JP2004115843A

JP2004115843A - High tensile hot dip galvannealed steel sheet and its manufacturing method

Info

Publication number: JP2004115843A
Application number: JP2002278521A
Authority: JP
Inventors: Kazuo Hikita; 匹田　和夫; Hajime Ishigaki; 石垣　一
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-09-25
Filing date: 2002-09-25
Publication date: 2004-04-15
Anticipated expiration: 2022-09-25
Also published as: JP4000974B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a high tensile hot dip galvannealed steel sheet excellent in shape fixability, plating adhesion and ductility, and its manufacturing method. <P>SOLUTION: The galvannealed steel sheet contains, by mass%, 0.10-0.30% C, ≤0.2% Si, 1.0-3.0% Mn, and 0.5-2.0% Al, and satisfies the following formula 1, and contains, by volume%, 3-50% martensite. Moreover, the galvannealed steel sheet may contain at least one of Ni, Co and Cu, and/or at least one of Ti, Nb and V, and/or at least one of Mo, Cr and B. The above formula 1 is expressed as 2≤ Si (%) + Al (%) + Mn (%) ≤4. This steel sheet can be manufactured by controlling a temperature and a time of a low temperature holding after annealing, cooling rate after galvannealing of the steel sheet of the composition. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車、建築、電気機器等に用いられる部材として有用な高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車においては、環境への影響の観点から燃費の向上が望まれており、そのために車体の軽量化が進んでいる。また、車体を軽量化しても安全性を維持できるように、車体を構成する様々な部材において、従来用いられてきた鋼板より強度が高い鋼板（高張力鋼板）への需要が高まっている。しかしながら、強度が高くなると延性の低下および形状凍結性の低下が起こりやすいため、強度が高くかつ、形状凍結性および延性の良好な鋼板が必要とされている。
【０００３】
強度と延性のバランスを向上させるために、鋼へのＳｉの添加が非常に有効であることが知られている。さらに、フェライト生成元素のＳｉまたはＡｌとオーステナイト生成元素のＭｎを多量に含有し、残留オーステナイトの歪み誘起変態による大きな伸び（ＴＲＩＰ効果）を利用した高延性の高張力鋼板（以下、「残留オーステナイト型高張力鋼板」または単に「残留オーステナイト型鋼板」という）等の開発がなされている。しかしながら、この残留オーステナイト型高張力鋼板は降伏比（ＹＲ）が高く、成形後の弾性回復による形状変化が大きいため、形状凍結性の観点からは十分の性能を有しているとはいえない。
【０００４】
