WO2024128763A1 - 도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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오지은
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a plated steel sheet and a method of manufacturing the same, and more specifically, to a plated steel sheet with excellent bendability and a method of manufacturing the same.
  • the hot press forming method is a technology that processes steel with a certain strength in the austenite single phase region and then rapidly cools it to a low temperature to form low-temperature structures such as martensite in the steel, thereby dramatically improving the strength of the product. Through this, problems with processability can be minimized when forming high-strength members.
  • bendability is emerging as a representative physical property for evaluating the collision resistance of members through the hot press forming method.
  • bendability of the member through the hot press forming method is poor due to the strength of the member itself and martensite, which is systematically weak in bendability.
  • various methods are being attempted to improve the properties of the material, such as adding trace elements to the steel or controlling the structure during cold rolling annealing.
  • it is intended to provide a plated steel sheet and a method of manufacturing the same.
  • the object is to provide a plated steel sheet with excellent bendability and a method of manufacturing the same.
  • a base steel plate According to one embodiment of the present invention, a base steel plate
  • the base steel sheet may provide a plated steel sheet including a ferrite layer formed in the thickness direction of the base steel sheet from the interface between the base steel sheet and the plating layer.
  • the plating layer may have an R value of 400.0 to 500.0, defined in Equation 1 below.
  • the intersection of Zn and Al may exist within a depth of 5 ⁇ m in the thickness direction from the outermost surface of the plating layer.
  • the ferrite layer may have a thickness of 70 to 80 ⁇ m.
  • the adhesion amount of the plating layer may be 40 to 60 g/m 2 .
  • the plated steel sheet may have a hardness of 400 to 500 Hv.
  • the maximum bending angle may be 70 degrees or more.
  • the steel sheet has, in weight percent, C: 0.02-0.6%, Si: 0.001-2%, Al: 0.001-1%, Mn: 0.1-4%, P: 0.05% or less, S: 0.02% or less, N : 0.02% or less, B: 0.0001 ⁇ 0.01%, may contain remaining Fe and impurities.
  • the base steel plate has, in weight percent, Ti: 0.1% or less, Cu: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Cr: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, V: 1.00% or less, Ca: 0.01% or less. , Nb: 0.1% or less, Sn: 1% or less, W: 1% or less, Sb: 1% or less, Mg: 0.1% or less, Co: 1% or less, As: 1% or less, Zr: 1% or less, Bi : 1% or less, REM: 0.3% or less.
  • Providing a method for manufacturing a plated steel sheet comprising: plating the annealed base steel sheet by immersing it in a plating bath containing Zn: 26.0-30.0%, Si: 6.0-9.0%, the balance Al, and inevitable impurities in weight percent; can do.
  • the annealing step may be maintained for 100 to 500 seconds in a gas atmosphere containing more than 70% of H 2 and the remainder being N 2 .
  • the temperature of the plating bath may be 580 to 680°C.
  • a plated steel sheet and a manufacturing method thereof can be provided.
  • a plated steel sheet with excellent bendability and a method for manufacturing the same can be provided.
  • Figure 1 is a photograph showing a cross-section in the thickness direction of Inventive Example 4 according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a photograph of Inventive Example 4 according to an embodiment of the present invention measured using a Glow Discharge optical emission Spectrometer (GDS) analysis method.
  • GDS Glow Discharge optical emission Spectrometer
  • the present inventor confirmed that excellent bendability can be secured by appropriately forming a ferrite layer on the surface of a base steel plate and optimizing the composition of the plating layer, and came to complete the present invention.
  • a plated steel sheet according to an embodiment of the present invention includes a base steel sheet; And it may include a plating layer formed on the base steel plate.
  • the alloy composition of the base steel plate according to an embodiment of the present invention is not particularly limited.
  • the steel sheet has a weight percentage of C: 0.02-0.6%, Si: 0.001-2%, Al: 0.001-1%, Mn: 0.1-4%, P: 0.05. % or less, S: 0.02% or less, N: 0.02% or less, B: 0.0001 to 0.01%, and may include the remainder of Fe and impurities.
  • the base steel sheet of the present invention may contain remaining iron (Fe) and inevitable impurities in addition to the composition described above. Since unavoidable impurities may be unintentionally introduced during the normal manufacturing process, they cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the field of steel manufacturing, all of them are not specifically mentioned in this specification.
  • the base steel plate according to an embodiment of the present invention may optionally contain, in weight percent, Ti: 0.1% or less, Cu: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Cr: 1.00% or less, and Ni: 1.00. % or less, V: 1.00% or less, Ca: 0.01% or less, Nb: 0.1% or less, Sn: 1% or less, W: 1% or less, Sb: 1% or less, Mg: 0.1% or less, Co: 1% or less , As: 1% or less, Zr: 1% or less, Bi: 1% or less, and REM: 0.3% or less.
  • the base steel sheet according to an embodiment of the present invention may include a ferrite layer of 70 to 80 ⁇ m in the thickness direction of the base steel sheet from the interface between the base steel sheet and the plating layer.
  • a ferrite layer in order to improve bendability, can be formed from the interface between the base steel sheet and the plating layer in the thickness direction of the base steel sheet.
  • the ferrite layer according to an embodiment of the present invention may contain 90% or more of ferrite in area percent, and may include one or more types of pearlite, bainite, and retained austenite as the remainder. According to one embodiment of the present invention, ferrite may be 95% or more in area percent.
  • the base steel plate according to an embodiment of the present invention may have a microstructure of two phases consisting of ferrite and pearlite, or a three phase containing ferrite and pearlite plus bainite or retained austenite.
  • ferrite which is a soft phase
  • the structure is stronger than the structure composed of a combination of two or more phases among the conventional matrix phases of ferrite, pearlite, bainite, or retained austenite. It is possible to improve bendability without significantly deteriorating strength.
