KR20170086099A - High-strength hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents

Abstract

인장 강도 : 980 ㎫ 이상을 갖고, 굽힘성이 양호한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
질량％ 로, C : 0.09 ％ 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 10 ％ 미만 (0 ％ 포함한다), 베이나이트상이 50 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), 마텐자이트상이 50 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다), 그 마텐자이트상에 포함되는 오토템퍼드 마텐자이트가 85 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다) 이다. 표층으로부터 판두께 방향 10.0 ㎛ 까지의 페라이트상이 면적률로 10 ％ 이하이다. 상기 오토템퍼드 마텐자이트립 내에 분산되는 탄화물의 평균 입자경이 200 ㎚ 이하이다.A high strength hot dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and excellent bendability, and a method for producing the same.
P: not more than 0.03%, S: not more than 0.005%, Al: not more than 0.08%, N: not more than 0.006%, C: not less than 0.09% , B: not less than 0.0002% and not more than 0.0030%, and the balance of Fe and inevitable impurities. The structure includes a ferrite phase of less than 10% (including 0%), a bainite phase of not more than 50% (including 0%), a martensite phase of not less than 50% (including 100%), The autotemped martensite contained in the zit is more than 85% (including 100%). The area ratio of the ferrite phase from the surface layer to the sheet thickness direction of 10.0 占 퐉 is 10% or less. The average particle diameter of the carbide dispersed in the autotemped martensitic is 200 nm or less.

Description

고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}TECHNICAL FIELD [0001] The present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet and a method of manufacturing the same. BACKGROUND ART < RTI ID = 0.0 >

본 발명은, 자동차용 골격 부재의 용도에 유용한, 인장 강도 (TS) : 980 ㎫ 이상의 고강도와 우수한 굽힘성을 겸비한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. The present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a high tensile strength (TS) of 980 MPa or more and excellent bendability, which is useful for use as a skeleton member for automobiles, and a method for producing the same.

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, 일반적으로 강판은 고강도화에 수반하여 성형성은 저하하기 때문에, 가공이 곤란해진다. 그 때문에, 자동차 부품 등을 경량화함과 아울러, 고강도에 추가로 양호한 굽힘성을 겸비한 강판이 요구되고 있다.In recent years, global warming has become a problem from the viewpoint of preserving the global environment, and the automobile industry is aiming to improve fuel efficiency throughout the automobile industry with the aim of regulating CO ₂ emissions. In order to improve the mileage of automobiles, weight reduction of automobiles by thinning of parts used is most effective. That is, in order to reduce the weight of the automobile body while maintaining the strength of the automobile body, it is effective to reduce the thickness of the steel sheet by increasing the strength of the steel sheet as a material for automobile parts. Accordingly, the amount of high-strength steel sheets used as materials for automobile parts has recently been increasing. On the other hand, in general, the steel sheet is accompanied by a high strength and the moldability is lowered, so that the steel sheet becomes difficult to process. For this reason, there is a demand for a steel sheet having light weight and high bending properties and excellent bending properties for automobile parts and the like.

이상으로부터, 고강도와 우수한 굽힘성을 겸비한 강판 개발이 필수이고, 지금까지도 고강도 또한 굽힘성에 주목한 고강도 냉연 강판 및 용융 도금에 대해 여러 가지 기술이 제안되고 있다. From the above, it is necessary to develop a steel plate having both high strength and excellent bending property. To date, various techniques have been proposed for high-strength cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanizing which are focused on high strength and bendability.

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 페라이트상을 함유해도 되고, 전체 조직에 대한 면적률로, 마텐자이트 : 15 ∼ 50 ％, 페라이트상 : 5 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), 베이나이트, 마텐자이트 및 페라이트상을 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.For example, Patent Document 1 discloses that the steel sheet composition contains, by mass%, C: not less than 0.05% but not more than 0.12%, Si: not more than 0.1% (not including 0%), Mn: not less than 2.0% At least one kind of element selected from the group consisting of Al, at least one element selected from the group consisting of Al, at least one element selected from the group consisting of Al, N: 0.015% or less, the metal structure contains bainite and martensite, and may also contain a ferrite phase, and has an area ratio with respect to the whole structure of martensite: 15 to 50%, ferrite phase: 5% or less (including 0%), remaining structure excluding bainite, martensite and ferrite phase: 3% or less (including 0%) and satisfying the average crystal grain diameter of bainite: 7 탆 or less Thereby having a tensile strength of 980 MPa or more and excellent workability. A high-strength steel sheet is obtained.

특허문헌 2 에서는, 강판 조성을, 질량％ 로, C : 0.075 ∼ 0.300 ％, Si : 0.30 ∼ 2.50 ％, Mn : 1.30 ∼ 3.50 ％, P : 0.001 ∼ 0.050 ％, S : 0.0001 ∼ 0.0100 ％, Al : 0.005 ∼ 1.500 ％, N : 0.0001 ∼ 0.0100 ％, O : 0.0001 ∼ 0.0100 ％ 를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 모재 강판의 표면에, 합금화 아연 도금층이 형성되어 이루어지는 인장 최대 강도 900 ㎫ 이상의 고강도 아연 도금 강판이고, 상기 모재 강판의 1/8 두께 ∼ 3/8 두께의 범위에 있어서 잔류 오스테나이트가 체적 분율로 8 ％ 이하로 제한되고, 상기 모재 강판의 1/8 두께 ∼ 3/8 두께의 범위에 있어서 직경 1 ㎛ 이하의 측정 영역을 복수 설정하고, 상기 복수의 측정 영역에 있어서의 경도의 측정값을 작은 순서로 배열하여 경도 분포를 얻음과 함께, 경도의 측정값의 전체수에 0.02 를 곱한 수이고 그 수가 소수를 포함하는 경우는 이것을 잘라 올림하여 얻은 정수 N0.02 를 구하고, 최소 경도의 측정값으로부터 N0.02 번째로 큰 측정값의 경도를 2 ％ 경도로 하고, 또 경도의 측정값의 전체수에 0.98 을 곱한 수이고 그 수가 소수를 포함하는 경우는 이것을 잘라 내림하여 얻은 정수 N0.98 을 구하고, 최소 경도의 측정값으로부터 N0.98 번째로 큰 측정값의 경도를 98 ％ 경도로 했을 때, 상기 2 ％ 경도와 상기 98 ％ 경도 사이에 있어서의 상기 경도 분포의 첨도 K* 가 -0.30 이하이고, 상기 모재 강판의 표층의 비커스 경도와, 상기 모재 강판의 1/4 두께의 비커스 경도의 비가 0.35 ∼ 0.70 이고, 상기 합금화 아연 도금층의 철의 함유량이, 질량％ 로 8 ∼ 12 ％ 인, 굽힘성이 우수한 고강도 아연 도금 강판이 얻어진다고 되어 있다. In Patent Document 2, the steel sheet composition is characterized in that the steel sheet composition contains 0.075 to 0.300% of C, 0.30 to 2.50% of Si, 1.30 to 3.50% of Mn, 0.001 to 0.050% of P, 0.0001 to 0.0100% of S, Of a maximum strength of 900 MPa or more having a maximum tensile strength of 900 MPa or more, which is formed by forming a galvannealing layer on the surface of a base steel sheet containing 0.5 to 1.500% of N, 0.0001 to 0.0100% of O and 0.0001 to 0.0100% of O and the balance of iron and inevitable impurities Wherein the retained austenite is limited to a volume fraction of 8% or less in a range of 1/8 to 3/8 the thickness of the base steel sheet, and 1/8 to 3/8 of the thickness of the base steel sheet Wherein a plurality of measurement areas having a diameter of 1 占 퐉 or less are set in the measurement areas and the measured values of the hardness in the plurality of measurement areas are arranged in a small order to obtain a hardness distribution and 0.02 to the total number of measured values of hardness Multiplied by the number , The constant N0.02 obtained by truncating the value is obtained. The hardness of the measurement value N0.02th from the measurement value of the minimum hardness is set to 2% hardness, and the total number of hardness measurement values is 0.98 And when the number includes a prime number, an integer N0.98 obtained by truncating it is obtained. When the hardness of the measurement value N0.98th largest from the measurement value of the minimum hardness is 98% % Of the hardness distribution between the% hardness and the 98% hardness is not more than -0.30, and the ratio of the Vickers hardness of the surface layer of the base steel sheet to the Vickers hardness of the 1/4 thickness of the base steel sheet is from 0.35 to 0.70 , And a high strength galvanized steel sheet excellent in bendability having a content of iron of 8 to 12% by mass in the alloyed zinc plated layer is obtained.