この残留オーステナイト型高張力鋼板を製造するためには、焼鈍処理後、３５０〜６００℃の温度域での保持時間（以下、この温度域での保持を「低温保持」、そのときの保持時間を「低温保持時間」という）を長くしてベイナイト変態を促進させ、オーステナイトにＣを濃縮させて安定化し、室温までオーステナイトを残留させることが重要である。このとき、ＳｉまたはＡｌの含有量が少ないと、べイナイト変態中にセメンタイトが析出してしまい、オーステナイト中にＣが濃縮されず、安定にならない。また、低温保持時間が短い場合にもべイナイト変態が十分でなく、やはりオーステナイトが安定にならない。オーステナイトが安定化しない場合、冷却中にオーステナイトの一部がマルテンサイト変態を起こしてしまい、ＴＲＩＰ効果が得られにくくなり、延性が低下する。
【０００５】
また、強度が同じでも、ＹＲが低いフェライトとマルテンサイトの複合組織を持つＤｕａｌ　ｐｈａｓｅ鋼（以下、「ＤＰ鋼」という）の鋼板の開発も進んでいる。この鋼板は、残留オーステナイト型鋼板と比較して、形状凍結性においては優れているが、延性については残留オーステナイト型鋼板より低くなっている。なお、この鋼板においても、一般的に、延性確保のためにＳｉが添加されることが多い。
【０００６】
一方、耐食性および外観の向上という観点から、自動車用部材としてめっき材の適用が進んでおり、現在では、多くの部材に溶融亜鉛めっき鋼板が用いられている。しかし、既設の溶融亜鉛めっき設備では、低温保持ライン長が短いものが多く、母材鋼板がＳｉ含有量の多い残留オーステナイト型鋼板の場合には、還元焼鈍処理後、溶融亜鉛めっきを施す前の低温保持時間を長くしなければならないため、既存の設備では、ライン速度が低下し、生産性が著しく低下する。さらに、低温保持時間を長くすると、還元性雰囲気下であっても、鋼板表面にＳｉの酸化物が濃化するため、めっき濡れ性およびめっき密着性が低下する。以上のことから、Ｓｉを添加した鋼を母材鋼板として用いる場合は、生産性の低下およびめっき密着性の劣化が懸念される。
【０００７】
前記Ｓｉを多量に含有した残留オーステナイト型鋼板およびその製造方法は、例えば、特許文献１〜特許文献５で開示されている。しかし、そのような鋼板を得るためには、前述したように、低温保持時間を長くとることが必要で、生産性が著しく低下するだけでなく、形状凍結性、めっき濡れ性およびめっき密着性にも問題がある。
【０００８】
特許文献６では、ＳｉおよびＡｌの含有量の少ないめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法が開示されており、その鋼板組織はベイナイトとフェライト、またはベイナイトとフェライトとマルテンサイトである。また、特許文献７では、Ｓｉ含有量は少ないが、Ａｌ：０．０７〜０．７％を含有する鋼板およびその製造方法が開示されており、その鋼板組織はフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサイトである。そのような鋼板は、形状凍結性とめっき密着性には優れているものの、延性が十分ではない。
【０００９】
特許文献８には、Ｓｉ含有量が少なく、Ａｌ含有量が多い残留オーステナイト型の鋼板が開示されているが、先に述べたように、残留オーステナイト型鋼板は形状凍結性が悪いだけでなく、成分および製造条件（特に、低温保持時間と最終冷却条件）により特性が大きく変わるため好ましくない。
【００１０】
前記の残留オーステナイト型鋼とＤＰ鋼の問題点を整理すると、以下のようになる。
〔残留オーステナイト型鋼〕
（イ）降伏比（ＹＲ）が高いため、形状凍結性が悪い。
【００１１】
（ロ）製造するに際し、オーステナイトを安定化させ、室温までオーステナイトを残留させるために低温保持時間を長時間とする必要があるので、めっき密着性と生産性が悪い。一方、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果により延性が良好となる。これに対し、低温保持時間を短時間とすると、マルテンサイトが一部混在するようになり、ＴＲＩＰ効果が発現しにくくなって延性が低下する。
〔ＤＰ鋼〕
（イ）降伏比が低く、形状凍結性は優れるが、残留オーステナイト型鋼に比べて延性が劣る。
【００１２】
以上述べたように、Ｓｉ添加量が少なく、製造条件で低温保持時間が短くても、優れた形状凍結性とめっき密着性を有し、かつ、延性の優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板は実用化されていないのが現状であり、高張力鋼板の適用を推進する上で、これらの課題の解決が求められている。
【００１３】
【特許文献１】
特開平０５−７０８８６号公報
【特許文献２】
特開平０６−１４５７８８号公報
【特許文献３】
特開平１１−１３１１４５号公報
【特許文献４】
特開２００１−１４００２２号公報
【特許文献５】
特開２００１−３０３２２９号公報
【特許文献６】
