KR101482345B1 - 고강도 열연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 자동차, 가전 및 건자재용의 소재로 사용되는 용융아연도금강판에 관한 것으로, 보다 구체적으로 상기 용융아연도금강판 제조에 이용되는 고강도 열연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들을 제조하는 방법에 관한 것이다.
보다 구체적으로, 고강도강을 이용하여 용융아연도금강판을 제조함에 있어서, 우선적으로 열연공정을 제어하여 좌굴 현상이 발생되지 않고, 냉간압연성이 우수한 열연강판을 제조할 수 있으며, 이를 이용하여 용융아연도금강판을 제조할 시 소둔 공정 조건을 제어함으로써, 강 중 산화하기 쉬운 원소들의 표면 확산을 효과적으로 억제하여 표면품질이 우수한 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판을 얻을 수 있다.

Description

고강도 열연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 {HIGH STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET, HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET USING THE SAME, ALLOYED HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET USING THE SAME AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 자동차, 가전 및 건자재용의 소재로 사용되는 용융아연도금강판 등에 관한 것으로, 보다 구체적으로 상기 용융아연도금강판 제조에 이용되는 고강도 열연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들을 제조하는 방법에 관한 것이다.

용융도금강판은 내식성이 우수하여 건축자재, 구조물, 가전제품 및 자동차 차체 등에 널리 사용된다. 현재 가장 많이 사용되고 있는 용융도금강판은 용융아연도금 강판(GI 강판)과 합금화 용융아연도금강판(GA 강판)이며, 특히 GI 강판은 소지강판에 용융아연을 도금한 강판으로서, 도금이 용이하고 내식성이 우수하여 자동차 자체의 소재로 많이 사용되고 있다.

최근들어, 이와 같은 자동차용 재료나 가전제품 등에 사용되는 강판에 대해 충돌 안전성 및 연비 향상이 지속적으로 요구되고 있으며, 이를 위해 적용되는 강판의 고강도화 연구가 증가하고 있다. 하지만, 강판의 강도를 향상시키는 것만을 추구할 경우, 상대적으로 연성이 저하되기 때문에, 일정 강도를 확보하면서도 연성을 향상시킬 필요가 있다.

상기에 부응하기 위해, 최근에는 강중에 Mn, Si 및/또는 Al을 첨가하여 미세조직으로 페라이트 및 마르텐사이트상을 갖는 이상조직 강(Dual phase 강; DP 강), 페라이트, 마르텐사이트 및 석출상을 갖는 복합조직 강(Complex Phase 강; CP 강), 변태유기소성 강(Trasformation Induced Platicity 강; TRIP 강), TWIP(Twin Induced Plasticity)강 등의 고강도강의 개발이 활발히 진행되고 있다. 이와 같이, 강 중에 Mn, Si 및/또는 Al을 첨가하는 경우 강도향상과 더불어 연성을 높인 강판을 제조할 수 있는 것이다.

통상 용융아연도금강판을 제조하는 공정은 제강, 연주, 열간압연 및 냉간압연된 강판(Full hard 강판)을 전처리 공정에서 표면의 유분 및 이물질을 제거하기 위한 탈지를 실시한 후 소둔 공정에서 강판을 소정의 온도로 가열하여 소둔을 실시하고, 적절한 온도로 냉각한 후 용융아연 도금욕에 침지하여 강판 표면에 아연을 부착시킨 후 에어 나이프(Air-Knife)로 도금 부착량을 제어한 후 상온까지 냉각함으로써 제조된다.

상기 연속 공정 중 열간압연 공정은 1000℃ 이상으로 가열된 슬라브(Slab)를 압연롤에서 적당한 두께로 압연한 후 냉각하여 코일상태로 권취하는 공정이다. 여기서, 열간압연 후 냉각공정의 온도는 후속되는 냉간압연을 고려하여 통상 650~800℃로 설정하고, 이후 냉각된 강판을 권취하여 자연 공냉에 의해 서냉시키는데, 이때 강 내부에 마르텐사이트나 베이나이트 등의 급냉 조직의 형성이 억제되어 열연강판의 강도가 낮아지고, 이로 인해 후속되는 냉간압연 공정에서 압연롤에 부여되는 하중을 경감시킴으로써 압연성을 향상시킬 수 있다.

한편, 강 중에 산화하기 쉬운 원소들 즉, Mn, Si 또는 Al 등의 원소들이 함유된 고강도강의 경우에는 오스테나이트가 페라이트, 베이나이트 또는 마르텐사이트로 변태하는 온도가 낮고, 또한 변태하는데 시간이 길다. 그런데, 이러한 고강도강에서 통상의 권취공정 즉, 짧은 시간 동안에 650~800℃로 냉각을 실시하게 되면, 변태가 완료되지 않은 상태에서 권취가 이루어져 이후의 자연 공냉시 변태가 일어나고, 이때 발생된 변태발열에 의해 강판의 온도가 상승하게 됨에 따라 권취된 강판은 급냉 조직의 형성이 억제되지 못할 뿐만 아니라, 자중에 의해 찌그러지는 좌굴 현상이 발생하게 된다.

따라서, 상기와 같은 고강도강에서 좌굴 현상의 발생을 억제하기 위해서 권취전 강판을 급냉시켜 변태를 완료시킨 후 권취하는 방법을 적용하고 있으나, 변태완료를 위해 권취온도를 650℃ 이하로 낮게 설정하게 되면, 제조된 열연강판의 조직에 급냉조직이 많이 포함되어 강도가 높아지게 되고, 이로 인해 후속되는 냉간압연 공정에서 압연롤에 큰 부하를 주게 되는 문제가 있다.

또한, 상기 Mn, Si 또는 Al 등의 원소들이 함유된 고강도강을 열간압연 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조한 후, 이 냉연강판을 용융아연도금강판으로 제조하기 위해 소둔 및 용융아연도금을 실시하게 되는데, 상기 소둔 공정시 소둔로의 분위기는 환원성 분위기이고, 이슬점 온도는 -30℃ 이하로 낮게 설정하기 때문에 강 중 철은 산화되지 않는다. 그러나, 강 중에 존재하는 Mn, Si 또는 Al이 소둔 시에 소둔로 중에 존재하는 미량의 산소 혹은 수증기와 반응하여 강판 표면에서 이들 원소들의 단독 혹은 복합 산화물을 형성함으로써, 도금시 아연의 젖음성을 방해하여 도금강판 표면에 국부적 또는 전체적으로 아연이 부착되지 않은 미도금 현상이 발생하여 도금강판의 표면품질을 크게 떨어트린다.