  • the thickness of the ferrite layer can be limited to 70 ⁇ m or more to ensure the above-described effects. However, if the area where ferrite is formed exceeds 80 ⁇ m, strength deterioration may occur after hot forming, so the upper limit can be limited to 80 ⁇ m to ensure bendability while maintaining strength.
  • a plated steel sheet according to an embodiment of the present invention may include a plating layer formed on the base steel sheet.
  • the plating layer may include, in weight percent, Zn: 24.0-27.0%, Si: 7.0-10.0%, Fe: 6.0-10.0%, the balance Al, and inevitable impurities.
  • the Zn in the plating layer forms an Al-Zn phase to secure sacrificial anti-corrosion ability.
  • the Zn in the plating layer forms an Al-Zn phase to secure sacrificial anti-corrosion ability.
  • the Zn content may be included at 24.0 to 27.0%. If the Zn content is less than 24.0%, there is a risk that the sacrificial anti-corrosive ability may decrease. According to one embodiment of the present invention, the content may be limited to 25.0% or more. On the other hand, if the Zn content of the plating layer exceeds 27.0%, there may be a problem of microcracks occurring. In one embodiment of the present invention, it may be included at 26.5% or less.
  • the Si content of the plating layer is less than 7.0%, the thickness of the FeAl 3 and Fe 2 Al 5 intermetallic compounds may become excessively thick, causing the material to easily break. According to one embodiment of the present invention, the content may be limited to 7.5% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 10.0%, the effect of reducing the thickness of the intermetallic compound due to addition is reduced, and there may be a problem of Si precipitation. In one embodiment of the present invention, it may be 10.0% or less. In one embodiment of the present invention, it may be included at 9.5% or less.
  • Fe in the plating layer may be included from the base steel sheet through diffusion due to latent heat of the material after plating, and in the present invention, it may be included at 6.0 to 10.0%.
  • Fe in the plating layer forms a Fe-Al phase at the interface between the base steel sheet and the plating layer, preventing direct contact between Zn in the plating layer and Fe in the base steel sheet, and suppressing Zn diffusion into the base steel sheet, which has the effect of blocking microcracks. If the Fe content of the plating layer is less than 6.0%, problems may occur in which the plating surface becomes rough and plating defects increase due to the formation of a non-uniform Al-Fe alloy phase. According to one embodiment of the present invention, the content may be limited to 7.0% or more.
  • the Fe content of the plating layer exceeds 10.0%, a highly brittle Al-Fe-based interfacial alloy layer is formed, which may cause problems with the plating layer falling off during material mixing and processing. In one embodiment of the present invention, it may be included at 9.5% or less.
  • the plating layer according to an embodiment of the present invention may have an R value of 400.0 to 500.0, defined in Equation 1 below.
  • the relationship between the element content (% by weight) and the hardness (Hv) value of the entire cross section of the plating layer was derived. It was confirmed that when the R value defined in equation 1 above satisfies 400.0 to 500.0, the material is capable of suppressing sacrificial anti-corrosion properties and the occurrence of microcracks during hot forming.
  • the R value defined in Equation 1 above is less than 400.0, the above-described sacrificial corrosion protection effect may be insufficient.
  • the R value may be 410.0 or more.
  • the value exceeds 500.0, during hot forming, a surface Zn supernormal phase may be formed and excessive Zn oxide may be generated. Additionally, there may be a problem of microcracks occurring during hot forming.
  • the value may be 480.0 or less. In one embodiment of the present invention, it may be 460.0 or less.
  • the intersection point of Zn and Al may exist within a depth of 5.0 ⁇ m in the thickness direction from the outermost surface of the plating layer.
  • the location of the intersection of Zn and Al in the plating layer can be limited to prevent microcracks from occurring during hot forming and imparting sacrificial anti-corrosion properties to the material. If the position of the intersection exceeds 5.0 ⁇ m in depth from the outermost surface of the plating layer in the thickness direction, there may be a problem in that a Zn superphase is formed in the surface layer and excessive Zn oxide is generated during hot forming.
  • the plating layer according to an embodiment of the present invention may have an adhesion amount of 40 to 60 g/m 2 .
  • adhesion amount of the plating layer is less than 40g/m 2 , problems in use such as poor corrosion resistance may occur due to excessive diffusion of Fe after hot forming. On the other hand, if the adhesion amount of the plating layer exceeds 60 g/m 2 , the amount of aluminum in the plating layer relatively increases, which may lead to a problem of poor bendability.
  • the coated steel sheet according to an embodiment of the present invention has a hardness of the plating layer of 400 to 500 Hv, and during a bending test after hot forming, the maximum bending angle is 70 degrees or more, ensuring excellent strength and bendability characteristics.
  • the bendability was evaluated in a direction parallel to the rolling direction as the bending test axis, and the maximum angle at which no cracks were formed was measured.
  • a plated steel sheet according to an embodiment of the present invention can be manufactured by preparing, annealing, and plating a base steel sheet that satisfies the alloy composition of the present invention.
  • the alloy composition of the base steel plate according to an embodiment of the present invention is not particularly limited, but it is more preferable that it satisfies the composition proposed in the present invention.
  • the composition of the base steel plate can be applied in the same way as described above.
  • the prepared steel sheet can be heated to a temperature range of 600 to 950°C and annealed for 100 to 500 seconds.
  • the present invention seeks to improve bendability by applying an annealing internal oxidation method during annealing to form a ferrite layer through a decarburization reaction within the steel sheet.
  • the material may deform and meander due to work hardening when continuously passing through the rolls of a continuous process line.
  • the temperature exceeds 950°C, plating properties may be deteriorated due to surface concentration and oxide formation of oxidizing elements such as Mn, Si, and Cr present in the base steel sheet.
  • the annealing time is less than 100 seconds, there may be a problem that the final strength obtained after hot forming may be reduced. On the other hand, if the annealing time exceeds 500 seconds, austenite becomes coarse, making it difficult to obtain steel with finely dispersed martensite after hot forming.