특허문헌 3 에서는, 강판 조성을, 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.25 ％, Si : 0.5 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), Mn : 2.0 ∼ 4 ％, P : 0.1 ％ 이하 (0 ％ 를 포함하지 않는다), S : 0.05 ％ 이하 (0 ％ 를 포함하지 않는다), Al : 0.01 ∼ 0.1 ％, Ti, B : 0.0003 ∼ 0.005 ％, 및 N : 0.01 ％ 이하 (0 ％ 를 포함하지 않는다) 를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 소지 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이고, 상기 소지 강판의 금속 조직은, 마텐자이트상, 베이나이트상, 및 페라이트상을 갖고, 상기 금속 조직 전체에 대한 비율은, 상기 마텐자이트는 50 면적％ 이상, 상기 베이나이트는 15 ∼ 50 면적％, 상기 페라이트상은 5 면적％ 이하 (0 면적％ 를 포함한다) 를 만족하는, 판 폭 방향에 있어서의 중앙부와 단부 (端部) 의 강도차가 적고, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다고 되어 있다. In Patent Document 3, the steel sheet composition contains 0.05 to 0.25% of C, 0.5% or less of Si (including 0%), 2.0-4% of Mn, 0.1% or less of P , S: not more than 0.05% (not including 0%), Al: 0.01 to 0.1%, Ti, B: 0.0003 to 0.005%, and N: not more than 0.01% And the balance being a steel and a unavoidable impurity, wherein the metal structure of the base steel sheet has a martensitic phase, a bainite phase, and a ferrite phase, and the metal structure Wherein the ratio of the martensite to the whole is 50% by area or more, the bainite is 15-50% by area, and the ferrite phase is 5% by area or less (including 0% by area) The difference in strength between the center portion and the end portion is small, A high strength hot dip galvanized steel sheet is obtained.

일본 공개특허공보 2013-147736호Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2013-147736 일본 특허 5273324호Japanese Patent No. 5273324 일본 공개특허공보 2013-227660호Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2013-227660

그러나, 특허문헌 1 에서 제안된 기술에서는 표층의 조직에 대해 고려되어 있지 않기 때문에, 양호한 굽힘성을 얻는 것은 곤란하다고 생각된다.However, in the technique proposed in Patent Document 1, since the surface layer structure is not considered, it is considered difficult to obtain good bendability.

특허문헌 2 에서 제안된 기술에서는, 표층에 연화층을 생성시킬 필요가 있고, 그러기 위해서는 가열 공정에서의 분위기 제어나 장시간의 가열 유지가 필요로 되기 때문에, 양산성이 열등하다.In the technique proposed in Patent Document 2, it is necessary to generate a softened layer on the surface layer, which requires in order to control the atmosphere in the heating step and to maintain the heating for a long time, so that the mass productivity is inferior.

특허문헌 3 에서 제안된 기술에서는, 판 폭 방향에서의 강도차를 작게 하는 것을 고려하고 있지만 표층의 조직에 대해서는 고려되어 있지 않기 때문에, 양호한 굽힘성을 얻는 것은 곤란하다.In the technique proposed in Patent Document 3, although it is considered to reduce the difference in strength in the plate width direction, since the surface layer structure is not considered, it is difficult to obtain good bendability.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여, 인장 강도 : 980 ㎫ 이상을 갖고, 또한 굽힘성이 양호한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.In view of the circumstances, it is an object of the present invention to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and excellent bendability and a method for producing the same.

인장 강도 980 ㎫ 이상 또한 양호한 굽힘성을 갖는 강판의 요건에 대해 예의 검토한 결과, 강도와 연성의 밸런스가 양호하게 할 수 있는, 탄화물이 입 내에 석출된 오토템퍼드 마텐자이트상을 주체로 하는 것이 유효한 것을 지견하였다. 또한, 강판 표면에 페라이트상이 생긴 조직이면, 페라이트상과 베이나이트상, 마텐자이트상, 혹은 오토템퍼드 마텐자이트의 계면에 보이드가 생성되어, 굽힘성을 열화시키는 것을 지견하였다. 그리고, 이 강판 표면의 페라이트상의 생성을 억제하려면 강판 중의 원소의 편재성을 최대한 저감하는 것이 중요하고, 그러기 위해서는, 어닐링 전에 분위기 및 가열 온도를 고려한 전 (前) 가열 공정을 실시하는 것이 유효한 것을 알 수 있었다.As a result of intensive studies on the requirements of a steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and good bendability, it has been found that a steel sheet mainly composed of an auto-tempered martensite phase in which carbides are precipitated in the mouth I know that it is effective. Further, it has been found that when a steel sheet has a ferrite phase on its surface, voids are formed at the interface between the ferrite phase and the bainite phase, the martensite phase or the autotemped martensite, and the bendability is deteriorated. In order to suppress the formation of the ferrite phase on the surface of the steel sheet, it is important to reduce the ellipticity of the elements in the steel sheet as much as possible. For this purpose, it is effective to perform the preheating step considering the atmosphere and the heating temperature before annealing there was.

본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 이하를 요지로 하는 것이다.The present invention has been made on the basis of the above findings, and it is based on the following points.

[1] 성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.09％ 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 10 ％ 미만 (0 ％ 포함한다), 베이나이트상이 50 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), 마텐자이트상이 50 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다), 그 마텐자이트상에 포함되는 오토템퍼드 마텐자이트가 85 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다) 이고, 표층으로부터 판두께 방향 10.0 ㎛ 까지의 페라이트상이 면적률로 10 ％ 이하이고, 상기 오토템퍼드 마텐자이트립 내에 분산하는 탄화물의 평균 입자경이 200 ㎚ 이하인 고강도 용융 아연 도금 강판.The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet has a composition of C: 0.09 to 0.20%, Si: 0.50%, Mn: 2.2 to 3.5%, P: 0.03% %, N: not more than 0.006%, B: not less than 0.0002% and not more than 0.0030%, the balance of Fe and inevitable impurities, , The bainite phase is 50% or less (including 0%), the martensitic phase is 50% or more (including 100%), the autotemped martensite contained in the martensite is 85% or more (100% Wherein the ferrite phase in the thickness direction from the surface layer to the thickness direction of 10.0 占 퐉 is 10% or less in area ratio and the average grain size of the carbide dispersed in the auto tempered martensitic is 200 nm or less.

[2] 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] 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.[2] The high strength hot-dip galvanized steel sheet according to the above [1], further comprising, in mass%, at least one of Ti: 0.001 to 0.1% and Nb: 0.001 to 0.1%.

[3] 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] 또는 [2] 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.0.001% to 0.3% of Mo; 0.001% to 0.3% of V; and 0.001% to 0.3% of Mo; The high strength hot-dip galvanized steel sheet according to the above [1] or [2], wherein the steel contains one or more of W: 0.001% to 0.2% and Hf: 0.001% to 0.3%

[4] 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] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.[4] The positive electrode active material according to any one of [1] to [3] above, which further contains, in mass%, at least one of REM, Mg and Ca in an amount of not less than 0.0002% and not more than 0.01% High strength hot-dip galvanized steel sheet.

[5] 상기 [1] ∼ [4] 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, 560 ℃ 이하의 온도에서 권취하고, 냉간 압연하고, -20 ℃ 이하의 노점에서 Ac₃ 점 이상 최고 도달 온도까지 가열하고 Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 30 초 이상이고, Ac₃ 점부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 이상으로 냉각하는 전 가열 처리를 실시하고, 이어서 -30 ℃ 이하의 노점에서 Ac₃ 점 이상 최고 도달 온도까지 가열하고 Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상이고, Ac₃ 점부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만으로 냉각하고, (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간을 10 초 이상 90 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.[5] A steel material having the composition described in any one of [1] to [4] above is heated at a temperature of 1100 ° C to 1350 ° C, followed by hot rolling at a finish rolling temperature of 800 ° C or higher, and wound at a temperature not higher than 560 ℃, cold rolling, heating to above Ac ₃ point at the dew point of below -20 ℃ maximum ultimate temperature and the residence time in the temperature range of from Ac ₃ point to the maximum reaching temperature for more than 30 seconds, carried out before heat treatment to an average cooling rate of up to 550 ℃ cooled over 3 ℃ / s from the Ac ₃ point, and then heating above Ac ₃ point at the dew point less than -30 ℃ up to reaching a temperature up to and from Ac ₃ point The cooling rate is 5 ° C / s or more from the Ac ₃ point to 550 ° C, the cooling stop temperature is from (Ms point + 20 ° C) to less than 550 ° C (Ms point + 20 ° C) or more and 55 Wherein the annealing treatment is performed so that a residence time in a temperature range of less than 0 占 폚 is not less than 10 seconds and not more than 90 seconds, and further a plating treatment is carried out. The Ms point is a value obtained by the following equation (1).

[수학식 1][Equation 1]

[6] 상기 도금 처리가 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리 중 어느 것인 상기 [5] 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.[6] The method for producing a high strength hot-dip galvanized steel sheet according to [5], wherein the plating treatment is any one of a hot-dip galvanizing treatment and an alloying hot-dip galvanizing treatment.