이에, 강 중 산화하기 쉬운 원소들이 소둔 공정시 표면으로 확산하는 것을 방지하기 위한 방안으로서, 특허문헌 1에서는 소둔 전 강판에 철(Fe)을 10g/m²의 부착량으로 선도금한 후 환원소둔을 실시함으로써 소지철 중 Si과 Mn이 Fe 선도금층으로 확산되지만, 통상적인 소둔온도 및 소둔시간 동안에는 표면까지 확산하지 못하여 도금표면이 우수한 강판을 제조할 수 있는 방법을 제시하고 있다.

이러한 특허문헌 1의 경우에는 두꺼운 Fe 선도금층에 의해 선도금층 아래 소지철 중에 존재하는 Si, Mn이 표면까지 확산해오지 못하여 표면 산화물이 형성되지 않아 도금 젖음성이 우수하고, 산화물이 선도금층 내에 분산 존재함으로써 도금밀착성이 우수한 장점이 있으나, 환원소둔 동안 Si, Mn 등의 산화성 원소들이 표면까지 확산하는 것을 억제하기 위해서는 선도금층을 두껍게 형성하여야만 하며, 이를 위해서 전기도금설비가 커지고, 이로 인한 비용 증가가 수반되는 문제가 있다.

또한, 특허문헌 2에서는 소둔로 내부의 수증기 분압을 높이는 방안을 제시하고 있는데, 이와 같이 소둔로 내부 수증기 분압을 높일 경우 산소가 강 내부로침투하고, 침투된 산소가 강 내부에서 Si, Mn과 반응하여 내부 산화물을 형성하기 때문에 이들 원소들이 강판 표면으로 확산되는 것을 일정 부분 감소시킬 수 있다. 그러나, 특허문헌 2의 경우 소둔공정시 가열초기에 내부 산화물이 형성되기 전에 이미 강판 표면이나 표면 직하까지 확산된 Si, Mn 등의 원소들이 산화물을 형성하고, 이로 인해 소둔 완료 후 강판 표면에는 상당량의 Si, Mn 등의 단독 혹은 복합 산화물이 존재하고 있기 때문에 이러한 강판을 도금할 경우 표면품질을 우수하게 확보할 수 없는 문제가 있다.

일본 공개특허공보 제2002-322551호 일본 공개특허공보 제2004-323970호

본 발명의 일 측면은, 고강도강을 이용하여 용융아연도금강판을 제조함에 있어서, 열연공정을 제어하여 좌굴 현상이 발생되지 않는 열연강판과, 이를 이용하여 용융아연도금강판을 제조할 시 소둔공정 조건을 제어하여 강 중 산화하기 쉬운 원소들의 표면확산을 억제하여, 표면품질이 우수한 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 망간(Mn): 15% 이하(0% 포함), 실리콘(Si): 3.0% 이하(0% 포함) 및 알루미늄(Al): 6.0% 이하(0% 포함) 포함하되, 상기 Mn, Si 및 Al으로부터 선택된 2종 이상을 각각 2.0% 이상, 0.5% 이상 및 0.5% 이상으로 제한하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Mn, Si 및 Al의 총 함량이 2~20%를 만족하는 강 슬라브를 오스테나이트 온도 이상으로 가열하여 열간압연을 실시하여 강판으로 제조하는 단계;

상기 열간압연된 강판을 400~650℃로 냉각한 후 권취하는 단계;

상기 권취 후 이슬점 온도(Dew Point)가 -30~0℃이고, 부피비로 5% 이하의 수소를 포함하는 질소 분위기의 BAF(Batch Annealing Furnace)에 인입한 후 600~750℃에서 20~120분간 템퍼링하는 단계; 및

상기 템퍼링 후 상온까지 냉각시키는 단계를 포함하는 고강도 열연강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상기에 의해 제조된 고강도 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;

상기 냉연강판을 부피비로 3~10%의 수소를 포함하고 잔부 질소로 구성된 분위기 가스의 소둔로에서 700~850℃까지 가열한 후 냉각하는 단계; 및

상기 냉각된 냉연강판을 440~470℃의 용융아연 도금욕에 침지하여 도금하는 단계를 포함하는 표면품질이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 또 다른 일 측면은, 상기에 의해 제조된 고강도 용융아연도금강판을 470~600℃로 합금화 열처리하는 표면품질이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.

또한, 본 발명은 중량%로, 망간(Mn): 15% 이하(0% 포함), 실리콘(Si): 3.0% 이하(0% 포함) 및 알루미늄(Al): 6.0% 이하(0% 포함) 포함하되, 상기 Mn, Si 및 Al으로부터 선택된 2종 이상을 각각 2.0% 이상, 0.5% 이상 및 0.5% 이상으로 제한하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Mn, Si 및 Al의 총 함량이 2~20%를 만족하고,

표면으로부터 강판 두께 방향으로 2~20μm 깊이에 Mn 산화물, Si 산화물, Al 산화물, Fe 산화물 및 이들의 복합 산화물로 구성된 내부 산화물을 포함하는 고강도 열연강판을 제공한다.

또한, 본 발명은 상기 한 열연강판을 냉간압연한 냉연강판; 상기 냉연강판 표면에 형성된 용융아연도금층을 포함하고, 상기 소지강판과 용융아연도금층의 계면으로부터 소지강판 방향으로 0.1~3.0μm 깊이에 Mn 산화물, Si 산화물, Al 산화물, Fe 산화물 및 이들의 복합 산화물로 구성된 내부 산화물을 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 용융아연도금강판

또한, 본 발명은 상기 한 열연강판을 냉간압연한 냉연강판; 상기 냉연강판 표면에 형성된 합금화 용융아연도금층을 포함하고, 상기 합금화 용융아연도금층은 7~13%의 합금화도를 갖는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판을 제공한다.

본 발명에 의하면, 열연공정시 템퍼링의 실시로 냉간압연성이 우수한 열연강판을 제공할 수 있다.