  • annealing may be performed in a gas atmosphere with a dew point temperature of 5 to 20°C, containing 70% or more of H 2 and the remainder being N 2 .
  • a ferrite layer can be formed by adding moist nitrogen into the annealing furnace.
  • the ferrite layer may be formed due to the decomposition of cementite and carbide by a reaction in which water vapor contained in moist nitrogen dissociates into O atoms in the surface layer of the steel, reacts with carbon in the steel, and is decarburized into carbon monoxide (CO). Meanwhile, a small amount of H 2 O may inevitably be included in the gas atmosphere.
  • the dew point temperature is less than 5°C, the level of formation of the ferrite layer is insufficient, and there is a problem in forming an optimal ferrite layer within a short period of time industrially. On the other hand, if the temperature exceeds 20°C, there may be problems with corrosion and aging of the equipment.
  • the annealed base steel sheet can be plated by immersing it in a plating bath containing 26.0-30.0% by weight of Zn, 6.0-9.0% of Si, the balance Al, and inevitable impurities.
  • the composition of the plating bath can be controlled during plating so that the plating layer contains, in weight percent, Zn: 24.0-27.0%, Si: 7.0-10.0%, the balance Al, and inevitable impurities.
  • the Zn in the plating layer forms an Al-Zn phase to secure sacrificial anti-corrosion ability.
  • the Zn content of the plating bath may be included at 26.0 to 30.0%. If the Zn content of the plating bath is less than 26.0%, the Zn content in the plating layer does not reach the desired level, and as a result, there is a risk that the sacrificial anti-corrosion ability may be reduced. According to one embodiment of the present invention, the content may be limited to 26.5% or more.
  • the Zn content of the plating bath exceeds 30.0%, there is a risk of exceeding the Zn content range of the plating layer, and as a result, there may be a problem of microcracks occurring. In one embodiment of the present invention, it may be included at 29.5% or less.
  • the Si content of the plating bath may be limited to 6.0-9.0% to suppress diffusion of Al into base iron.
  • the Si content of the plating bath affects the Si solid phase, so the weight percent value may be small compared to the Si content of the desired plating layer. If the Si content is less than 6.0%, there is a risk that it may deviate from the composition range of the plating layer proposed in the present invention, and the temperature of the molten metal is high, causing the thickness of the FeAl 3 and Fe 2 Al 5 intermetallic compounds to become excessively thick, causing the material to easily break. There may be. According to one embodiment of the present invention, the content may be limited to 6.5% or more.
  • the Si content exceeds 9.0%, there is a risk of falling outside the composition range suggested by the plating layer, as described above.
  • the effect of reducing the thickness of the intermetallic compound due to addition is reduced, and there may be a problem of Si precipitation.
  • it may be included at 8.5% or less.
  • the temperature of the plating bath according to one embodiment of the present invention may be 580 to 680°C.
  • the temperature range of the plating bath can be limited to 580-680°C.
  • the temperature of the plating bath is less than 580°C, diffusion of Fe into the base steel sheet may be insufficient, and there is a risk of Al and Si precipitating.
  • the temperature may be 600°C or higher. In one embodiment of the present invention, the temperature may be 620°C or higher.
  • the temperature exceeds 680°C, the lifespan of related parts such as sleeves and bushes that support the sink roll used in the plating bath can be drastically reduced, causing vibration, causing production to stop and the sink roll to be replaced, which may lead to a decrease in productivity. there is.
  • the adhesion amount may be 40 to 60 g/m 2 .
  • the plated steel sheet can be temper rolled by applying 200 to 500 tons.
  • an additional skin rolling step may be included as needed.
  • skin pass milling may be performed by applying 200 to 500 tons to provide surface roughness and improve surface appearance.
  • Table 2 below shows the microstructure characteristics and physical properties of the manufactured plated steel sheets.
  • the microstructure was observed with an optical microscope after 2-3% nital etching.
  • Table 2 below lists the thickness of the ferrite layer measured in the same manner as above, and all examples contained more than 90% ferrite, and one or more types of pearlite, bainite, and retained austenite were observed as other structures. It has been done.
  • the plating layer was dissolved for 30 minutes using HCl solution and inhibitor, and the two dissolved solutions were combined to conduct ICP-OES (Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectroscopy).
  • ICP-OES Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectroscopy
  • the content of Al, Zn, Si, and Fe components in the plating layer was measured. Based on the measured ingredient content, the value of relational equation 1 was also calculated and described. In addition, the location of the intersection of Zn and Al was measured and indicated using GDS analysis.
  • the plated steel sheet was sheared and stood vertically using a Vickers hardness meter, mounted and polished with resin, and the hardness value (Hv) of the plated layer was measured with a force of 50mN (5g)/10s.
  • '1' is less than 50 degrees
  • '2' is 50 degrees to less than 60 degrees
  • '3' is 60 degrees to less than 70 degrees
  • '4' is 70 degrees to less than 80 degrees
  • '4' is 80 degrees to less than 90 degrees. This is indicated as '5'.
  • Figure 1 is a photograph showing a cross-section in the thickness direction of Inventive Example 4 according to an embodiment of the present invention.
  • the thickness of the ferrite layer can be confirmed by observing the microstructure after nital etching, and as shown in Figure 1, the thickness was formed to be 78 ⁇ m.
  • Figure 2 is a photograph of Inventive Example 4 according to an embodiment of the present invention measured by GDS analysis. The distribution of major elements such as Al, Zn, Si, Fe, and O can be confirmed in the thickness direction of the steel sheet. As shown in Figure 2, the intersection point of Zn and Al is at a depth of 3.4 ⁇ m in the thickness direction from the outermost surface of the plating layer. It existed.
  • the comparative example was a case outside the annealing conditions or plating bath composition proposed in the present invention, and it was confirmed that the desired plating layer in the present invention could not be manufactured and the physical properties were also inferior.