[7] 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 [5] 또는 [6] 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. The composition of the plating layer formed in the plating treatment is preferably from 5.0 to 20.0% by weight of Fe, from 0.001 to 1.0% by weight of Al, from 0.1 to 10% by weight of Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, [5] or [6], wherein the total amount of one or more of Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi and REM is 0% to 3.5% A method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet.

[8] 상기 도금층이 합금화 용융 아연 도금층인 상기 [7] 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. [8] The method for producing a high strength hot-dip galvanized steel sheet according to [7], wherein the plating layer is an alloyed hot-dip galvanized layer.

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. Further, in the present invention, the high-strength hot-dip galvanized steel sheet is a hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more and is subjected to hot dip galvanizing (GI) (GA).

본 발명에 의하면, 인장 강도 : 980 ㎫ 이상을 갖고, 또한 양호한 굽힘성을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은 인장 강도 : 980 ㎫ 이상을 갖고, 또한 굽힘성이 우수하기 때문에, 자동차의 구조 부재 등의 용도에 바람직하게 사용할 수 있고, 자동차 부품의 경량화나 그 신뢰성을 향상시키는 등, 그 효과는 현저하다.According to the present invention, a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and excellent bendability can be obtained. Since the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has a tensile strength of 980 MPa or more and excellent bendability, it can be suitably used for applications such as structural members of automobiles, Etc., the effect is remarkable.

또한, 본 발명에 있어서 항복비의 바람직한 범위는 0.67 이상이고, 보다 바람직하게는 0.70 이상이다. 또, 본 발명에 있어서 인장 강도는, 양호한 연성과의 양립의 관점에서 1300 ㎫ 이하가 바람직하다.In the present invention, the preferable range of the yield ratio is 0.67 or more, and more preferably 0.70 or more. In the present invention, the tensile strength is preferably 1300 MPa or less from the viewpoint of compatibility with good ductility.

도 1 은 조직의 대표예를 나타내는 도면이다. 1 is a view showing a representative example of a tissue.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 이하의 ％ 는, 특별히 기재하지 않는 한 질량％ 를 의미하는 것으로 한다.Hereinafter, the present invention will be described in detail. The following percentages are meant by mass% unless otherwise stated.

먼저, 본 발명 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해 설명한다. First, the reasons for limiting the composition of the inventive steel sheet will be described.

C : 0.09 ％ 이상 0.20 ％ 이하 C: not less than 0.09% and not more than 0.20%

C 는 마텐자이트의 경도를 상승시키고, 페라이트 변태를 억제하는 퀀칭성을 가진다. 인장 강도 980 ㎫ 이상의 강판을 얻기 위해서는 C 함유량은 0.09 ％ 이상 필요하다. 한편, C 함유량이 0.20 ％ 를 상회하면 마텐자이트 변태점이 과도하게 저하하기 때문에, 목적의 오토템퍼드 마텐자이트가 생성되기 어려워진다. 그 때문에, C 함유량은 0.09 ％ 이상 0.20 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.10 ％ 이상 0.16 ％ 이하이다.C has a quenching property that increases the hardness of martensite and suppresses ferrite transformation. In order to obtain a steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more, the C content is required to be 0.09% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.20%, the martensitic transformation point is excessively lowered, so that the intended autotemped martensite is hardly produced. Therefore, the C content is set to 0.09% or more and 0.20% or less. And preferably 0.10% or more and 0.16% or less.

Si : 0.50 ％ 미만 Si: less than 0.50%

Si 는, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하는 원소이다. 한편으로, Si 는 페라이트상으로부터 오스테나이트상으로의 변태 온도 (변태점 (Ac₃ 점)) 를 상승시키기 때문에, 어닐링 시에서의 페라이트상을 제거하기 어렵게 한다 (즉, 페라이트상으로부터 오스테나이트상으로의 변태를 억제한다). 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. 제조상 0.01 ％ 는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있기 때문에, 하한은 0.01 ％ 가 바람직하다.Si is an element contributing to the enhancement of strength by solid solution strengthening. On the other hand, Si increases the transformation temperature (transformation point (Ac ₃ point)) from the ferrite phase to the austenite phase, making it difficult to remove the ferrite phase at the time of annealing (that is, from the ferrite phase to the austenite phase Suppressing transformation). Further, Si causes a decrease in wettability of plating and the surface of the steel sheet, which causes defects such as inability to be plated. In the present invention, Si content is permissible in the range of less than 0.50%. Preferably less than 0.30%. Since the production 0.01% may be inevitably incorporated, the lower limit is preferably 0.01%.

Mn : 2.2 ％ 이상 3.5 ％ 이하 Mn: not less than 2.2% and not more than 3.5%

Mn 은, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여함과 아울러, Ac₃ 변태점을 저하시켜 어닐링 중에 있어서의 페라이트상을 제거하기 쉽게 시키고 (즉, 페라이트상으로부터 오스테나이트상으로의 변태를 억제하고), 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. Mn contributes to enhancement of strength by solid solution strengthening, and also makes it possible to lower the Ac ₃ transformation point to make it easy to remove the ferrite phase during annealing (that is, suppress the transformation from the ferrite phase to the austenite phase) There is an effect of suppressing the initiation of ferrite transformation. From this viewpoint, the Mn content should be 2.2% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.5%, the Ms point is excessively lowered and the auto-tempered martensite is hardly produced, so that the Mn amount is limited to 3.5%. The range of the Mn content is preferably 2.3% or more and 3.1% or less.

P : 0.03 ％ 이하 P: not more than 0.03%

P 는, 입계에 편석하여 굽힘 가공 시의 균열의 기점이 되기 때문에 굽힘성에 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.P is an element that segregates at the grain boundaries and becomes a starting point of cracks in bending processing, and thus has an adverse effect on bendability. Therefore, it is preferable that P is reduced as much as possible. In the present invention, the P content is set to 0.03% or less in order to avoid the above problem. It is preferably 0.02% or less. The P content is preferably reduced as much as possible, but 0.002% of the P content may be inevitably incorporated, so that the lower limit is preferably 0.002%.

S : 0.005 ％ 이하 S: not more than 0.005%

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. S 함유량은 최대한 저감하는 편이 바람직하지만, 제조상 0.0002 ％ 는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있기 때문에, 하한은 0.0002 ％ 가 바람직하다.S exists as an inclusion such as MnS in the steel. This inclusion is in the form of a wedge shape by hot rolling and cold rolling. In such a form, S is liable to be a starting point of void generation and adversely affects the impact resistance. Therefore, in the present invention, it is preferable to reduce the S content as much as possible, and it is made 0.005% or less. It is preferably 0.003% or less. The S content is preferably reduced as much as possible, but 0.0002% in the production may be inevitably incorporated, so the lower limit is preferably 0.0002%.

Al : 0.08 ％ 이하 Al: 0.08% or less

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.When Al is contained as a deoxidizer at the stage of steelmaking, it contains 0.02% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.08%, the inclusion of alumina or the like adversely affects the impact resistance. Therefore, the Al content should be 0.08% or less. Preferably 0.07% or less.

N : 0.006 ％ 이하 N: not more than 0.006%

N 은, 퀀칭성 원소인 B 와 결합함으로써, B 의 퀀칭성의 효과를 상실시킨다. 따라서, N 함유량은 최대한 저감하는 것이 바람직하고, 상한량을 0.006 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다. N 함유량은 최대한 저감하는 편이 바람직하지만, 제조상 0.001 ％ 는 불가피적으로 혼입되는 경우가 있기 때문에, 하한은 0.001 ％ 가 바람직하다.N loses the effect of B's quenching by combining with B, which is a quenching element. Therefore, it is preferable that the N content is reduced as much as possible, and the upper limit amount is set to 0.006%. It is preferably 0.005% or less. It is preferable that the N content is reduced as much as possible, but since 0.001% of the production amount is inevitably incorporated, the lower limit is preferably 0.001%.

B : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하 B: not less than 0.0002% and not more than 0.0030%

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, B 함유량이 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.B is segregated at grain boundaries of the austenite before transformation to remarkably retard nucleation of the ferrite phase and has the effect of inhibiting the formation of the ferrite phase. To obtain this effect, B should be contained in an amount of 0.0002% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0030%, not only the effect of quenching becomes saturated but also adversely affects the ductility. From the above, the B content is 0.0002% or more and 0.0030% or less. Preferably, it is 0.0003% or more and 0.0020% or less.

이상이 본 발명에 있어서의 기본 성분 조성이다. 또한, 필요에 따라 하기 목적에 의해, 하기 원소를 함유할 수 있다.The above is the basic composition of the present invention. In addition, depending on necessity, it may contain the following elements by the following purpose.

Ti : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하, Nb : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하의 1 종 또는 2 종의 함유 0.001% or more and 0.1% or less of Ti, and 0.001% or more and 0.1% or less of Nb

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 페라이트상의 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.Ti and Nb combine with N and have an effect of stably expressing the effect of quenching by B. Further, Ti and Nb are precipitated as fine carbides if they are small in amount, so that they are effective for increasing the strength. On the other hand, when Ti and Nb are contained in a large amount, they are produced as coarse carbides. The coarse carbide becomes a nucleation site on the ferrite phase, and it becomes easy to generate the ferrite phase. From such a viewpoint, the content of Ti and Nb is preferably 0.001 to 0.1% both inclusive. Preferably, the total amount of Ti and Nb is 0.005% or more and 0.06% or less.