또한, 상기 열연강판을 이용하여 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판을 제조할 시, 소둔 공정 조건을 제어함으로써 강 중 산화하기 쉬운 원소들이 소둔시 강판 표면으로 확산되는 것을 억제할 수 있으며, 이로 인해 도금후에도 표면품질이 우수한 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판을 얻을 수 있다.

본 발명자들은 Mn, Si 또는 Al 등의 산화하기 쉬운 원소들을 포함하는 고강도 열연강판을 이용하여 용융아연도금강판을 제조할 시, 열연공정에서 발생될 수 있는 좌굴 현상을 억제하고, 또한 소둔공정시 소둔로 내에 존재하는 미량의 산소 혹은 수증기와 반응하여 강판 표면에 Mn, Si 또는 Al의 단독 혹은 복합 산화물을 형성함에 따라, 아연도금시 아연의 젖음성을 방해하여 도금 후 표면에 국부적 또는 전체적으로 미도금을 발생시켜 도금강판의 표면품질을 크게 저하시키는 문제점을 해결할 수 있는 방안에 대해 깊이 연구한 결과, 먼저 열연강판을 제조함에 있어서 열연공정 조건을 제어하여 좌굴 현상 등의 결함이 없는 열연강판을 이용하고, 또한 소둔시 조건을 제어함으로써 강 중 Mn, Si 또는 Al 등의 표면확산을 억제시키고, 강 내부에서 산화물이 형성되도록 함으로써 표면품질이 우수한 용융아연도금강판과 합금화 용융아연도금강판을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명에 따른 고강도 열연강판, 상기 열연강판을 이용하여 제조된 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 고강도 열연강판의 제조방법에 있어서, 먼저 중량%로, 망간(Mn): 15% 이하(0% 포함), 실리콘(Si): 3.0% 이하(0% 포함) 및 알루미늄(Al): 6.0% 이하(0% 포함) 포함하되, 상기 Mn, Si 및 Al 중 2종 이상을 각각 2.0% 이상, 0.5% 이상 및 0.5% 이상으로 제한하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Mn, Si 및 Al의 총 함량이 2~20%를 만족하는 강 슬라브를 준비한다.

이때, 상기 소지강판은 상기 성분들 중 2 성분 이상의 함량이 하한값을 만족하면, 나머지 성분은 0%로 포함되어도 무방하다.

이때, 망간(Mn)은 경화능을 향상시켜 높은 항복강도를 달성할 수 있으며, 오스테나이트의 형성을 촉진하여 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)를 낮추고 오스테나이트를 안정화시키는데 기여하는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 Mn을 2.0% 이상으로 포함할 필요가 있으나, 너무 과량으로 첨가할 경우에는 고온에서 Mn이 산화되어 연속주조 또는 열간압연 중에 내부에 크랙(crack)을 유발할 수 있으므로 그 상한을 15%로 제한함이 바람직하다.

실리콘(Si)은 강의 항복강도를 향상시킴과 동시에 실온에서 페라이트 및 잔여 오스테나이트를 안정화시키는 원소이다. 즉, Si은 오스테나이트로부터 냉각시 세멘타이트의 석출을 억제하고, 탄화물의 성장을 현저히 저지함으로써 TRIP 효과를 얻기에 충분한 양의 잔여 오스테나이트를 안정화시키는데 기여한다. 상기의 효과를 얻기 위해서는 Si을 0.5% 이상으로 첨가할 필요가 있으나, 너무 많이 첨가하게 되면 오스테나이트 온도가 높아지기 때문에 통상 오스테나이트역에서 압연하게 되는 열간압연이 어려워지는 문제가 있다. 따라서, Si 함량의 상한을 3.0%로 제한함이 바람직하다.

또한, 알루미늄(Al)은 상기 Si과 마찬가지로, 강판의 냉각시 페라이트를 안정화시키고 페라이트의 형성을 촉진시키며, 페라이트 결정을 미세화시키는 역할을 하는 원소이다. 따라서, Si 대신 첨가할 수도 있으며, Si과 함께 첨가할 수도 있다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 Al을 0.5% 이상으로 첨가할 필요가 있으나, 너무 많이 첨가하게 되면 합금 비용이 증가하는 문제가 있으므로, Al 함량의 상한을 6.0%로 제한함이 바람직하다.

상기와 같이, Mn, Si 및 Al 3 성분 중 2종의 성분을 첨가하면 나머지 원소는 전혀 첨가하지 않아도 본 발명의 대상이 될 수 있으며, 미량으로 첨가되어도 목적하는 효과를 나타내는 데에는 문제가 없다.

상술한 성분들은 강의 강도 및 연성을 확보하는데에 필수적인 원소로서, 이들의 총 함량이 2% 미만일 경우에는 강도 향상 효과가 미미하므로 2% 이상인 것이 바람직하다. 이와 같이, 상기 성분들을 2% 이상으로 함유할 경우 열연공정에서 발생될 수 있는 좌굴 현상의 억제, 소둔 공정시 강판 표면에의 산화물 형성 등에는 문제가 없으나, 현재 생산 가능한 고강도강에서의 상기 성분들의 총 함량이 최대 20%이므로, 상기 성분들의 총 함량의 상한을 20%로 제한한다.

더욱이, 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판을 제조할 시, 미도금 현상이 발생되고 아연과의 젖음성이 저하되는 경우에는 Mn, Si 또는 Al 등의 산화하기 쉬운 원소들이 함유된 고강도강에서 문제가 되기 때문에, 이들 원소를 일정량 함유하는 강재를 사용하는 것이 본 발명의 효과를 극대화하기에 적합할 것이다.

본 발명에 따른 고강도 열연강판을 제조하기 위한 강 슬라브는 상술한 성분들 이외에도 탄소(C): 0.05~0.30 %, 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 티타늄(Ti): 0.2% 이하, 니오븀(Nb): 0.2% 이하, 니켈(Ni): 1.0% 이하, 구리(Cu): 1.0% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 보론(B): 0.1% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상의 성분을 더 포함할 수 있다.