特開平０５−１２５４８５号公報
【特許文献７】
特開２０００−３４５２８８号公報
【特許文献８】
特開平０５−２４７５８６号公報
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこのような状況に鑑みなされたもので、その目的は、形状凍結性、めっき密着性および延性に優れた、引張強さが４５０ＭＰａ以上の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法を提供することにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記問題点を解決するため、成分および焼鈍条件が鋼板の材質に及ぼす影響を詳細に調査した結果、以下の知見を得た。
【００１６】
（ａ）母材鋼板は、焼鈍処理後の低温保持時間が短くマルテンサイトが生成する場合には、残留オーステナイトが存在していても、ＴＲＩＰ効果を示しにくい。しかし、低温短時間保持中にベイナイト変態させ、さらに、ＳｉとＡｌによるオーステナイトへのＣの濃縮度とＭｎ含有量とをバランスさせることにより、オーステナイトの安定度を調整し、オーステナイトの残留を抑制してＣを多く含むマルテンサイト（以下、「高Ｃマルテンサイト」という）の生成を促進させることにより、フェライト＋マルテンサイト組織鋼（ＤＰ鋼）よりも良好な延性を確保することができる。しかも、降伏比（ＹＲ）を低く抑えることができるので、形状凍結性も良好である。理想的な金属組織はフェライト＋ベイナイト＋高Ｃマルテンサイトである。この時、残留オーステナイトは少ない方がよい。
【００１７】
（ｂ）高Ｃマルテンサイトの生成には、低温保持温度と低温保持時間、および、合金化処理後の冷却速度が重要である。
【００１８】
（ｃ）ＡｌはＳｉと同様に酸化されやすい元素であるが、ＳｉよりもＡｌの方がＡｃ_３変態点を上昇させるので、同じ焼鈍温度と焼鈍時間でもオーステナイトヘのＣ濃縮が進みやすい。そのため、焼鈍処理後の低温保持時間を短くすることができ、酸化物の生成を抑制することが可能となるので、めっき密着性の低下を回避することができる。Ｓｉを添加した場合は、低温保持を長時間行わねばならず、酸化物生成によるめっき密着性の劣化が起こる。
【００１９】
（ｄ）形状凍結性および延性に優れるという母材特性と、めっき密着性とを同時に満たすためには、Ａｌを積極的に添加するのがよい。
【００２０】
（ｅ）前処理としてＮｉを鋼板表面に付着させると、めっき密着性は向上する。
【００２１】
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨は、下記（１）の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板、および（２）のその鋼板の製造方法にある。
【００２２】
（１）質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．５〜２．０％を含有し、かつ、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎが下記▲１▼式を満足し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．１％以下、Ｓが０．１％以下、Ｎが０．０２０％以下であり、さらに体積％でマルテンサイトを３〜５０％含有する鋼板（母材鋼板）の上に、質量％でＦｅ：７〜１５％を含有する亜鉛合金めっき層を備える高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。なお、▲１▼式におけるＳｉ（％）、Ａｌ（％）およびＭｎ（％）は、それぞれ前記母材鋼板のＳｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量（質量％）を表す。
【００２３】
２≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦４　　　　・・・▲１▼
前記（１）に記載の鋼板は、さらに、質量％で、Ｎｉ：２．０％未満、Ｃｏ：２．０％未満およびＣｕ：１．０％未満（これらを「第１群の成分」という）のうちの何れか１種以上、Ｔｉ：０．１％未満、Ｎｂ：０．１％未満およびＶ：０．２％未満（これらを「第２群の成分」という）のうちの何れか１種以上、および、Ｍｏ：１．０％未満、Ｃｒ：１．０％未満およびＢ：０．０１％未満（これらを「第３群の成分」という）のうちの何れか１種以上、の三つのグループの何れか一以上のグループに属する元素を含むものであってもよい。