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 0.001% to 0.3%, W: 0.001% to 0.2%, Hf: 0.001% or more, Cr: 0.001 to 0.6% 0.3% or less of one or more species

Cr, Ni, V, Mo, W 및 Hf 는 페라이트 변태의 개시를 지연시키는 효과가 있고, B 에 의한 퀀칭성의 효과에 추가로, 안정적으로 원하는 강판 조직을 얻어지기 쉽게 한다. 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.Cr, Ni, V, Mo, W and Hf have an effect of delaying the onset of ferrite transformation, and in addition to the effect of quenching by B, it is easy to stably obtain a desired steel sheet structure. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.6%, the plating performance is adversely affected. When Ni, V, Mo, W and Hf exceed the above range, the effect of quenching is saturated. From the above, it can be said that when contained, it is preferable that at least 0.001% to 0.6% of Cr, 0.001% to 0.08% of V, 0.001% to 0.3% , Hf: 0.001% or more and 0.3% or less.

REM, Mg, Ca 의 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.0002 ％ 이상 0.01 ％ 이하 함유 REM, Mg, and Ca in a total amount of not less than 0.0002% and not more than 0.01%

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, 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.REM (REM: lanthanoid elements of atomic numbers 57 to 71), Mg and Ca sphere the cementite precipitated in martensite and bainite, and reduce the stress concentration around the cementite. As a result, the impact resistance is improved. On the other hand, if the content of one or more of REM, Mg and Ca is more than 0.01% in total, the effect of morphological change of cementite is saturated and the processability is adversely affected. From the above, when contained, the total content of one or more of REM, Mg, and Ca is 0.0002% or more and 0.01% or less. Preferably, the total amount of one or more of REM, Mg, and Ca is 0.0005% or more and 0.005% or less.

상기 이외의 성분 조성은, Fe 및 불가피적 불순물이다. The composition of the components other than the above is Fe and inevitable impurities.

다음으로, 본 발명 강판의 중요한 요건인 조직에 대해 설명한다.Next, the organization which is an important requirement of the steel sheet of the present invention will be described.

페라이트상의 면적률 : 10 ％ 미만 (0 ％ 를 포함한다) Area ratio of ferrite phase: Less than 10% (including 0%)

페라이트상은 연질의 조직이고, 고경도의 금속 조직과의 계면에서 보이드가 발생하기 쉬워, 굽힘성에 악영향을 미치는 조직이다. 그 때문에, 페라이트상의 면적률은 최대한 저감해야 한다. 따라서, 페라이트상의 면적률은 10 ％ 미만 (0 ％ 를 포함한다) 으로 한다. 바람직하게는 5 ％ 이하이다. The ferrite phase is a soft structure, and voids are easily generated at the interface with a high-hardness metal structure, and the structure adversely affects the bendability. Therefore, the area ratio of the ferrite phase should be reduced as much as possible. Therefore, the area ratio of the ferrite phase is less than 10% (including 0%). It is preferably 5% or less.

베이나이트상의 면적률 : 50 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) Area ratio of bainite phase: 50% or less (including 0%)

베이나이트상은 오토템퍼드 마텐자이트가 아닌 마텐자이트상보다 경도가 작고, 베이나이트상이 포함되어 있어도 굽힘성은 저해되지 않는다. 한편으로, 베이나이트상이 50 ％ 를 초과하면 인장 강도가 980 ㎫ 를 하회하기 때문에, 베이나이트상은 50 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 40 ％ 이하이다. 한편으로, 오토템퍼드 마텐자이트 생성에는 Ms 점 + 20 ℃ 이상 550 ℃ 미만의 범위에서 오스테나이트를 연화시킬 필요가 있고, 이 온도역에서는 베이나이트 변태가 불가피적으로 발생하는 경우도 있다. 따라서, 하한은 10 ％ 가 바람직하다.The bainite phase is harder than the martensitic phase, not the autotemped martensitic phase, and the bendability is not inhibited even when a bainite phase is included. On the other hand, if the bainite phase exceeds 50%, the tensile strength is lower than 980 MPa. Therefore, the bainite phase should be 50% or less. It is preferably 40% or less. On the other hand, for the formation of auto-tempered martensite, austenite needs to be softened in the range of Ms point + 20 deg. C or more and less than 550 deg. C, and bainite transformation may inevitably occur in this temperature range. Therefore, the lower limit is preferably 10%.

마텐자이트상의 면적률 : 50 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다), 마텐자이트상에 포함되는 오토템퍼드 마텐자이트의 면적률 : 85 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다)Area percentage of martensite: 50% or more (including 100%), area ratio of auto-tempered martensite included in martensite: 85% or more (including 100%)

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, 굽힘성이 부족하다. 이 마텐자이트상 주위에 페라이트상 혹은 베이나이트상이 존재하면 응력 구배가 생기기 때문에 항복비가 저하한다. 이들을 방지하기 위해서는, 템퍼링 가열 공정 (도금 부여 후의 재가열) 이 필요로 된다. 그러나, 본 발명에서는, 템퍼링 가열 공정을 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 굽힘성을 갖는 강판을 얻으려면 마텐자이트상에 포함되는 오토템퍼드 마텐자이트상의 면적률 (전체 마텐자이트상의 면적률에 대한 오토템퍼드 마텐자이트상의 면적률의 비율) 은 85 ％ 이상 필요하다. 90 ％ 이상이 보다 바람직한 범위이다.In order to obtain a steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more, the lower limit of the area ratio of martensite is 50%. It is preferably at least 60%. The hardness of the martensite phase in the quenching state in which no carbide is visible in the mouth is remarkably high and the bending property is insufficient. When a ferrite phase or a bainite phase is present around the martensite phase, a yield ratio is lowered because a stress gradient is generated. In order to prevent these, a tempering heating process (reheating after plating) is required. However, the present invention is characterized in that it does not require a tempering heating step. That is, the present invention is characterized by utilizing an auto-tempered martensite phase that does not require a tempering heating process (reheating after application of a plating layer). The autotemped martensite phase is a structure in which carbides are seen in the mouth. In order to obtain a steel sheet having a practically usable bendability, the area ratio of the auto-tempered martensite on the martensite (the ratio of the area ratio of the auto-tempered martensite to the area ratio of the entire martensite) Is 85% or more. And more preferably 90% or more.

표면으로부터 판두께 방향 10.0 ㎛ 까지의 페라이트상이 면적률로 10 ％ 이하 The ferrite phase from the surface to 10.0 占 퐉 in the plate thickness direction is 10% or less

굽힘성은 표층 (표면으로부터 판두께 방향 10.0 ㎛ 의 영역) 의 조직 구성이 중요해진다. 본 발명에 있어서, 조직은 고경도의 오토템퍼드 마텐자이트상 및 베이나이트상을 주체 (베이나이트상의 면적률이 낮은 경우에는 오토템퍼드 마텐자이트상이 주체) 로 하기 때문에, 표층에 페라이트상을 가지면 오토템퍼드 마텐자이트상 및 베이나이트상과 페라이트상의 계면에서 보이드가 생성되기 쉬워진다. 그 결과, 굽힘성이 열화한다. 그 때문에, 표층부에서의 페라이트상의 면적률은 최대한 저감할 필요가 있다. 이상의 이유에 의해, 표층의 페라이트상은, 면적률로 10 ％ 이하로 한다. 또한, 표면으로부터 판두께 방향 10.0 ㎛ 까지의 깊이로 한 것은, 이하의 이유에 의한다. 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우, 도금상과 지철의 계면이 불명료해지기 때문에, 계면 그 자체의 정의가 곤란해진다. 또, 굽힘성은 강판 표층의 조직의 영향이 매우 커, 상기 범위의 페라이트 면적률의 제어가 필요로 된다. 그 때문에, 표면으로부터 10.0 ㎛ 까지의 깊이로 하였다. 또한, 페라이트상은 어닐링 중의 분위기와 반응하여 탈탄 등이 실시되기 때문에, 표면으로부터 판두께 방향 10.0 ㎛ 까지의 페라이트상을 제어하려면, 어닐링 공정에서의 제어가 중요해진다. 또한, 페라이트상의 생성을 억제하기 위해서는, 강판 내부의 고용 원소의 균일화를 도모하는 것이 중요하다. 그러기 위해서는, 용융 도금 라인 통판 전 (어닐링 전) 에 1 회 이상의 전 가열 공정을 실시하는 것이 유효하다. The bending property becomes important in the structure of the surface layer (the area of 10.0 mu m in the plate thickness direction from the surface). In the present invention, since the structure is made of a high-hardness autotemped martensitic phase and a bainite phase as the main body (when the area ratio of the bainite phase is low, the autotemped martensite phase is the main body), the ferrite phase Voids tend to be formed at the interface between the autotemped martensitic phase and the bainite phase and the ferrite phase. As a result, the bendability deteriorates. Therefore, the area ratio of the ferrite phase in the surface layer portion needs to be reduced as much as possible. For the above reasons, the ferrite phase of the surface layer should be 10% or less in area ratio. The reason why the depth from the surface to the thickness direction of 10.0 占 퐉 is set is as follows. When the galvannealing hot-dip galvanizing treatment is carried out, the interface between the plating phase and the substrate is indefinite, so that the definition of the interface itself becomes difficult. In addition, the bending property is very influenced by the texture of the surface layer of the steel sheet, and it is necessary to control the ferrite area ratio within the above range. Therefore, the depth was set to 10.0 μm from the surface. Since the ferrite phase reacts with the atmosphere during annealing and decarburization is performed, control in the annealing process becomes important to control the ferrite phase from the surface to the thickness direction of 10.0 占 퐉. In addition, in order to suppress the formation of the ferrite phase, it is important to uniformize the solid elements in the steel sheet. For this purpose, it is effective to carry out one or more preheating steps before the annealing plating line (before annealing).