  • the intersection point between Zn and Al in the plating layer exceeded 5 ⁇ m, resulting in excessive formation of Zn superphase and Zn oxide in the surface layer.

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Abstract

본 발명은 도금강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 굽힘성이 우수한 도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

도금강판 및 그 제조방법
본 발명은 도금강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 굽힘성이 우수한 도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 제조사에서는 연비 향상 및 CO2 배출 규제 등을 위해 차량 경량화에 대한 연구가 지속되고 있다. 이에 따라, 동일한 무게에서 강재의 강도를 향상시키기 위하여 다양한 합금원소를 포함하는데, 경화능이 높아지고 스프링백 현상과 같은 가공성이 불량해지는 문제가 발생되고 있다.
이러한 문제를 해결하기 위하여 열간 프레스 성형법이 제안되었다. 상기 열간 프레스 성형법은 일정 강도를 가지는 강재를 오스테나이트 단상역에서 가공한 후 이를 낮은 온도로 급속 냉각함으로써 강재 내에 마르텐사이트 등의 저온 조직을 형성시켜, 제품의 강도를 비약적으로 향상시키는 기술이다. 이를 통해 높은 강도를 가지는 부재의 성형 시, 가공성의 문제를 최소화할 수 있다.
한편, 상기 열간 프레스 성형법을 통한 부재의 내충돌성을 평가하는 대표적인 물성으로 굽힘성이 대두되고 있다. 그러나, 상기 열간 프레스 성형법을 통한 부재의 굽힘성은 부재 자체의 강도와 조직적으로 굽힘성에 취약한 마르텐사이트에 기인하여 열위한 것으로 알려져 있다. 이를 개선하기 위하여 강 중 미량 원소를 첨가하거나, 냉연 소둔 시, 조직을 제어하는 등 소재의 특성을 개선하기 위하여 다양한 방법이 시도되고 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 도금강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일실시예에 따르면 굽힘성이 우수한 도금강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일실시예에 따르면 소지강판; 및
상기 소지강판 상에 형성된 중량%로, Zn: 24.0~27.0%, Si: 7.0~10.0%, Fe: 6.0~10.0%, 잔부 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금층을 포함하고,
상기 소지강판은 상기 소지강판과 도금층의 계면으로부터 상기 소지강판 두께 방향으로 형성된 페라이트층을 포함하는 도금강판을 제공할 수 있다.
상기 도금층은 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 400.0~500.0일 수 있다.
[관계식 1]
R = -1.21*[Al]-1.28*[Si]-1.98*[Fe]-3.17*[Zn]+631.86
(식에서, [Al], [Si], [Fe] 및 [Zn]은 각 원소의 중량%이다.)
상기 도금층은 글로우 방전 분광기(GDS, Glow Discharge optical emission Spectrometer) 분석 시, Zn과 Al의 교차점이 도금층 최표면에서 두께 방향으로 깊이 5μm 이내에 존재할 수 있다.
상기 페라이트층은 두께가 70~80μm일 수 있다.
상기 도금층의 부착량은 40~60g/m2일 수 있다.
상기 도금강판은 경도가 400~500Hv일 수 있다.
상기 도금강판은 열간 성형 후 굽힘 시험 시, 굽힘 최대각이 70도 이상일 수 있다.
상기 소지강판은, 중량%로, C: 0.02~0.6%, Si: 0.001~2%, Al: 0.001~1%, Mn: 0.1~4%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.02% 이하, B: 0.0001~0.01%, 잔부 Fe 및 불순물을 포함할 수 있다.
상기 소지강판은, 중량%로, Ti: 0.1% 이하, Cu: 1.00% 이하, Mo: 1.00% 이하, Cr: 1.00% 이하, Ni: 1.00% 이하, V: 1.00% 이하, Ca: 0.01% 이하, Nb: 0.1% 이하, Sn: 1% 이하, W: 1% 이하, Sb: 1% 이하, Mg: 0.1% 이하, Co: 1% 이하, As: 1% 이하, Zr: 1% 이하, Bi: 1% 이하, REM: 0.3% 이하 중 선택되는 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 소지강판을 준비하는 단계;
상기 준비된 소지강판을 600~950℃의 온도범위로 가열하여 5~20℃의 이슬점 온도에서 소둔하는 단계; 및
상기 소둔된 소지강판을 중량%로, Zn: 26.0~30.0%, Si: 6.0~9.0%, 잔부 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕에 침지하여 도금하는 단계;를 포함하는 도금강판 제조방법을 제공할 수 있다.
상기 소둔 단계는 70% 이상의 H2를 포함하고 나머지가 N2인 가스 분위기에서 100~500초 유지할 수 있다.
상기 도금욕의 온도가 580~680℃일 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 도금강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 굽힘성이 우수한 도금강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 발명예 4를 두께 방향으로 단면을 관찰한 사진이다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 발명예 4를 글로우 방전 분광기(GDS, Glow Discharge optical emission Spectrometer) 분석의 방법으로 측정한 사진이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명자는 상술한 종래의 문제점을 개선하기 위하여 소지강판 표면에 페라이트층을 적절히 형성하고, 도금층의 조성을 최적화함으로써 우수한 굽힘성을 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일실시예에 따르는 도금강판은 소지강판; 및 상기 소지강판 상에 형성된 도금층을 포함할 수 있다.
소지강판
본 발명의 일실시예에 따르는 소지강판은 그 합금조성에 대하여 특별히 한정하지 않는다. 다만, 본 발명의 일실시예에 따르면, 상기 소지강판은 중량%로, C: 0.02~0.6%, Si: 0.001~2%, Al: 0.001~1%, Mn: 0.1~4%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.02% 이하, B: 0.0001~0.01%, 잔부 Fe 및 불순물을 포함할 수 있다.