이때, 탄소(C)는 양호한 기계적 특성을 얻는데 필수적이며, 경화능(hardenability)을 촉진하고 충분한 항복강도를 얻고 또 안정화된 오스테나이트를 형성하기 위해서는 0.05% 이상으로 C를 첨가할 필요가 있다. 다만, C의 함량이 높을수록 실온으로 냉각시 고온에서 형성된 오스테나이트상이 마르텐사이트로 변태가 일어나지 않아 실온에서 잔류하는 오스테나이트상이 많아져 연성을 증가시키는데 유리하지만, 너무 높으면 용접성에 문제가 있기 때문에 그 상한값을 0.30%로 제한함이 바람직하다.

몰리브덴(Mo)은 필수로 첨가하지 않아도 목표로 하는 기계적 성질을 얻는데에는 큰 문제가 없으나, 0.5% 이하의 Mo은 마르텐사이트의 형성을 촉진하고, 내식성을 증가시키는데에 유리한 효과로 작용한다. 다만, 다량의 Mo은 용접 구역에서 저온 균열이라는 현상을 촉진하고, 강의 인성을 저하시킬 수 있으며, 제조비용이 상승하는 문제가 있다. 따라서, Mo을 첨가할 시 그 함량은 0.5% 이하로 제한함이 바람직하다.

크롬(Cr)은 강 중에 미세한 탄화물을 형성하여 굽힘가공시 크랙의 발생을 억제하는 효과가 있으나, 너무 과량으로 첨가할 경우에는 아연의 젖음성을 저해하는 문제가 있으므로, 그 함량을 1.0% 이하로 제한함이 바람직하다.

인(P)은 Si과 함께, 탄화물의 석출을 억제함으로써 잔여 오스테나이트의 안정도를 증가시키지만, 다량의 P은 강의 취성을 일으키는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.03% 이하로 제한함이 바람직하다.

티타늄(Ti)은 항복강도를 상승시키는데에 유리한 원소이다. 하지만, Ti 첨가에 의해 인성이 저하되는 것을 피하기 위해서는 그 함량을 0.2% 이하로 제한함이 바람직하다.

니오븀(Nb)은 탄질화물의 석출을 향상시켜 항복강도를 증가시키는 원소이지만, 너무 다량으로 첨가하면 강의 용접성 및 고온 성형성이 악화되는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.2%로 제한함이 바람직하다.

니켈(Ni)은 항복강도를 상승시키는데 유리한 원소이지만, 너무 다량으로 첨가하면 제조비용이 상승하는 문제가 있으므로, 그 함량을 1.0% 이하로 제한함이 바람직하다.

구리(Cu)는 상기 Ti, Ni와 함께 항복강도를 상승시키는데 유리한 원소이고, 소둔 과정에서 Si, Mn 또는 Al 등의 산화성 원소들의 표면확산을 방해하는 원소이지만, 고가의 원소이므로 제조비용을 고려하여 1.0% 이하로 첨가됨이 바람직하다.

바나듐(V)은 결정립 미세화에 의한 항복강도를 향상시키고, 강의 젖음성을 증가시키는데 유리한 원소이다. 그러나, 그 함량이 0.4%를 초과하게 되면 강의 인성이 악화되고 용접부에 크랙이 발생할 위험이 있으므로, V의 상한값을 0.4%로 제한함이 바람직하다.

보론(B)은 소량으로도 항복강도를 크게 향상시키는 원소이지만, 다량으로 첨가할 경우에는 저온취성이 발생할 수 있으며, 뿐만 아니라 아연의 젖음성도 저해하는 문제가 있으므로, B의 함량은 0.1% 이하로 제한됨이 바람직하다.

상술한 성분들 이외에는 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성된다.

상술한 성분조성을 갖는 강 슬라브는 열간압연을 실시하기 위해 가열할 수 있다. 이때, 가열은 열간압연 마무리 온도가 최소 오스테나이트상이 될 수 있는 온도에서 실시함이 바람직하다. 따라서, 오스테나이트 온도 이상으로 가열할 수 있다.

이후, 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연한 후 바로 400~650℃까지 냉각한 후 권취할 수 있다.

열간압연 후 냉각종료온도가 650℃를 초과하는 상태에서 권취를 실시하게 되면, 권취 후 좌굴이 발생하여 코일이 찌그러질 우려가 있으며, 반면 냉각종료온도가 400℃ 미만으로 너무 낮을 경우에는 열연조직에서 베이나이트 또는 마르텐사이트상의 분율이 너무 높아 이후 템퍼링을 실시하더라도 강도가 너무 높아 후속되는 냉간압연 공정에서 냉간압연성이 떨어지는 문제점이 있다.

이후, 권취된 열연강판을 이슬점 온도(Dew Point)가 -30~0℃이고, 질소 가스로 유지되는 로(Furnace)에 인입하여 600~750℃에서 20~120분간 템퍼링을 실시한 후 상온까지 다시 냉각시킬 수 있다.

상기 로(Furnace)는 공정상 코일(coil)을 열처리할 수 있는 어떠한 로(Furnace)라도 사용가능하며, 일반 연속소둔로를 이용하여도 무방하지만 공정비용이 크게 상승하는 문제가 있으므로, 바람직하게는 BAF(Batch Annealing Furnace)를 이용할 수 있다.

통상, 열간압연 후 냉각과정에서 냉각온도(권취온도)가 낮을 경우 냉각속도가 빨라지기 때문에 오스테나이트 중 일부가 마르텐사이트나 베이나이트상으로 변태되어 열연강판에 존재하며, 이들 조직은 페라이트 대비 강도가 높기 때문에 최종 열연강판의 강도가 높아진다. 하지만, 본 발명에서는 권취온도를 낮추어 마르텐사이트상을 포함하는 열연강판을 제조한 후, 이를 600~750℃로 유지되는 BAF에서 템퍼링을 실시하게 되면 마르텐사이트가 펄라이트(페라이트+시멘타이트)로 분해됨에 따라 강도가 낮아지고, 연성이 증가된다.