오토템퍼드 마텐자이트립 내에 분산하는 탄화물의 평균 입자경이 200 ㎚ 이하 When the average particle diameter of the carbide dispersed in the autotempered martensite is not more than 200 nm

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 ㎚ 로 한다. 바람직하게는 100 ㎚ 이하이다. Ms 점이 낮은 경우에는 오토템퍼드 마텐자이트가 생성되지 않고, 탄화물이 충분히 석출, 성장하지 않는다. 탄화물이 충분히 석출, 성장하지 않는 경우에는 굽힘성이 열위가 되기 때문에, 탄화물의 평균 입자경의 하한은, Ms 점이 낮은 경우도 고려해 10 ㎚ 이상이 바람직하다.In the present invention, the carbide in the autotemperned martensite is preferably fine, and it is preferable to disperse the fine carbide in the autotemped martensite. The dispersion in this case is a state in which cementite is precipitated. A fine carbide is precipitated in the autotemped martensite so that a steel having excellent strength and ductility can be obtained. At this time, the carbide is Fe-based carbide (cementite or ε carbide). When the average particle diameter is 200 nm or less, the tensile strength of 980 MPa or more required in the present invention tends to be easily obtained. Therefore, the upper limit of the average particle diameter of the carbide dispersed in the autotemped martensitic is 200 nm. Preferably 100 nm or less. When the Ms point is low, autotemped martensite is not produced and carbide does not sufficiently precipitate and grow. When the carbide does not sufficiently precipitate and grow, the bending property becomes hot. Therefore, the lower limit of the average particle size of the carbide is preferably 10 nm or more in consideration of the case where the Ms point is low.

또한, 상기 조직은, 후술하는 제조 방법 중, 전 가열 공정 조건이나 어닐링 조건을 제어함으로써 얻을 수 있다. 특히, (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간을 10 초 이상 90 초 이하로 함으로써, 마텐자이트상에 포함되는 오토템퍼드 마텐자이트를 면적률로 85 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다) 으로 할 수 있다. 또, 상기 조직은 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.Further, the above-described structure can be obtained by controlling the pre-heating process condition and the annealing condition in the production method described later. In particular, by setting the residence time in the temperature range from (Ms point + 20 ° C) and less than 550 ° C to 10 seconds or more and 90 seconds or less, the auto temped martensite contained in the martensite is 85% or more %). ≪ / RTI > The above-described structure can be measured by the method described in the following Examples.

다음으로, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.Next, a method of manufacturing the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention will be described.

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, 560 ℃ 이하의 온도에서 권취하고, 냉간 압연하고, -20 ℃ 이하의 노점에서 Ac₃ 점 이상 최고 도달 온도까지 가열하고 Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 30 초 이상이고, Ac₃ 점부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 이상으로 냉각하는 전 가열 처리를 실시하고, 이어서 -30 ℃ 이하의 노점에서 Ac₃ 점 이상 최고 도달 온도까지 가열하고 Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상이고, Ac₃ 점부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만으로 냉각하고, (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간을 10 초 이상 90 초 이하로 하는 어닐링 처리를 실시하고, 또한 도금 처리를 실시함으로써 제조할 수 있다. 즉, 상기한 성분 조성의 강 소재 (강 슬래브) 를 1100 ℃ 이상 1350 ℃ 이하의 온도에서 가열하고, 이어서 마무리 압연 온도 800 ℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 560 ℃ 이하의 온도에서 권취하는 열연 공정과, 상기 열연 공정에서 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉연 공정과, 상기 냉연 공정에서 얻어진 냉연 강판을, -20 ℃ 이하의 노점에서 Ac₃ 점 이상 최고 도달 온도까지 가열하고 Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 30 초 이상이고, Ac₃ 점부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 이상으로 냉각하는 전 가열 처리를 실시하고, 이어서 -30 ℃ 이하의 노점에서 Ac₃ 점 이상 최고 도달 온도까지 가열하고 Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상이고, Ac₃ 점부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만으로 냉각하고, (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간을 10 초 이상 90 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.The high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is obtained by hot-rolling the steel material (steel slab) having the above-described composition of the composition at a temperature of 1100 DEG C to 1350 DEG C and a finish rolling temperature of 800 DEG C or higher, wound at a temperature of ℃ or less, cold-rolling, heating to above Ac ₃ point at the dew point of below -20 ℃ maximum ultimate temperature and the residence time in the temperature range of from Ac ₃ point to the maximum reaching temperature for more than 30 seconds, Ac from ₃ points before the heat treatment is carried out with an average cooling rate of up to 550 ℃ cooled over 3 ℃ / s, followed by heating above Ac ₃ point at the dew point less than -30 ℃ up reached the maximum attained temperature, and from Ac ₃ point The cooling rate is 5 ° C / s or more from the Ac ₃ point to 550 ° C, the cooling stop temperature is from (Ms point + 20 ° C) to less than 550 ° C , (Ms Subjected to an annealing process for a residence time in the temperature range of + 20 ℃) or more and less than 550 ℃ to 10 seconds or more than 90 seconds, can also be prepared by carrying out the plating treatment. That is, the steel material (steel slab) having the above-mentioned composition is heated at a temperature of 1100 DEG C to 1350 DEG C, followed by hot rolling at a finish rolling temperature of 800 DEG C or higher, heating up step, and a step of cold rolling the hot-rolled cold-rolling a hot-rolled steel sheet obtained in the step, the cold-rolled cold-rolled steel sheet obtained in the step, at least Ac ₃ point at the dew point of below -20 ℃ ultimate temperature reached highest from Ac ₃ point And the residence time in the temperature range up to the temperature is 30 seconds or more and the average cooling rate from Ac ₃ point to 550 ° C is 3 ° C / s or more. Subsequently, _And the residence time in the temperature range from Ac ₃ point to the maximum attained temperature is 10 seconds or more and the average cooling rate from Ac ₃ point to 550 ° C. is 5 ° C./s or more (Ms point + 20 deg. C) or more and less than 550 deg. C for 10 seconds or more and 90 seconds or less; And a plating step of plating the annealing plate obtained in the annealing step. The Ms point is a value obtained by the following equation (1).

[수학식 1][Equation 1]

또, Ac₃ 점은 열팽창 측정 장치를 사용하여 평균 가열 속도 3 ℃/s 로 얻어진 변태 팽창 곡선으로부터 구해지는 값이다.The Ac ₃ point is a value obtained from a transformation expansion curve obtained at an average heating rate of 3 ° C / s using a thermal expansion measuring apparatus.

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.In the present invention, the method of the solvent of the steel is not particularly limited, and a known solvent method such as a converter, an electric furnace or the like can be employed. Further, secondary refining may be performed with a vacuum degassing furnace. Thereafter, it is preferable to make the slab (steel material) by the continuous casting method from the viewpoint of the productivity and the quality, but it may be made into a slab by a known casting method such as a roughing-breaking rolling method and a thin slab playing method.

강 소재의 가열 온도 : 1100 ℃ 이상 1350 ℃ 이하Heating temperature of steel material: 1100 ℃ or more and 1350 ℃ or less

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.It is necessary to heat the steel material prior to hot rolling to obtain a substantially homogeneous austenite phase. When the heating temperature is lower than 1100 ° C, hot rolling can not be completed at a finish rolling temperature of 800 ° C or higher. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1350 deg. C, the scale is dried and the surface properties of the hot-rolled steel sheet deteriorate. Therefore, the heating temperature of the steel material is set to 1100 ° C or more and 1350 ° C or less. Preferably 1150 DEG C or more and 1300 DEG C or less. However, when hot rolling the steel material, if the steel material after casting is in a temperature range of 1100 ° C to 1350 ° C or if the carbonaceous material of the steel material is dissolved, the steel material is directly heated It may be rolled. The rough rolling conditions are not particularly limited.