본 발명의 소지강판은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
더하여, 본 발명의 일실시예에 따르는 소지강판은 필요에 따라 선택적으로, 중량%로, Ti: 0.1% 이하, Cu: 1.00% 이하, Mo: 1.00% 이하, Cr: 1.00% 이하, Ni: 1.00% 이하, V: 1.00% 이하, Ca: 0.01% 이하, Nb: 0.1% 이하, Sn: 1% 이하, W: 1% 이하, Sb: 1% 이하, Mg: 0.1% 이하, Co: 1% 이하, As: 1% 이하, Zr: 1% 이하, Bi: 1% 이하, REM: 0.3% 이하 중 선택되는 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르는 소지강판은 상기 소지강판과 도금층의 계면으로부터 소지강판의 두께 방향으로 70~80μm의 페라이트층을 포함할 수 있다.
본 발명에서는 굽힘성 향상을 위하여 상기 소지강판과 도금층의 계면으로부터 상기 소지강판 두께 깊이 방향으로 페라이트층을 형성할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르는 페라이트층은 페라이트가 면적%로 90% 이상일 수 있으며, 나머지로 펄라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 1종 이상을 포함할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 페라이트가 면적%로 95% 이상일 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르는 소지강판은 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트로 이루어진 2상, 또는, 페라이트 및 펄라이트에 베이나이트 또는 잔류 오스테나이트가 포함된 3상으로 이루어질 수 있다.
통상, 열간 프레스 성형 시, 저온 조직인 마르텐사이트가 주로 형성이 되어, 경도가 높은 마르텐사이트 특성상 우수한 굽힘성을 가지기 어려울 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 소지강판 표층에 연질상인 페라이트를 도입하여 이후 열간 프레스 성형 시, 마르텐사이트 변태가 일어난다 하더라도 종래의 기지상인 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 또는 잔류 오스테나이트 중 2상 이상의 조합으로 이루어진 조직보다 강도를 크게 열화시키지 않음과 동시에 굽힘성을 개선할 수 있다. 본 발명에서는 상술한 효과를 확보하기 위하여 페라이트층의 두께를 70μm 이상으로 제한할 수 있다. 다만, 페라이트가 형성되는 영역이 80μm를 초과하면 열간 성형 후 강도 열위가 발생할 수 있으므로, 강도를 유지하면서 굽힘성을 확보하기 위하여 그 상한을 80μm로 제한할 수 있다.
도금층
본 발명의 일실시예에 따르는 도금강판은 상기 소지강판 상에 형성된 도금층을 포함할 수 있다. 상기 도금층은 중량%로, Zn: 24.0~27.0%, Si: 7.0~10.0%, Fe: 6.0~10.0%, 잔부 Al 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
도금층의 Zn은 Al-Zn상을 형성하여 희생방식능을 확보할 수 있다. 상술한 효과를 확보하도금층의 Zn은 Al-Zn상을 형성하여 희생방식능을 확보할 수 있다. 상술한 효과를 확보하기 위하여 본 발명에서는 Zn 함량을 24.0~27.0%로 포함할 수 있다. Zn 함량이 24.0% 미만이면 희생방식능이 저하될 우려가 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 함량을 25.0% 이상으로 제한할 수 있다. 반면, 도금층의 Zn 함량이 27.0%를 초과하면 microcrack이 발생하는 문제가 있을 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 26.5% 이하로 포함할 수 있다.
또한, 도금층의 Si 함량이 7.0% 미만이면 FeAl3 및 Fe2Al5 금속간화합물의 두께가 과도하게 두꺼워져 재료가 쉽게 깨지는 문제가 있을 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 함량을 7.5% 이상으로 제한할 수 있다. 반면, Si 함량이 10.0%를 초과하면 첨가에 따른 금속간화합물의 두께가 감소하는 효과가 저하되며, Si이 석출되는 문제가 있을 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 10.0% 이하일 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 9.5% 이하로 포함할 수 있다.
도금층의 Fe는 도금 후 소재 잠열로 인한 확산으로 소지강판으로부터 포함될 수 있으며 본 발명에서는 6.0~10.0%로 포함할 수 있다. 도금층의 Fe는 소지강판과 도금층 계면에 Fe-Al상을 형성하여 도금층 내 Zn과 소지강판의 Fe간 직접접촉을 방지하게 되고, 소지강판으로의 Zn 확산을 억제하여 microcrack을 차단하는 효과가 있다. 도금층의 Fe가 6.0% 미만이면 불균일한 Al-Fe 합금상의 형성으로 인해 도금 표면이 거칠어지고 도금 결함이 증가하는 문제가 발생할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 함량을 7.0% 이상으로 제한할 수 있다. 반면, 도금층의 Fe 함량이 10.0%를 초과하면 취성이 강한 Al-Fe계 계면합금층이 형성되어 소재 이성 및 가공 시, 도금층의 탈락 문제가 있을 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 9.5% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르는 도금층은 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 400.0~500.0일 수 있다.
[관계식 1]
R = -1.21*[Al]-1.28*[Si]-1.98*[Fe]-3.17*[Zn]+631.86
(식에서, [Al], [Si], [Fe] 및 [Zn]은 각 원소의 중량%이다.)
본 발명에서는 도금층 각 성분이 경도(Hv)에 미치는 영향을 확인하기 위하여 도금층 전체 단면의 원소 함량(중량%)과 경도(Hv) 값의 관계를 도출하였다. 상기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 400.0~500.0을 만족할 경우, 소재는 희생방식능 및 열간 성형 시, microcrack 발생을 억제할 수 있음을 확인하였다.