상기 템퍼링시 가열온도가 600℃ 미만이면 템퍼링 효과가 미약하고, 반면 750℃를 초과할 경우에는 강도가 낮은 오스테나이트상이 형성되어 템퍼링 과정 중에 좌굴 현상이 발생할 수 있다. 또한, 상기 온도범위에서의 템퍼링 시간인 20분 미만이면 템퍼링이 불충분하여 템퍼링 완료 후 강판의 강도 감소 및 연신율의 상승효과가 미약하고, 반면 120분을 초과하여 너무 길게 템퍼링을 실시하게 되면 템퍼링에 의한 강판의 강도 감소 및 연신율의 상승 효과는 우수하나, 생산성 측면에서 내부 산화물층의 두께 제어를 위해 20~120분으로 설정함이 바람직하다.

상술한 조건으로 BAF에서 템퍼링을 실시할 때, BAF 내부는 이슬점 온도가 -30~0℃로 제어되고, 질소 가스 분위기로 유지되는 것이 바람직하다. 이렇게 함으로써 템퍼링 과정에서 열연강판 표층부에 철 산화물층을 형성시키면서, 산소를 상기 철 산화물층 아래의 강 내부로 확산시킴으로써 강 내에 존재하는 Mn, Si 또는 Al 등의 철보다 산소와 친화력이 높은 성분을 산화시켜 강 내부에서 이들 원소들의 산화물을 형성시킬 수 있다. 이로 인해, Mn, Si 또는 Al등의 단독 혹은 복합 산화물이 형성된 강 내부에서는 고용 Mn, Si 또는 Al이 존재하지 않거나 그 함량이 크게 감소하게 된다.

다만, 이슬점 온도가 -30℃ 미만이면 상기 템퍼링 온도에서 분위기 가스 내의 산소분압이 낮기 때문에 산소가 철 산화물층 아래의 강 내부까지 확산하지 못하여 내부 산화물이 형성되지 못하며, 반면 이슬점 온도가 0℃ 보다 높으면 산소가 강 내부로 확산해 들어가는 깊이가 너무 깊어져 내부 산화물이 형성되는 층이 너무 두꺼워져 최종 제품의 강도 및 연성의 저하가 발생할 수 있으므로 바람직하지 않다.

상기와 같은 과정에 의해 템퍼링이 완료되면, 이후 BAF에서 열연강판을 로냉 또는 대기중으로 꺼내어 공냉시킬 수 있다. 이때, 10℃/s를 초과하는 속도로 급냉되면 템퍼링에 의해 저하된 강도가 다시 증가하여 후속되는 냉간압연 공정에서 냉간압연성을 저해할 수 있으므로, 10℃/s 이하의 속도로 냉각됨이 바람직하다.

상기 템퍼링 및 냉각이 완료된 열연강판은 산세를 실시한 후, 통상의 방법으로 냉간압연을 실시한다.

상기 산세공정은 열연공정시에 형성된 표층의 열연 산화물을 제거위한 것으로서, 이때의 산세방법 및 산용액은 특별히 한정하지 않으며, 통상의 산세 방법에 의해 실시될 수 있다.

상기 냉간압연에 의해 제조된 냉연강판은 탈지공정에 의해 냉연공정시 강판 표면에 묻은 기름, 철분 등의 오염물을 제거할 수 있다. 이때, 통상적인 탈지공정을 이용할 수 있으나, 다만 비용측면을 고려하여 알칼리 탈지방법을 적용함이 보다 바람직하다.

이후, 상기 냉연강판을 소둔로에 인입하여 소둔 열처리를 실시할 수 있다.

이때, 소둔 열처리 공정은 부피비로 3~10%의 수소와 잔부 질소 및 불가피한 불순물을 포함하는 분위기 가스 하에서 700~850℃로 가열함으로써 환원소둔을 실시함이 바람직하다. 상기 소둔로의 분위기 가스 내 수소성분이 3% 미만이면 강판 표면에 존재하는 철 산화물을 효과적으로 환원시키기 어려우며, 수소함량이 높을수록 철 산화물의 환원효과는 우수해지지만 경제성을 고려하여 그 상한을 10%로 제한함이 바람직하다.

상기 소둔 열처리가 완료되면 바로 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연 도금층을 형성할 수 있으며, 이때 도금층을 형성하는 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다.

일예로, 용융아연도금의 경우 통상 0.12~0.25 중량%의 Al 및 잔부 Zn을 포함하고, 450~480℃의 용융아연 도금욕에서 3~5초간 침지시킴으로써 용융아연도금을 실시할 수 있다.

본 발명에서는 중량%로 0.16~0.25%의 유효 알루미늄(Al)을 포함하는 450~470℃의 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금을 실시함으로써 용융아연도금강판을 제조할 수 있으며, 도금 후 강판 표면에 부착된 도금부착량을 조절할 수 있다. 여기서 도금욕의 온도는 도금욕의 유동성, 아연의 증발 및 도금욕 중에서 강판이 용해되는 점을 고려하여 설정함이 바람직하다. 다만, 제조되는 용융아연도금강판을 합금화 열처리하여 합금화 용융아연도금강판을 제조할 경우에는, 중량%로 0.10~0.14%의 유효 Al을 함유하는 용융아연 도금욕을 이용함이 바람직하다.

통상, 용융아연도금 후 형성된 용융아연도금층과 소지강판 계면에 합금화억제층(Fe-Al 합금상)이 형성되는데, 이 합금화억제층은 도금욕 중 Al 함량이 높을수록 두꺼워지고, 이로 인해 이후의 합금화시 높은 합금화 온도가 요구된다. 따라서, 합금화 용융아연도금강판을 제조하는 경우에는 용융아연도금강판 제조하는 경우에 비해 도금욕 내 유효 Al 함량을 낮게 유지함이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서는 용융아연도금강판을 제조하는 경우에는 도금욕 내 유효 Al의 함량을 0.16~0.25%로 제어하고, 합금화 용융아연도금강판을 제조하는 경우에는 도금욕 내 유효 Al의 함량을 0.10~0.14%로 제한함이 바람직하다.

상기 조건을 만족하는 도금욕 내에 소둔 열처리된 강판을 인입하기 전에, 상기 강판의 온도를 460~550℃로 유지시킴이 바람직하다. 강판이 도금욕 중에 인입되는 온도는 도금욕 온도와 같거나 높아야만 도금시 아연의 젖음성을 우수하게 확보할 수 있다. 다만, 강판 온도가 너무 높으면 도금시 오히려 도금욕의 온도가 상승하기 때문에 도금욕의 온도관리가 어려워지므로, 이러한 사항들을 고려하여 도금욕에 인입전 강판의 온도를 460~550℃로 유지함이 바람직하다.