마무리 압연 온도 : 800 ℃ 이상 Finishing rolling temperature: 800 ℃ or more

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. 또한, 스케일성 결함의 발생을 억제하는 점에서 마무리 압연 온도는 950 ℃ 이하가 바람직하다.If the finish rolling temperature is lower than 800 캜, ferrite transformation starts during the finish rolling to form a structure in which ferrite grains are stretched and a mixed grain structure in which ferrite grains are partially grown. Therefore, the plate thickness precision during cold rolling is adversely affected . Therefore, the finishing rolling temperature should be 800 ° C or higher. Preferably 840 DEG C or more. The finishing rolling temperature is preferably 950 DEG C or lower in view of suppressing generation of scale defects.

권취 온도 : 560 ℃ 이하 Coiling temperature: 560 캜 or less

권취 온도가 560 ℃ 를 상회하면 강판 표면의 탈탄이 진행하고, 두께 1.0 ㎛ 정도까지의 내부 산화층이 생성되어, 도금성이나 가공성에 악영향을 초래한다. 그 때문에, 권취 온도는 560 ℃ 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, 540 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.When the coiling temperature exceeds 560 DEG C, decarburization of the surface of the steel sheet proceeds and an internal oxide layer of up to about 1.0 mu m in thickness is formed, which adversely affects the plating property and workability. Therefore, the coiling temperature needs to be 560 占 폚 or less. The lower limit of the coiling temperature is not specially set. Typically, the coiling temperature is 350 DEG C or higher in the production line. In order to improve the sheet thickness accuracy at the time of cold rolling, the temperature is preferably 540 DEG C or higher.

냉간 압연 Cold rolling

원하는 판두께를 얻기 위해, 냉간 압연을 실시할 필요가 있다. 냉간 압연율에 제약은 없지만, 제조 라인의 제약으로부터 30 ％ 이상 80 ％ 이하가 바람직하다.It is necessary to perform cold rolling in order to obtain a desired plate thickness. There is no restriction on the cold rolling rate, but it is preferably 30% or more and 80% or less from the constraint of the production line.

-20 ℃ 이하의 노점에서 Ac₃ 점 이상 최고 도달 온도까지 가열하고 Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 30 초 이상이고, Ac₃ 점부터 550 ℃까지의 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 이상으로 냉각하는 전 가열 처리 More than Ac ₃ point at the dew point below -20 ℃ heated to a maximum ultimate temperature and from Ac ₃ point and the residence time of the temperature range of up to reaching a temperature at least 30 seconds, from Ac ₃ point is the average cooling rate of 3 to 550 ℃ Preheating treatment to cool to more than ℃ / s

본 발명에 있어서는, 탈탄시키면 페라이트상이 부분적으로 생성되기 때문에, 페라이트와 마텐자이트의 경계에서 굽힘 가공 시에 크랙이 발생하여, 굽힘성이 저하한다. 그 때문에, 전 가열 공정에서는 노점을 -20 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 -30 ℃ 이하이다. 단, 노점은 설비 제약으로부터 -50 ℃ 이상이 바람직하다.In the present invention, when decarburized, a ferrite phase is partially formed, so cracks are generated at the boundary between ferrite and martensite, and the bendability is lowered. Therefore, it is necessary to set the dew point at -20 占 폚 or lower in the preheating step. And preferably -30 DEG C or less. However, the dew point is preferably -50 ° C or higher from the viewpoint of the facility restriction.

또, 전 가열 공정에서의 목적은, 강판 내부의 원소의 편재성을 억제하는 것에 있다. 강판 내부의 원소의 편재성을 억제함으로써 강판 표층에 있어서 페라이트상의 생성을 억제한 다음 균일한 조직을 형성할 수 있다. 원소의 편재성을 없애려면, Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간을 30 초 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 Ac₃ 점 + 20 ℃ 부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 50 초 이상이다. 1 회의 가열로 누계 유지 시간이 30 초에 도달하지 않으면, 2 회 이상의 가열, 즉 연속 어닐링 라인에 2 회 이상의 통판을 하면 된다. 또, 생산성의 관점에서 상기 체류 시간은 300 초 이하가 바람직하다. 또한, Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간을 제어하기 위해서, 최고 도달 온도는 Ac₃ 점 이상이고, 바람직하게는 최고 도달 온도가 Ac₃ 점 이상 Ac₃ 점 ＋ 50 ℃ 이하이다.The object of the preheating step is to suppress the ubiquity of the elements in the steel sheet. By suppressing the ellipticity of the elements in the steel sheet, it is possible to suppress the formation of the ferrite phase in the surface layer of the steel sheet, and then to form a uniform structure. In order to eliminate the ubiquitous nature of the element, it is necessary to set the residence time in the temperature range from Ac ₃ point to the maximum attained temperature to 30 seconds or more. Preferably, the residence time in the temperature range from Ac ₃ point + 20 ° C to the maximum attained temperature is 50 seconds or more. If the cumulative holding time does not reach 30 seconds by one heating, two times or more heating, that is, continuous annealing line, may be carried out two or more times. From the viewpoint of productivity, the residence time is preferably 300 seconds or less. In order to control the residence time in the temperature range from the Ac ₃ point to the maximum attained temperature, the maximum attained temperature is Ac ₃ point or higher, and the highest attained temperature is preferably Ac ₃ point or higher and Ac ₃ point + 50 ° C or lower .

냉각 과정에서는 페라이트 변태에 수반하는 원소의 분배를 억제할 필요가 있기 때문에, 페라이트 변태를 개시시키지 않는 범위에서 냉각할 필요가 있다. 그 때문에, 본 발명 강에 있어서는 Ac₃ 점부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 이상이면 페라이트 변태를 개시시키지 않고 냉각을 완료할 수 있으므로, Ac₃ 점부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 이상으로 한다. 또한, 설비 제약으로부터 상기 평균 냉각 속도는 50 ℃/s 이하가 바람직하다.Since it is necessary to suppress the distribution of elements accompanying the ferrite transformation in the cooling process, it is necessary to cool the ferrite in a range not initiating the ferrite transformation. Therefore, in the steel of the present invention, when the average cooling rate from Ac ₃ point to 550 ° C is 3 ° C / s or more, cooling can be completed without initiating the ferrite transformation, so that the average cooling rate from Ac ₃ point to 550 ° C Lt; 3 > C / s or more. Further, it is preferable that the average cooling rate is 50 DEG C / s or less from the viewpoint of the facility restriction.

-30 ℃ 이하의 노점에서 Ac₃ 점 이상 최고 도달 온도까지 가열하고 Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상이고, Ac₃ 점부터 550 ℃까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만으로 냉각하고, (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상 90 초 이하로 하는 어닐링 처리 In the following -30 ℃ dew point Ac ₃ point or more heated to the ultimate temperature, and from the Ac ₃ point and the residence time of the temperature range of up to reaching a temperature at least 10 seconds, Ac is the average cooling rate up to 550 ℃ 5 from _three (Ms point + 20 deg. C) or more and less than 550 deg. C in 10 seconds or more and 90 seconds or less when the cooling stop temperature is higher than (Ms point + 20 deg. C) Annealing treatment

-30 ℃ 이하의 노점에서 Ac₃ 점 이상 최고 도달 온도까지 가열하고 Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상 It is heated to the maximum attained temperature of Ac ₃ point or more at a dew point below -30 ° C, and the residence time in the temperature range from Ac ₃ point to the maximum attained temperature is 10 seconds or more

어닐링 공정에서 중요해지는 것은, 오스테나이트 단상역 (單相域) 에서 균일한 조직을 얻는 것, 및 원소 분포의 편재성을 작게 하는 것과, 표층에서의 페라이트상의 생성을 억제하는 것이다. 표층에서의 조직 변화를 억제하려면 노점은 -30 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 -35 ℃ 이하이다. 또한, 어닐링로의 설비 제약으로부터 노점은 -50 ℃ 이상이 바람직하다. What is important in the annealing process is to obtain a uniform structure in a single phase region of austenite, to reduce the ubiquity of the element distribution, and to suppress the formation of ferrite phase in the surface layer. To suppress the texture change in the surface layer, it is necessary to set the dew point below -30 ° C. Preferably -35 캜 or lower. Further, it is preferable that the dew point is -50 DEG C or higher from the viewpoint of the facility restriction of the annealing furnace.