상기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 400.0 미만일 경우, 상술한 희생방식능 효과가 부족할 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 R 값이 410.0 이상일 수 있다. 반면, 그 값이 500.0을 초과하면 열간 성형 시, 표층 Zn 초정상이 형성되고, Zn 산화물이 과다하게 발생할 수 있다. 또한, 열간 성형 시, microcrack이 발생하는 문제가 있을 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 그 값이 480.0 이하일 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 460.0 이하일 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르는 도금층은 글로우 방전 분광기 (GDS, Glow Discharge optical emission Spectrometer) 분석 시, Zn과 Al의 교차점이 도금층 최표면에서 두께 방향으로 깊이 5.0μm 이내에 존재할 수 있다.
본 발명에서는 소재의 희생방식능 부여 및 열간 성형 시, microcrack 발생 방지를 위하여 도금층에서의 Zn과 Al의 교차점의 위치를 제한할 수 있다. 상기 교차점의 위치가 도금층 최표면에서 두께 방향으로 깊이가 5.0μm를 초과할 경우, 열간 성형 시, 표층에 Zn 초정상이 형성되고, Zn 산화물이 과다하게 발생하는 문제점이 있을 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르는 도금층은 부착량이 40~60g/m2일 수 있다.
도금층의 부착량이 40g/m2 미만일 경우 열간 성형 이후 Fe 확산의 과다로 내식성 열위 등 사용상의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 도금층의 부착량이 60g/m2을 초과하면 도금층 내 알루미늄양이 상대적으로 증가하여 굽힘성이 열위하는 문제가 있을 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르는 도금강판은, 도금층의 경도가 400~500Hv이고, 열간 성형 후 굽힘 시험 시, 굽힘 최대각이 70도 이상으로, 강도 및 굽힘성이 우수한 특성을 확보할 수 있다.
본 발명에서 굽힘성 평가는 압연 방향에 대해 평행 방향을 굽힘 시험축 방향으로 하였으며, 크랙이 형성되지 않는 최대 각도를 측정하였다.
이하에서는, 본 발명의 도금강판 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일실시예에 따르는 도금강판은 본 발명의 합금조성을 만족하는 소지강판을 준비, 소둔 및 도금하여 제조될 수 있다.
소지강판 준비
본 발명의 일실시예에 따르는 합금조성을 만족하는 소지강판을 준비할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르는 소지강판은, 그 합금조성에 대하여 특별히 한정하지 않으나, 본 발명에서 제안하는 조성을 만족하는 것이 보다 바람직하다. 소지강판의 조성에 대해서는 앞서 설명한 바와 동일하게 적용될 수 있다.
소둔
상기 준비된 소지강판을 600~950℃의 온도범위로 가열하여 100~500초 소둔할 수 있다.
본 발명에서는 소둔 시, 소둔 내부산화법을 적용하여 강판 내 탈탄반응을 통해 페라이트층을 형성시킴으로써 굽힘성을 향상시키고자 한다.
소둔 시, 가열온도가 600℃ 미만이면 연속공정 라인의 롤을 연속적으로 통과 시, 가공경화에 의한 소재 변형 및 사행이 있을 수 있다. 반면, 그 온도가 950℃를 초과하면 소지강판 내에 존재하는 Mn, Si, Cr 등 친산화성 원소의 표면농화 및 산화물 형성으로 도금성이 열위해질 수 있다.
소둔 시간이 100초 미만일 경우, 열간 성형 후 최종 확보되는 강도가 저하될 수 있는 문제가 있을 수 있다. 반면, 소둔 시간이 500초를 초과할 경우 오스테나이트가 조대화되어 열간 성형 후 마르텐사이트가 미세하게 분산된 강을 얻기 어려울 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면, 소둔 시, 이슬점 온도가 5~20℃이고, 70% 이상의 H2를 포함하고 나머지가 N2인 가스 분위기에서 행할 수 있다.
소둔로 내 함습 질소를 투입시켜 페라이트층을 형성시킬 수 있다. 상기 페라이트층은 함습 질소에 포함된 수증기가 강의 표층에서 O원자로 해리되고, 강 중 탄소와 반응하여 일산화탄소(CO)로 탈탄되는 반응이 수반되어 시멘타이트 및 카바이드 분해로 인해 형성될 수 있다. 한편, 가스 분위기 내에 H2O가 불가피하게 소량 포함될 수 있다.
이슬점 온도가 5℃ 미만이면 페라이트층의 형성 수준이 미비하여 산업적으로 단시간 내 최적 페라이트층을 형성하는데 문제가 있다. 반면, 그 온도가 20℃를 초과하면 설비를 부식 및 노화시키는 문제가 있을 수 있다.
도금
상기 소둔된 소지강판을 중량%로, Zn: 26.0~30.0%, Si: 6.0~9.0%, 잔부 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕에 침지하여 도금할 수 있다.
본 발명에서는 상술한 바와 같이, 도금층이 중량%로, Zn: 24.0~27.0%, Si: 7.0~10.0%, 잔부 Al 및 불가피한 불순물을 포함하도록 도금 시, 도금욕의 조성을 제어할 수 있다.
도금층의 Zn은 Al-Zn상을 형성하여 희생방식능을 확보할 수 있다. 이러한 효과를 확보하기 위하여 본 발명에서는 도금욕의 Zn 함량을 26.0~30.0%로 포함할 수 있다. 도금욕의 Zn 함량이 26.0% 미만이면 도금층에서의 Zn 함량이 목적하는 수준에 미치지 못하며, 그 결과, 희생방식능이 저하될 수 우려가 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 함량을 26.5% 이상으로 제한할 수 있다. 반면, 도금욕의 Zn 함량이 30.0%를 초과하면 도금층의 Zn 함량 범위를 초과할 우려가 있으며, 그 결과, microcrack이 발생하는 문제가 있을 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 29.5% 이하로 포함할 수 있다.