본 발명은 상기에 의해 제조된 용융아연도금강판을 냉각 없이 바로 480~600℃에서 합금화 열처리를 더 실시할 수 있다.

본 발명에서는 상기 합금화 열처리에 의해 7~13%의 Fe(합금화도)을 함유하는 합금화 용융아연도금층을 갖는 합금화 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.

합금화 열처리시, 합금화 온도가 480℃ 미만이면 합금화 용융아연도금층 내 Fe 함량을 7~13%로 확보하기 어려우며, 반면 600℃를 초과하게 되면 소둔 및 냉각 공정시 형성된 베이나이트 또는 마르텐사이트 상 등이 분해되어 탄화물을 형성함으로써 강도와 연성이 저하되는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다. 또한, 합금화 열처리에 의해 형성된 합금화 용융아연도금층 내의 Fe 함량이 7% 미만이면 제품으로 가공시 마찰특성, 용접성 및 도장성이 열화될 수 있으며, 반면 13%를 초과할 경우에는 가공 중에 도금층이 박리되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 합금화 열처리시 합금화 온도를 480~600℃로 제한함으로써 목적하는 합금화도를 화고하면서 강도와 연성도 우수하게 확보할 수 있다.

이와 같이, 열연공정에 있어서 템퍼링을 통해 강도 및 연성을 부여하면서, 이후의 냉간압연 공정에서의 냉간압연성을 향상시킬 수 있으며, 이로써 제조된 냉연강판을 이용하여 용융아연도금강판을 제조할시 소둔 공정 조건을 제어함으로써 표면품질이 우수한 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 고강도 열연강판과 상기 열연강판을 이용하여 제조된 용융아연도금강판에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명에서 상기 용융아연도금강판은 7~13%의 합금화도를 갖는 합금화 용융아연도금강판일 수 있다.

본 발명에 따른 고강도 열연강판은 표면으로부터 강판 두께 방향으로 2~20μm 깊이에 Mn 산화물, Si 산화물, Al 산화물, Fe 산화물 및 이들의 복합 산화물로 구성된 내부 산화물을 포함할 수 있다.

상기와 같이 강판 표면이 아닌 내부에 산화물을 형성시킨 열연강판을 후속되는 냉간압연을 거쳐 용융아연도금강판을 제조할 경우, 더 이상의 산화물이 형성되지 않거나, 형성되더라도 강판 내부에서 미량으로 형성될 것이기에, 표면품질이 우수한 강판을 얻을 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 용융아연도금강판은 상기한 열연강판을 냉간압연한 냉연강판; 상기 냉연강판 표면에 형성된 용융아연도금층 포함할 수 있으며, 상기 냉연강판과 용융아연도금층의 계면으로부터 냉연강판 두께 방향으로 0.1~3.0μm 깊이에 Mn 산화물, Si 산화물, Al 산화물 Fe 산화물 및 이들의 복합 산화물로 구성된 내부 산화물을 포함할 수 있다.

통상, 종래 방법에 의해 제조된 용융아연도금강판은 용융아연도금층과 소지강판의 계면에서 산화물들이 존재한다. 그러나, 본 발명에 따라 얻어지는 열연강판을 냉연 후 도금을 실시하게 되면, 소지강판과 용융아연도금층의 계면에서 소지강판 두께 방향으로 0.1~3μm 내에서 산화물이 존재한다. 즉, 본 발명의 경우 종래와 같이 용융아연도금층과 소지강판의 표면이 아닌, 소지강판 내부에서 산화물들이 존재하기 때문에, 이들 산화물에 의해 표면품질이 열화하는 등의 문제를 예방할 수 있다.

상기 산화물들은 소지강판 두께 방향으로 더욱 깊은 곳에서 형성시킬수록 보다 유리한 도금강판을 얻을 수 있겠지만, 두께 방향으로 3μm를 초과하는 깊이까지 산화물들을 형성하기 위해서는 BAF 소둔 공정시 산화성 분위기가 너무 높아져 강판 표면에 Fe 산화물이 다량 생성되어 후속되는 도금공정에서 아연의 젖음성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 강판 내부에 산화물을 형성시킴에 있어서, 계면으로부터 두께 방향으로 최대 3μm까지 형성시킴이 바람직할 것이다.

한편, 열연강판을 냉간압연할 때 압하되어 강판의 두께가 변하는데, 이에 따라 열연강판에서는 표면에서 두께 방향으로 2~20μm 내에 존재하였던 상기 산화물들이 용융아연강판에서는 소지강판 두께 방향으로 0.1~3μm 내에서 존재하게 된다.

이와 같이, 본 발명에 따른 용융아연도금강판은 강 중 산화성 원소들의 표면확산이 억제되었으므로, 합금화시 충분한 합금화도를 가질 뿐만 아니라, 표면품질이 우수한 강판인 것이다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

주요 합금 원소로서, 1.5중량%의 Si, 2.0중량%의 Mn 및 1.0중량%의 Al이 함유된 TRIP 강 슬라브를 1200℃로 가열한 후 조압연 및 사상압연을 거쳐 3.5mm 두께의 제조한 후 냉각 및 권취하여 열연강판을 제조하였다. 이때, 사상압연 온도는 910℃로 설정하였으며, 냉각온도는 하기 표 1에 나타낸 바와 같이 각각 달리 설정하였다. 이후, 제조된 열연강판의 좌굴 발생 여부를 평가하고, 그 결과를 하기 표 1에 나타내었다.

이후, 상기 열연강판을 자연 공냉으로 냉각한 후 일부 냉연강판에 대해 하기 표 1에 나타낸 조건으로 BAF 템퍼링을 실시하고, 공냉으로 상온까지 냉각하였다.

상기 템퍼링을 실시/미실시한 열연강판의 냉간압연성을 평가하기 위해 각 열연강판에 대해 인장시험 후 항복강도를 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.