전 가열 공정에서 강판 내부의 원소 분포 상태는 균일에 가깝게 되어 있기 때문에, 본 어닐링 공정에서는 Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상이면 균일한 조직이 얻어진다. 또, 페라이트상으로부터 오스테나이트상으로의 변태를 완료에 가깝게 하는 것이 중요하다. 따라서, 페라이트상으로부터 오스테나이트상으로의 변태 완료 온도 (Ac₃ 점) 이상에서 강판에 주는 열에너지 총량이 중요해진다. 즉, Ac₃ 점 이상이라도, 나노 오더의 입경을 가지는 페라이트립은 원소 분배의 영향으로 잔존한다. 나노 오더의 입경을 가지는 페라이트립을 포함하여 완전히 오스테나이트 단상으로 하려면, 페라이트상으로부터 오스테나이트상으로의 변태 완료 온도 (Ac₃ 점) 이상 최고 도달 온도까지 가열하고 Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간을 10 초 이상으로 할 필요가 있다. 또, 생산성의 관점에서 상기 체류 시간은 50 초 이하가 바람직하다. 또한, Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간을 제어하기 위해서는 최고 도달 온도는 Ac₃ 점 이상일 필요가 있고, 바람직하게는 최고 도달 온도는 Ac₃ 점 이상 Ac₃ 점 ＋ 50 ℃ 이하이다.In the present annealing step, if the residence time in the temperature range from the Ac ₃ point to the maximum attained temperature is 10 seconds or more, a uniform structure can be obtained because the element distribution in the steel sheet in the preheating step is close to uniformity. It is also important to make the transformation from the ferrite phase to the austenite phase close to completion. Therefore, the total amount of heat energy given to the steel sheet becomes important at a temperature exceeding the transformation completion temperature (Ac ₃ point) from the ferrite phase to the austenite phase. That is, even if Ac ₃ point or more, the ferrite grains having a nano-order particle diameter remain due to the effect of element distribution. A To a fully austenite phase comprises a ferrite granules having a particle diameter of nano-order, heated to a transformation completion temperature (Ac ₃ point) than the maximum attained temperature of the austenite phase from a ferrite phase and from Ac ₃ point to the maximum reaching temperature It is necessary to set the residence time in the temperature range to 10 seconds or more. From the viewpoint of productivity, the residence time is preferably 50 seconds or less. In order to control the residence time in the temperature range from the Ac ₃ point to the maximum attained temperature, the maximum attained temperature should be equal to or higher than Ac ₃ point, and the highest attained temperature is preferably Ac ₃ point or higher and Ac ₃ point + to be.

Ac₃ 점부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만으로 냉각하고, (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상 90 초 이하 Ac ₃ point from the average cooling rate is 5 ℃ / s or more, the cooling stop temperature is (Ms point + 20 ℃) or more to cool to less than 550 ℃, and (Ms point + 20 ℃) over a temperature less than 550 ℃ to 550 ℃ Station retention time is 10 seconds or more and 90 seconds or less

550 ℃ 까지의 냉각 속도가 느린 경우, 냉각 과정에서 페라이트 변태가 개시하고, 오스테나이트상에 C 및 Mn 이 농화하게 된다. 이것을 회피하려면, Ac₃ 점부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도는 5 ℃/s 이상의 강제 냉각을 실시할 필요가 있다. 또, 상기 평균 냉각 속도는 설비 제약으로부터 50 ℃/s 이하인 것이 바람직하다.When the cooling rate to 550 캜 is slow, the ferrite transformation starts in the cooling process, and C and Mn are concentrated in the austenite phase. In order to avoid this, the average cooling rate from Ac ₃ point to 550 ° C needs to be forced cooling of 5 ° C / s or more. It is preferable that the average cooling rate is 50 DEG C / s or less from the viewpoint of the facility limitation.

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.After forced cooling, it is necessary to increase the Ms point by softening the austenite phase of the untransformed state and relaxing the mechanical restraint. This austenite phase softening is preferably maintained at a high temperature for a long time. On the other hand, since an undesirable structure such as a ferrite phase or a bainite phase is formed, it is necessary to maintain the most effective temperature and time. The following formula (1) is the martensitic transformation starting temperature (Ms point) considering the local region of the austenitic phase of the unconformity. [% C] and [% Mn] are the C content and the Mn content, respectively. V _f is the area ratio of the ferrite phase. The coefficients relating to [% C] and [% Mn] show a gradient in which the Ms point is lowered by the amount of C or Mn atoms concentrated in the austenite phase due to the formation of the ferrite phase.

[수학식 1][Equation 1]

상기 (1) 식으로부터 계산되는 Ms + 20 ℃ 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 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만으로 한다. 이 온도역에서의 체류 시간은 오스테나이트상을 연화시키기 때문에 10 초 이상이다. 한편, 90 초를 초과하는 체류에서는 베이나이트상이 과도하게 생성되게 된다. 그 때문에, (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간은 10 초 이상 90 초 이하로 한다. 또한, 사전에 실험실에서 냉각 정지 온도와 페라이트 면적률의 관계를 조사하고, 그 페라이트 면적률로부터 Ms 점을 계산한다. The austenite phase is not efficiently softened at a temperature range lower than Ms + 20 占 폚 calculated from the above formula (1). On the other hand, when the ferrite phase is retained at a temperature higher than 550 캜, the Ms point is lowered and autotemped martensite is less likely to be produced. Therefore, the cooling stop temperature after forced cooling is set to be (Ms point + 20 ° C) and lower than 550 ° C. The residence time at this temperature range is more than 10 seconds because it softens the austenite phase. On the other hand, in the case of staying over 90 seconds, the bainite phase is excessively generated. Therefore, the residence time in the temperature range from (Ms point + 20 ° C) to less than 550 ° C is from 10 seconds to 90 seconds. Further, the relationship between the cooling stop temperature and the ferrite area ratio in the laboratory is examined in advance, and the Ms point is calculated from the ferrite area ratio.

또, 오토템퍼드 마텐자이트는 고온에서 마텐자이트 변태를 일으켜 냉각 과정에서 탄화물을 생성하기 때문에, Ms 점은 가능한 한 높은 편이 바람직하고, Ms 점은 바람직하게는 350 ℃ 이상이다. Further, since the auto-tempered martensite causes martensite transformation at a high temperature to produce carbide during the cooling process, the Ms point is preferably as high as possible, and the Ms point is preferably 350 ° C or more.

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 것이라도 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.Thus, the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is produced. Further, since the high strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention does not affect the quality of the material even by the plating treatment or the composition of the plating bath, any of the hot dip galvanizing treatment and the galvannealing hot dip galvanizing treatment is applicable . As the composition of the plating bath, it is preferable that Fe: 5.0 to 20.0%, Al: 0.001 to 1.0%, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Be, Bi, and REM in a total amount of 0% to 3.5%, and the balance of Zn and inevitable impurities. The high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention comprises 5.0 to 20.0% of Fe, 0.001 to 1.0% of Al, Pb, Sb, Si, Sn, And a balance of 0% to 3.5% in total of one or more of Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi and REM, .

또, 전기 아연 도금 처리에 의해 제조되는 고강도 아연 도금 강판이라도, 본 발명의 성분 조성 및 조직을 만족함으로써, 인장 강도 : 980 ㎫ 이상 (바람직하게는 980 ㎫ 이상 1300 ㎫ 이하) 이고, 또한 양호한 굽힘성을 갖는다는 효과를 발휘할 수 있다. Also, even a high strength galvanized steel sheet produced by electro-galvanizing treatment has a tensile strength of 980 MPa or more (preferably 980 MPa or more and 1300 MPa or less) and satisfactory bendability Can be obtained.

실시예 1Example 1

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 두께 250 ㎜ 의 강 소재에 대해, 표 2 (표 2-1 과 표 2-2 를 합쳐 표 2 로 한다) 에 나타내는 열연 조건으로 열연 강판으로 하고, 냉간 압연율이 30 ％ 이상 80 ％ 이하의 냉간 압연을 실시하였다. 이어서, 표 2 에 나타내는 조건으로 전 가열 공정을 실시하고, 연속 어닐링 용융 아연 도금 라인에서 표 2 에 나타내는 조건으로 용융 아연 도금 강판 ("GI 재" 및 "GA 재") 을 제조하였다. 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.The steel material having the composition shown in Table 1 and having a thickness of 250 mm was formed into a hot-rolled steel sheet under the hot rolling conditions shown in Table 2 (Table 2-1 and Table 2-2 together) % Or more and 80% or less. Subsequently, the preheating step was performed under the conditions shown in Table 2, and hot-dip galvanized steel sheets ("GI material" and "GA material") were produced in the continuous annealing hot dip galvanizing line under the conditions shown in Table 2. Ac ₃ points were obtained from the expansion curve obtained at an average heating rate of 3 ° C / s using a thermal expansion measuring apparatus. The temperature of the plating bath (plating composition: Zn-0.13 mass% Al) immersed in the continuous annealing hot dip galvanizing line was 460 占 폚 and the amount of plating adhered was 45 to 65 g / m2 per one side of the GI material and the GA material, The amount of Fe contained in the solution was in the range of 6 to 14%.

상기에 의해 얻어진 용융 아연 도금 강판으로부터 시험편을 채취하고, 이하의 방법으로 조직을 관찰하고 성능을 평가하였다.A specimen was taken from the hot-dip galvanized steel sheet obtained by the above, and the structure was observed and evaluated for its performance in the following manner.