또한, 제조 시, Al의 소지철 확산을 억제하기 위해 도금욕의 Si 함량을 6.0~9.0%로 제한할 수 있다. 도금욕의 Si 함량은 Si고용상에 영향을 미쳐 목적하는 도금층 Si 함량 대비 중량% 수치가 작은 값일 수 있다. Si 함량이 6.0% 미만이면 본 발명에서 제안하는 도금층의 조성범위를 벗어날 수 우려가 있으며, 용탕의 온도가 높아 FeAl3 및 Fe2Al5 금속간화합물의 두께가 과도하게 두꺼워져 재료가 쉽게 깨지는 문제가 있을 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 함량을 6.5% 이상으로 제한할 수 있다. 반면, Si 함량이 9.0%를 초과하면 상술한 바와 같이, 도금층에서 제안하는 조성범위를 벗어날 우려가 있다. 또한, 첨가에 따른 금속간화합물의 두께가 감소하는 효과가 저하되며, Si이 석출되는 문제가 있을 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 8.5% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르는 도금욕의 온도는 580~680℃일 수 있다.
도금욕의 온도에 의해 도금욕의 Al, Zn, Si와 소지강판의 Fe의 확산 구배가 결정될 수 있으므로, 본 발명에서는 도금욕의 온도범위를 580~680℃로 제한할 수 있다.
도금욕의 온도가 580℃ 미만일 경우, 소지강판의 Fe 확산이 부족할 수 있으며, Al과 Si이 석출될 우려가 있다. 본 발명의 일실시예로는 그 온도가 600℃ 이상일 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 620℃ 이상일 수 있다. 반면, 그 온도가 680℃를 초과하면 도금욕 안에 사용되는 싱크롤을 지지하는 Sleeve 및 Bush 등 관련 부품의 급격한 수명 저하로 인한 진동 발생으로 생산을 멈추고 싱크롤을 교체함으로써 생산성이 떨어지는 문제가 있을 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 도금 시, 부착량이 40~60g/m2일 수 있다.
도금 시, 부착량이 40g/m2 미만일 경우 열간 성형 이후 Fe 확산의 과다로 내식성 열위 등 사용상의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 도금 시, 부착량이 60g/m2을 초과하면 도금층 내 알루미늄양이 상대적으로 증가하여 굽힘성이 열위하는 문제가 있을 수 있다.
조질압연
상기 도금된 강판에 200~500톤을 부여하여 조질압연할 수 있다.
본 발명에서는 필요에 따라 추가적으로 조질압연 단계를 더 포함할 수 있으며, 특히, 표면 조도 부여 및 표면외관 개선을 위하여 200~500톤을 부여하여 조질압연(skin pass mill)을 행할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
중량%로, C: 0.23%, Si: 0.25%, Mn: 1.3%, B: 0.002%, Ti: 0.03%, Cr: 0.15%, 잔부 Fe를 포함하는 소지강판을 준비한 후, 하기 표 1의 조건으로 소둔 및 도금을 행하여 도금강판을 제조하였다. 표 1의 도금욕 조성으로 각각 도금을 행하였으며, 도금욕 조성은 개시한 Zn, Si, Al 외로 불가피한 불순물을 더 포함한다.
시편
번호		 소둔 도금
온도(℃) 시간(초) 이슬점(℃) 가스 도금욕 조성(중량%) 도금욕
온도(℃)		 부착량
(g/m2)
Zn Si Al
1 850 441 -50 95.00%H2
5.00%N2 		35.3 0 63.5 583 59
2 791 465 -51 56.1 8.7 33.4 601 54
3 782 368 -48 9.1 8.1 81.3 620 48
4 776 402 -47 22.2 0 76.5 630 52
5 776 491 5 95.00%H2
4.99%N2
0.01%H2O		 26.5 6.3 66.3 635 55
6 789 491 12 27.8 7.0 64.2 630 50
7 777 442 15 95.00%H2
4.90%N2
0.100%H2O		 28.7 7.1 63.0 631 47
8 784 442 19 29.8 8.6 60.5 638 46
하기 표 2에는 제조된 도금강판에 대하여 미세조직 특징 및 물성을 관찰하여 나타내었다. 먼저, 소지강판과 도금층의 계면으로부터 소지강판의 두께 방향의 깊이 영역에 대하여 페라이트층의 두께를 확인하기 위하여, 2~3% 나이탈 에칭 후 광학현미경으로 미세조직을 관찰하였다. 하기 표 2에는 상기와 같은 방법으로 측정된 페라이트층의 두께를 기재하였으며, 모든 예시는 페라이트를 90% 이상으로 포함하였으며, 그 외 조직으로는 펄라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 1종 이상이 관찰되었다.
또한, 제조된 도금강판에 대하여, NaOH 용액으로 10분동안 용해한 후, HCl 용액과 inhibitor를 사용하여 도금층을 30분 용해하고, 용해된 두개의 용액을 합하여 ICP-OES (Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectroscopy)를 통해 도금층의 Al, Zn, Si, Fe 성분 함량을 측정하였다. 측정된 성분 함량을 바탕으로 관계식 1의 값도 계산하여 기재하였다. 더하여, GDS 분석의 방법으로 Zn과 Al의 교차점의 위치를 측정하여 나타내었다.
물성으로, 비커스 경도계를 이용하여 도금강판을 전단 후 수직으로 세워 resin으로 마운팅 및 연마 후 50mN(5g)/10s의 힘으로 도금층의 경도 값(Hv)을 측정하여 나타내었다.
더하여, 전술한 방법으로 제조된 도금강판의 시편을 채취한 후, 일정 크기의 블랭크로 절단하고, 900℃의 로(furnace)에서 블랭크 시편이 900℃에 도달한 후 2분간 유지하였다. 이후, 가열된 블랭크 시편을 20초 이내에 금형으로 이송한 후, 금형을 이용하여 열간 성형하였다. 이어서 20℃/s의 냉각 속도로 냉각함으로써 열간성형 부재를 얻었다. 상기 열처리한 도금강판으로부터 35w x 100mm2의 샘플을 채취하여 3점 굽힘 시험을 실시하였다. 굽힘성의 평가는 압연 방향에 대해 평행 방향을 굽힘 시험축 방향으로 하였으며, 크랙이 형성되지 않는 최대 각도를 측정하여 나타낼 수 있다. 그 크기가 50도 미만인 것을 '1', 50도 이상 60도 미만인 것을 '2', 60도 이상 70도 미만인 것을 '3', 70도 이상 80도 미만인 것을 '4', 80도 이상 90도 미만인 것을 '5'라고 나타내었다.