또한, 열연강판의 표층부에의 산화물 존재 여부를 확인하기 위하여, FIB(Focused Ion Beam)를 이용하여 단면에 박막을 제조한 후 TEM(Transmission Electron Micrograph) 및 EDX(Energy Dispersive X-ray Spectrometer)를 이용하여 산화물의 존재 여부 및 강판 표면에서부터 두께 방향으로 내부 산화물이 존재하는 최대 깊이를 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

이후, 상기 제조된 열연강판을 염산 수용액을 사용하여 산세를 실시한 후, 통상의 방법으로 냉간압연을 실시하여 두께 1.6mm의 냉연강판을 제조하였다. 상기 냉연강판 표면의 이물질과 압연유를 제거한 후, 이슬점 온도가 -60℃이고, 부피비로 5%의 수소 및 잔부 질소를 포함하는 분위기의 소둔로에서 800℃까지 가열 후 상기 온도에서 50초 동안 유지하여 환원소둔을 실시한 후 500℃까지 냉각하였다. 이후, 중량%로 0.2%의 Al을 포함하는 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 제조하였다. 다만, 합금화 용융아연도금강판을 제조할 경우에는 중량%로 0.13%의 Al을 함유하는 용융아연 도금욕을 이용하였다.

상기 제조된 용융아연도금강판의 표면을 육안으로 관찰하여 미도금의 존재 유무 및 정도에 따른 표면품질을 판정하여 하기 표 2에 그 결과를 나타내었다. 또한, 상기 열연강판 평가에서와 동일하게 용융아연도금강판의 단면에 FIB로 박막을 제조한 후 TEM 및 EDX로 단면을 관찰하여 계면에서부터 두께 방향으로 내부 산화물이 존재하는 최대 깊이를 측정하고, 그 결과를 표 2에 나타내었다.

본 발명자들은 상기 제조된 각각의 용융아연도금강판의 표면을 육안으로 관찰하여 미도금의 존재 유무 및 정도에 따른 표면품질을 판정하여 하기 표 3에 그 결과를 나타내었다.

이때, 표면품질은 다음과 같은 기준에 따라 판정하였다.

극히 우수(◎): 도금강판 전체에 걸쳐 미도금이 전혀 없는 경우

우수(○): 0.5mm 미만의 점상 미도금이 100cm²당 2개 이하로 관찰되는 경우

불량(△): 0.5mm~3mm 크기의 점상 미도금이 다량으로 관찰되는 경우

극히 불량(×): 3mm를 초과하는 크기의 미도금이 관찰되는 경우

구분		권취온도 (℃)	좌굴발생유무	템퍼링 실시유무	템퍼링 조건
					분위기 가스	이슬점 온도(℃)	가열온도 (℃)	유지시간 (min)
발 명 예	1	450	무	유	질소	-10	650	30
	2	600	무	유	질소	0	600	100
	3	550	무	유	질소	-15	600	60
	4	630	무	유	질소	-25	700	40
	5	600	무	유	질소	-20	650	60
	6	600	무	유	질소	-15	600	90
	7	600	무	유	질소+수소3%	-10	600	30
비 교 예	1	750	유	무	-	-	-	-
	2	200	무	무	-	-	-	-
	3	250	무	유	질소	-15	600	60
	4	500	무	무	-	-	-	-
	5	550	무	유	질소	-60	600	60

구분		열연강판 항복강도(MPa)	열연강판 산화물 최대 깊이(μm)	도금강판 산화물 최대깊이(μm)	도금강판 표면품질 평가
발 명 예	1	541	8.3	1.4	◎
	2	524	17.1	2.5	◎
	3	533	7.6	1.2	◎
	4	512	3.5	0.8	○
	5	521	3.2	0.8	○
	6	531	7.8	1.2	◎
	7	528	8.1	1.3	◎
비 교 예	1	574	0.9	0.05	△
	2	689	0	0	×
	3	621	7.5	1.2	◎
	4	653	0	0	×
	5	534	0	0	×

상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명을 만족하는 발명예 1 내지 7의 경우에는 권취 후 좌굴 현상이 발생하지 않았으며, 템퍼링 후의 항복강도도 모두 541MPa 이하로 낮아 이후 냉간압연 공정이 용이하였다. 또한, 템퍼링 조건이 본 발명에서 제안하는 바를 모두 만족함에 따라, 열연강판 표면 직하의 두께 방향으로 2~20μm 이내에 내부 산화물이 형성되었으며, 이로 인해 환원소둔 후 용융아연도금을 실시하여도 표면품질이 극히 우수하거나 우수한 결과를 보였다.

이에 반면, 비교예 1은 열연강판의 권취온도가 본 발명에서 제한한 범위보다 높은 경우로서, 권취 후 변태발열에 의해 좌굴 현상이 심하게 발생하였다. 또한, 고온 권취 후 공냉되는 동안 열연강판의 표층부로부터 두께 방향으로 0.9μm 이내에 내부 산화물이 형성되었으며, 이들 내부 산화물은 산세 및 냉간압연 후에도 존재하여 도금 후 표면품질이 불량한 결과를 보였다.

비교예 2 및 3은 열연강판의 권취온도가 본 발명에서 제한하는 범위보다 낮은 경우로서, 낮은 권취온도로 좌굴 현상은 억제되었으나, 항복강도가 620MPa 이상으로 매우 높아 이후의 냉간압연시 냉연작업성이 불량하였다.

또한, 비교예 2는 열간압연 후 템퍼링을 미실시함에 따라 이후의 소둔 공정에서 강 내의 Si, Mn, Al 원소들이 표면으로 확산하여 표면에 산화물을 형성하였으며, 이로 인해 도금 후 표면품질이 극히 불량하였다.

그러나, 비교예 3은 열간압연 후 본 발명의 조건으로 템퍼링을 실시함으로써 강 내 Si, Mn, Al 원소들의 표면확산이 억제되고, 두께 방향 7μm 이내에 내부 산화물을 형성함에 따라 도금 후 표면품질은 우수한 결과를 보였다.

비교예 4는 열연공정은 본 발명에서 제안하는 범위를 만족함에 따라 좌굴 현상은 억제되었으나, 이후의 템퍼링을 미실시함에 따라 이후의 소둔 공정에서 강 내에 존재하는 Si, Mn, Al 원소들이 표면으로 확산하여 표면에 산화물을 형성하였으며, 이로 인해 도금 후 표면품질이 극히 불량하였다.