(i) 조직 관찰 (i) Tissue observation

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.The area ratio of each phase was evaluated by the following method. The cross section parallel to the rolling direction was cut out from the steel sheet so as to be the observation surface, and the center of the plate thickness was corroded with 1% or more of deviation, and enlarged by 2000 times with a scanning electron microscope. The ferrite phase is a structure in which no corrosion marks or cementites are observed in the mouth, and a bainite phase is a structure in which a large carbide is visible in the mouth as compared with corrosion marks and auto-tempered martensite. The martensitic phase is a structure in which no carbide is seen in the mouth and is observed with a white contrast, and an auto-temped martensite is a structure in which a white contrast is observed and a carbide is seen in the mouth. A representative example of the tissue is shown in Fig. A bainite image, a bainite image, and a martensite image were separated from each other by image analysis, and the respective tissues were determined by the area ratio to the observation field.

오토템퍼드 마텐자이트립 내에 분산한 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.The particle size of the carbide dispersed in the autotemped martensite was measured at 135,000 times or more by using a transmission electron microscope, the area of each carbide was obtained by image analysis, the equivalent diameter equivalent to the area was obtained, The average value of the equivalent circle diameter for carbides of 300 or more points was obtained as the average particle diameter of the carbide.

또, 강판 표면의 조직은 도금 강판을 산세로 도금층을 박리한 후, 주사형 전자현미경으로 2000 배로 확대하여 10 시야분 촬영하고, 표층으로부터 판두께 방향 10.0 ㎛ 까지의 페라이트상의 면적률을 구하였다. The structure of the surface of the steel sheet was obtained by peeling the plated steel sheet by pickling the coated steel sheet, enlarging it 2000 times with a scanning electron microscope, and taking 10 fields of view, and calculating the area ratio of the ferrite phase from the surface layer to 10.0 mu m in the plate thickness direction.

(ii) 인장 시험 (ii) tensile test

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, 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. A tensile test specimen of JIS No. 5 was prepared from the hot-dip galvanized steel sheet so that the direction perpendicular to the rolling direction was the tensile direction, and the tensile test was carried out five times in accordance with JIS Z 2241 (2011) , Tensile strength (TS) and total elongation (El) were determined. The crosshead speed of the tensile test was 10 mm / min. In Table 3, a tensile strength of 980 MPa or more and an elongation of 8.0% or more were regarded as the mechanical properties of the steel sheet required for the steel of the present invention. Here, if the elongation percentage is 8.0% or more, if the elongation percentage is less than 8.0%, it can not be practically used in cold pressing.

(iii) 굽힘 시험 (iii) Bending test

강판의 압연 방향에 대해 직각 방향이 시험편의 길이 방향이 되도록 JIS Z2248 에 기재된 3 호 시험편을 채취하고, V 블록법으로 굽힘 시험을 실시하였다. 굽힘 능선에 균열이 보였을 때의 압박 금구 선단의 반경을 판두께로 나눔으로써 한계 굽힘 반경 (R/t) 을 구하였다. R/t 가 3.0 이하이면 본 발명에서 요구하는 범위로서 평가하였다.No. 3 test piece described in JIS Z2248 was sampled so that the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet was the longitudinal direction of the test piece, and a bending test was conducted by the V-block method. The limit bending radius (R / t) was obtained by dividing the radius of the tip of the pressing metal when the crack was observed in the bending ridgeline by the plate thickness. When R / t was 3.0 or less, the range required for the present invention was evaluated.

이상에 의해 얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다. Table 3 shows the results obtained by the above.

[표 1][Table 1]

[표 2-1][Table 2-1]

[표 2-2][Table 2-2]

[표 3][Table 3]

발명예는 모두, 인장 강도 TS : 980 ㎫ 이상이고 양호한 굽힘성을 갖는 강판이 얻어진 것을 알 수 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 인장 강도, 굽힘성 중 어느 하나 이상이 열등하였다.In all of the inventive examples, it was found that a steel sheet having tensile strength TS: 980 MPa or more and good bendability was obtained. On the other hand, in Comparative Examples outside the scope of the present invention, at least one of tensile strength and bendability was inferior.

Claims (8)

성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.09 ％ 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 10 ％ 미만 (0 ％ 포함한다), 베이나이트상이 50 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다), 마텐자이트상이 50 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다), 그 마텐자이트상에 포함되는 오토템퍼드 마텐자이트가 85 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다) 이고, 표층으로부터 판두께 방향 10.0 ㎛ 까지의 페라이트상이 면적률로 10 ％ 이하이고, 상기 오토템퍼드 마텐자이트립 내에 분산하는 탄화물의 평균 입자경이 200 ㎚ 이하인 고강도 용융 아연 도금 강판. Wherein the composition of C is 0.09 to 0.20%, Si is less than 0.50%, Mn is 2.2 to 3.5%, P is 0.03% or less, S is 0.005% or less, Al is 0.08% or less, N: 0.006% or less, B: 0.0002% or more and 0.0030% or less, the balance being Fe and inevitable impurities,
The structure includes a ferrite phase of less than 10% (including 0%), a bainite phase of not more than 50% (including 0%), a martensite phase of not less than 50% (including 100%), Wherein the auto-tempered martensite contained in the zeit is at least 85% (including 100%), the ferrite phase from the surface layer to the plate thickness direction at 10.0 m is 10% or less in area ratio, Wherein the average particle size of the carbide dispersed in the hot-dip galvanized steel sheet is 200 nm or less. 제 1 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.The method according to claim 1,
A high strength hot-dip galvanized steel sheet comprising, in mass%, at least one of Ti: 0.001 to 0.1% and Nb: 0.001 to 0.1%. 제 1 항 또는 제 2 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. 3. The method according to claim 1 or 2,
0.001% or more and 0.3% or less; V: 0.001% or more and 0.3% or less; W: 0.001% or less; Or more and 0.2% or less, and Hf: 0.001% or more and 0.3% or less, based on the total weight of the hot-dip galvanized steel sheet. 제 1 항 내지 제 3 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.4. The method according to any one of claims 1 to 3,
A high strength hot-dip galvanized steel sheet comprising, in mass%, at least one of REM, Mg and Ca in a total amount of not less than 0.0002% and not more than 0.01%. 제 1 항 내지 제 4 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, 560 ℃ 이하의 온도에서 권취하고, 냉간 압연하고,
-20 ℃ 이하의 노점에서 Ac₃ 점 이상 최고 도달 온도까지 가열하고 Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 30 초 이상이고, Ac₃ 점부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 이상으로 냉각하는 전 가열 처리를 실시하고,
이어서 -30 ℃ 이하의 노점에서 Ac₃ 점 이상 최고 도달 온도까지 가열하고 Ac₃ 점부터 최고 도달 온도까지의 온도역의 체류 시간이 10 초 이상이고, Ac₃ 점부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만으로 냉각하고, (Ms 점 + 20 ℃) 이상 550 ℃ 미만의 온도역의 체류 시간을 10 초 이상 90 초 이하로 하는 어닐링 처리를 실시하고, 또한 도금 처리를 실시하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.A steel material having a composition according to any one of claims 1 to 4 is heated at a temperature of not lower than 1100 캜 and not higher than 1350 캜 and then subjected to hot rolling at a finish rolling temperature of 800 캜 or higher, Rolled at a temperature of < RTI ID = 0.0 >
More than Ac ₃ point at the dew point below -20 ℃ heated to a maximum ultimate temperature and from Ac ₃ point and the residence time of the temperature range of up to reaching a temperature at least 30 seconds, from Ac ₃ point is the average cooling rate up to 550 ℃ 3 Lt; RTI ID = 0.0 > C / s < / RTI >
Then an average cooling rate of the heating above Ac ₃ point at the dew point less than -30 ℃ up to reach the temperature and from the Ac ₃ point, and from the retention time in the temperature range of up to reaching a temperature at least 10 seconds, Ac ₃ point to 550 ℃ (Ms point + 20 deg. C) or more and less than 550 deg. C for 10 seconds or more and 90 seconds or less And performing a plating process on the galvanized steel sheet. 제 5 항에 있어서,
상기 도금 처리가 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리 중 어느 것인 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.6. The method of claim 5,
Wherein the plating treatment is any of a hot-dip galvanizing treatment and an alloying hot-dip galvanizing treatment. 제 5 항 또는 제 6 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. The method according to claim 5 or 6,
The composition of the plating layer formed in the plating treatment is preferably from 5.0 to 20.0% by weight of Fe, from 0.001 to 1.0% by weight of Al, from 0.001 to 1.0% by weight of Al, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, , Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM in a total amount of 0 to 3.5%, and the balance of Zn and inevitable impurities. 제 7 항에 있어서,
상기 도금층이 합금화 용융 아연 도금층인 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.8. The method of claim 7,
Wherein the plating layer is an alloyed hot-dip galvanized layer.

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