시편
번호		 미세조직 도금층 물성 구분
페라이트층 두께(μm) 조성(중량%) 관계식1 최표면으로부터
Zn과 Al의
교차점의
위치(μm)		 경도
(Hv)		 굽힘성
Zn Si Al Fe
1 0 32.1 0 67.9 0 448.9 5.3 414 2 비교예1
2 0 51.0 8.7 33.0 7.3 398.8 7.1 391 2 비교예2
3 0 8.3 0 82.1 0.8 500.2 9.8 508 3 비교예3
4 0 20.2 0 79.0 0.8 474.2 3.2 484 3 비교예4
5 70 24.1 8.0 61.9 6.0 459.5 4.4 443 4 발명예1
6 72 25.3 7.5 57.3 9.9 452.3 2.5 430 5 발명예2
7 75 26.1 8.3 58.1 7.5 453.3 2.7 445 5 발명예3
8 78 27.0 9.8 56.8 6.3 452.5 3.4 466 5 발명예4
[관계식 1]
R = -1.21*[Al]-1.28*[Si]-1.98*[Fe]-3.17*[Zn]+631.86
(식에서, [Al], [Si], [Fe] 및 [Zn]은 각 원소의 중량%이다.)
표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 조건을 만족하는 발명예의 경우, 본 발명에서 제안하는 미세조직 특징을 만족하였으며, 본 발명에서 목적하는 물성 또한 확보할 수 있었다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 발명예 4를 두께 방향으로 단면을 관찰한 사진이다. 나이탈 에칭 후 미세조직을 관찰하여 페라이트층의 두께를 확인할 수 있으며, 도 1에 나타난 바와 같이, 두께는 78μm로 형성되었다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 발명예 4를 GDS 분석의 방법으로 측정한 사진이다. 강판의 두께 방향으로 Al, Zn, Si, Fe, 및 O와 같은 주요 원소별 분포를 확인할 수 있으며, 도 2에 나타낸 바와 같이, Zn과 Al의 교차점이 도금층 최표면에서 두께 방향으로 깊이 3.4μm에 존재하였다.
반면, 비교예는 본 발명에서 제안하는 소둔 조건 또는 도금욕 조성을 벗어나는 경우로, 본 발명에서 목적하는 도금층을 제조할 수 없었으며, 물성 또한 열위한 것을 확인할 수 있다. 특히, 비교예 1 내지 3은 도금층의 Zn과 Al의 교차점이 5μm을 초과하여 표층에 Zn 초정상 및 Zn 산화물이 과다하게 형성되었다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (12)

  1. 소지강판; 및
    상기 소지강판 상에 형성된 중량%로, Zn: 24.0~27.0%, Si: 7.0~10.0%, Fe: 6.0~10.0%, 잔부 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금층을 포함하고,
    상기 소지강판은 상기 소지강판과 도금층의 계면으로부터 상기 소지강판 두께 방향으로 형성된 페라이트층을 포함하는 도금강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 도금층은 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 400.0~500.0인 도금강판.
    [관계식 1]
    R = -1.21*[Al]-1.28*[Si]-1.98*[Fe]-3.17*[Zn]+631.86
    (식에서, [Al], [Si], [Fe] 및 [Zn]은 각 원소의 중량%이다.)
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 도금층은 글로우 방전 분광기(GDS, Glow Discharge optical emission Spectrometer) 분석 시, Zn과 Al의 교차점이 도금층 최표면에서 두께 방향으로 깊이 5.0μm 이내에 존재하는 도금강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 페라이트층은 두께가 70~80μm인 도금강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 도금층의 부착량은 40~60g/m2인 도금강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 도금강판은 경도가 400~500Hv인 도금강판.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 도금강판은 열간 성형 후 굽힘 시험 시, 굽힘 최대각이 70도 이상인 도금강판.
  8. 청구항 1에 있어서,
    상기 소지강판은, 중량%로, C: 0.02~0.6%, Si: 0.001~2%, Al: 0.001~1%, Mn: 0.1~4%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.02% 이하, B: 0.0001~0.01%, 잔부 Fe 및 불순물을 포함하는 도금강판.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 소지강판은, 중량%로, Ti: 0.1% 이하, Cu: 1.00% 이하, Mo: 1.00% 이하, Cr: 1.00% 이하, Ni: 1.00% 이하, V: 1.00% 이하, Ca: 0.01% 이하, Nb: 0.1% 이하, Sn: 1% 이하, W: 1% 이하, Sb: 1% 이하, Mg: 0.1% 이하, Co: 1% 이하, As: 1% 이하, Zr: 1% 이하, Bi: 1% 이하, REM: 0.3% 이하 중 선택되는 1종 이상을 더 포함하는 도금강판.
  10. 소지강판을 준비하는 단계;
    상기 준비된 소지강판을 600~950℃의 온도범위로 가열하여 5~20℃의 이슬점 온도에서 소둔하는 단계; 및
    상기 소둔된 소지강판을 중량%로, Zn: 26.0~30.0%, Si: 6.0~9.0%, 잔부 Al 및 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕에 침지하여 도금하는 단계;를 포함하는 도금강판 제조방법.
  11. 청구항 10에 있어서,
    상기 소둔 단계는 70% 이상의 H2를 포함하고 나머지가 N2인 가스 분위기에서 100~500초 유지하는 도금강판 제조방법.
  12. 청구항 10에 있어서,
    상기 도금욕의 온도가 580~680℃인 도금강판 제조방법.
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