ni : 0.001 ％ 이상 0.08 ％ 이하, V : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하, Mo : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하, W : 0.001 ％ 이상 0.2 ％ 이하, Hf : 0.001 ％ 이상 0.3 ％ 이하의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성에 추가로, 질량％ 로, REM, Mg, Ca 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.0002 ％ 이상 0.01 ％ 이하를 함유하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항, 제 3 항, 제 4 항, 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1100 ℃ 이상 1350 ℃ 이하의 온도에서 가열하고, 이어서 마무리 압연 온도 800 ℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 680 ℃ 이하의 온도에서 권취하고, 냉간 압연하고,
Ac₁ 점 이상부터 최고 도달 온도까지 평균 가열 속도 4.0 ℃/s 이하에서 가열하고, Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 20 초 이상이고, 800 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 + 55 ℃) 이상 550 ℃ 미만으로 냉각하고, (Ms 점 + 55 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상 120 초 이하로 하는 어닐링 처리를 실시하고, 또한 도금 처리를 실시하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
상기 도금 처리가 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리 중 어느 것인 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
상기 도금 처리에 있어서 형성되는 도금층의 조성은, 질량％ 로, Fe : 5.0 ∼ 20.0 ％, Al : 0.001 ％ ∼ 1.0 ％, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, REM 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0 ％ ∼ 3.5 ％ 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.