비교예 5는 열연공정은 본 발명에서 제안하는 범위를 만족함에 따라 좌굴 현상은 억제되었고, 이후 템퍼링을 실시함으로써 항복강도가 534MPa로 낮아 냉간압연성이 우수하였지만, 템퍼링시 이슬점 온도가 너무 낮아 내부 산화물이 형성되지 않았으며, 이후 냉간압연 후 소둔 공정에서 강 내 Si, Mn, Al 원소들이 표면으로 확산하여 표면 산화물을 형성함에 따라 도금 후 표면품질이 극히 불량한 결과를 보였다.

Claims (12)

1. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.30%, 망간(Mn): 15% 이하(0% 포함), 실리콘(Si): 3.0% 이하(0% 포함) 및 알루미늄(Al): 6.0% 이하(0% 포함) 포함하되, 상기 Mn, Si 및 Al으로부터 선택된 2종 이상을 각각 2.0% 이상, 0.5% 이상 및 0.5% 이상으로 제한하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되고,
   상기 Mn, Si 및 Al의 총 함량이 2~20%를 만족하는 강 슬라브를 오스테나이트 온도 이상으로 가열하여 열간압연을 실시하여 강판으로 제조하는 단계;
   상기 열간압연된 강판을 400~650℃로 냉각한 후 권취하는 단계;
   상기 권취 후 이슬점 온도(Dew Point)가 -30~0℃이고, 부피비로 5% 이하의 수소를 포함하는 질소 분위기의 BAF(Batch Annealing Furnace)에 인입한 후 600~750℃에서 20~120분간 템퍼링하는 단계; 및
   상기 템퍼링 후 상온까지 냉각시키는 단계를 포함하는 고강도 열연강판의 제조방법.
   
2. 제 1항에 있어서,
   상기 강 슬라브는 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 티타늄(Ti): 0.2% 이하, 니오븀(Nb): 0.2% 이하, 니켈(Ni): 1.0% 이하, 구리(Cu): 1.0% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 보론(B): 0.1% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상의 성분을 더 포함하는 고강도 열연강판의 제조방법.
   
3. 제 1항에 있어서,
   상기 템퍼링 후 냉각은 10℃/s 이하의 냉각속도로 실시하는 고강도 열연강판의 제조방법.
   
4. 제 1항 내지 제 3항 중 어느 한 항에 의해 제조된 고강도 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
   상기 냉연강판을 부피비로 3~10%의 수소를 포함하고 잔부 질소로 구성된 분위기 가스의 소둔로에서 700~850℃까지 가열한 후 냉각하는 단계; 및
   상기 냉각된 냉연강판을 440~470℃의 용융아연 도금욕에 침지하여 도금하는 단계를 포함하는 표면품질이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
   
5. 제 4항에 있어서,
   상기 용융아연 도금욕은 중량%로 0.16~0.25%의 Al을 포함하는 표면품질이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
   
6. 제 4항에 의해 제조된 용융아연도금강판을 470~600℃로 합금화 열처리하는 표면품질이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
   
7. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.30%, 망간(Mn): 15% 이하(0% 포함), 실리콘(Si): 3.0% 이하(0% 포함) 및 알루미늄(Al): 6.0% 이하(0% 포함) 포함하되, 상기 Mn, Si 및 Al으로부터 선택된 2종 이상을 각각 2.0% 이상, 0.5% 이상 및 0.5% 이상으로 제한하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Mn, Si 및 Al의 총 함량이 2~20%를 만족하고,
   표면으로부터 강판 두께 방향으로 2~20μm 깊이에 Mn 산화물, Si 산화물, Al 산화물, Fe 산화물 및 이들의 복합 산화물로 구성된 내부 산화물을 포함하는 고강도 열연강판.
   
8. 제 7항에 있어서,
   상기 열연강판은 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 티타늄(Ti): 0.2% 이하, 니오븀(Nb): 0.2% 이하, 니켈(Ni): 1.0% 이하, 구리(Cu): 1.0% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 보론(B): 0.1% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상의 성분을 더 포함하는 고강도 열연강판.
   
9. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.30%, 망간(Mn): 15% 이하(0% 포함), 실리콘(Si): 3.0% 이하(0% 포함) 및 알루미늄(Al): 6.0% 이하(0% 포함) 포함하되, 상기 Mn, Si 및 Al으로부터 선택된 2종 이상을 각각 2.0% 이상, 0.5% 이상 및 0.5% 이상으로 제한하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Mn, Si 및 Al의 총 함량이 2~20%를 만족하는 제 7항의 열연강판을 냉간압연한 냉연강판; 상기 냉연강판 표면에 형성된 용융아연도금층을 포함하고,
   상기 냉연강판과 용융아연도금층의 계면으로부터 소지강판 방향으로 0.1~3.0μm 깊이에 Mn 산화물, Si 산화물, Al 산화물, Fe 산화물 및 이들의 복합 산화물로 구성된 내부 산화물을 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
   
10. 제 9항에 있어서,
    상기 열연강판은 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 티타늄(Ti): 0.2% 이하, 니오븀(Nb): 0.2% 이하, 니켈(Ni): 1.0% 이하, 구리(Cu): 1.0% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 보론(B): 0.1% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상의 성분을 더 포함하는 표면품질이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
    
11. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.30%, 망간(Mn): 15% 이하(0% 포함), 실리콘(Si): 3.0% 이하(0% 포함) 및 알루미늄(Al): 6.0% 이하(0% 포함) 포함하되, 상기 Mn, Si 및 Al 중 2종 이상을 각각 2.0% 이상, 0.5% 이상 및 0.5% 이상으로 제한하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Mn, Si 및 Al의 총 함량이 2~20%를 만족하는 제 7항의 열연강판을 냉간압연한 냉연강판; 상기 냉연강판 표면에 형성된 합금화 용융아연도금층을 포함하고,
    상기 합금화 용융아연도금층은 7~13%의 합금화도를 갖는 것을 특징으로 하는 표면품질이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판.
    
12. 제 11항에 있어서,
    상기 열연강판은 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 티타늄(Ti): 0.2% 이하, 니오븀(Nb): 0.2% 이하, 니켈(Ni): 1.0% 이하, 구리(Cu): 1.0% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 보론(B): 0.1% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상의 성분을 더 포함하는 표면품질이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판.