【００２４】
（２）前記（１）に記載の化学組成を有する鋼板に、下記（Ａ）〜（Ｆ）の処理を順次施す高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２５】
（Ａ）７００〜９００℃の二相共存温度域で３０〜６００秒焼鈍する処理
（Ｂ）３〜２００℃／秒の冷却速度で３５０〜５５０℃の温度域まで冷却する処理
（Ｃ）前記温度域で１０〜９０秒間保持する処理
（Ｄ）溶融亜鉛めっき浴に浸漬する処理
（Ｅ）４７０〜６００℃の温度域に５〜１８０秒間保持する処理
（Ｆ）４℃／秒以上の冷却速度で２５０℃以下まで冷却する処理
前記（Ａ）の処理の前に、鋼板表面にＮｉを付着させる処理を施せば、めっき密着性が向上する。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板（上記（１）の発明）およびその製造方法（上記（２）の発明）について詳細に説明する。なお、母材鋼板の化学成分含有量の「％」、めっき皮膜中のＦｅ含有量の「％」およびめっき浴中のＡｌ濃度の「％」は、いずれも「質量％」を意味する。
【００２７】
本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、母材鋼板の化学組成を上記のように規定するのは以下の理由による。
【００２８】
Ｃ：０．１０〜０．３０％
本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板においては、Ｃを多く含むマルテンサイトを生成させることによって延性を高め、強度と延性のバランスをＤＰ鋼よりも向上させる。そのため、Ｃは必須の元素である。Ｃの含有量は目標とする鋼板強度に応じて適宜定めればよいが、本発明が狙いとする４５０ＭＰａ以上の引張強さを達成し、かつ、ＤＰ鋼より延性を向上させるためには、０．１０％以上含有させることが必要である。Ｃ含有量の上限は、良好なスポット溶接性を確保するために、０．３０％とする。
【００２９】
Ｓｉ：０．２％以下
Ｓｉはセメンタイトに固溶せず、セメンタイトの析出を抑制する。上述したように、低温保持中にセメンタイトが生成しにくいベイナイト変態を促進させ、オーステナイト中にＣを濃縮させてオーステナイトの安定度を調整するために重要な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が増加すると低温保持を長時間行わねばならず、めっき密着性が低下するので、その含有量は０．２％以下とする。Ｓｉ含有量の下限は、Ｓｉ単独では規定せず、後述するように、ＡｌおよびＭｎを含めた合計の含有量で規定する。
【００３０】
Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは鋼板の強度を高めるだけでなく、オーステナイト生成元素で、オーステナイトの安定度に直接作用する重要な元素である。また、高温からの冷却中におけるパーライトの生成を抑制する効果も有している。これらの効果を得るためには、少なくとも１．０％含有させることが必要であり、その範囲内で、狙いとする母材鋼板の引張強さに応じてＭｎ含有量を適宜調整すればよい。Ｍｎ含有量の上限は、コストおよび転炉での溶製の観点から３．０％とする。
【００３１】
Ａｌ：０．５〜２．０％
Ａｌは脱酸材としても用いられると同時に、Ｓｉと同じように、低温保持中にセメンタイトが生成しにくいベイナイト変態を促進させ、オーステナイト中にＣを濃縮させてオーステナイトの安定度を調整するために重要な元素である。低温保持時間を短くできるため、Ｓｉを含有させる場合に比べてめつき密着性を高めることができることから、本発明ではＡｌを積極的に利用する。
【００３２】
最終的に高Ｃのマルテンサイトを得るためには、０．５％以上含有させる必要がある。ただし、過剰の添加はめっきの密着性および溶接性を悪化させるので、上限は、２．０％とする。
【００３３】
２≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦４（上記▲１▼式）
ＳｉとＡｌによるオーステナイトへのＣの濃縮度とＭｎ含有量とをバランスさせることにより、オーステナイトの安定度を調整し、オーステナイトの残留を抑制して高Ｃのマルテンサイトの生成を促進することができる。
【００３４】
Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）の値が２を下回る場合、オーステナイトの安定度が低くなり、焼鈍処理時の高温からの冷却中および低温保持中にオーステナイトからパーライトが生成するか、またはオーステナイトがフェライトとセメンタイトに分解し、所望の組織が得られない。一方、４を上回る場合、オーステナイトの安定度が高くなりすぎて、オーステナイトが残留し、マルテンサイト量が減少して所望量（体積％で、３〜５０％）が得られなくなるため、延性が低下するだけでなく、ＹＲ（降伏比）が高くなって形状凍結性が劣化する。したがって、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量は、２≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦４の関係を満たすように調整することが必要である。望ましくは、２．５≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦３．５である。
【００３５】
本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、上述した成分以外、残部がＦｅと不純物からなるものである。不純物としては、Ｐ、ＳおよびＮの上限を抑えることが必要である。
【００３６】
Ｐ：０．１％以下
Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であって、できるだけ低い方が望ましい。特に、０．１％を超えて含まれると鋼板の延性劣化が顕著になることから、Ｐ含有量は０．１％以下とする。
【００３７】
Ｓ：０．１％以下
Ｓも不純物として綱中に不可避的に含有される元素であって、やはり低い方が望ましい。特に、０．１％を超えて含まれると、ＭｎＳの析出が顕著になり、鋼板の延性が阻害されるのみならず、オーステナイトの安定化元素として添加されるＭｎがＭｎＳとして消費されるので、Ｓ含有量は０．１％以下とする。
【００３８】
Ｎ：０．０２０％以下
Ｎも不純物として綱中に不可避的に含有される元素であり、その含有量は低い方が望ましい。Ｎ含有量が０．０２０％を超えるとＡｌＮとして消費されるＡｌの量が多く、Ａｌの効果が減殺されるばかりでなく、ＡｌＮによる延性の劣化が顕著になるので、Ｎ含有量の上限は０．０２０％とする。
【００３９】
上記（１）の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、さらに、前記第１群の成分（Ｎｉ：２．０％未満、Ｃｏ：２．０％未満およびＣｕ：１．０％未満）のうちの何れか１種以上、前記第２群の成分（Ｔｉ：０．１％未満、Ｎｂ：０．１％未満およびＶ：０．２％未満）のうちの何れか１種以上、および、前記第３群の成分（Ｍｏ：１．０％未満、Ｃｒ：１．０％未満およびＢ：０．０１％未満）のうちの何れか１種以上、の三つのグループの何れか一以上のグループに属する元素を含むものであってもよい。これらの成分の作用効果と含有量の適正範囲は下記のとおりである。
【００４０】
Ｎｉ：２．０％未満
Ｃｏ：２．０％未満
Ｃｕ：１．０％未満
Ｎｉ、ＣｏおよびＣｕは、Ｍｎと同じように、オーステナイト生成元素であると同時に、鋼板の強度を向上させる元素である。また、いずれもＦｅよりも酸化されにくいので、鋼板表面に濃化し、ＳｉやＡｌの酸化によるめっき密着性の低下を防止する効果を有するので、必要に応じて添加してもよい。添加する場合、過剰の添加はコストの上昇を招くので、Ｎｉ、Ｃｏについては、含有量は、それぞれ２．０％未満とする。Ｃｕについては、熱間割れの防止の観点から、１．０％未満とする。含有量の下限は特に定めないが、添加による顕著な効果を得るためには、Ｎｉ、ＣｏおよびＣｕの何れについても０．１％以上含有させるのが望ましい。
【００４１】
Ｔｉ：０．１％未満
Ｎｂ：０．１％未満
Ｖ：０．２％未満
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、鋼板の強度を向上させるだけでなく、亜鉛めっきの合金化処理を行う場合には、合金化速度を向上させる有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。添加する場合、過剰の添加は延性の劣化をもたらすだけでなく、降伏比（ＹＲ）も上昇させ、形状凍結性を劣化させるので、Ｔｉ、Ｎｂについては、その含有量は、それぞれ０．１％未満とする。Ｖについては、Ｔｉ、Ｎｂと比較して添加の効果が小さいので、その含有量は０．２％未満とする。含有量の下限は特に定めないが、添加による顕著な効果を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂについては、それぞれ０．００５％以上、Ｖについては０．０１％以上含有させるのが望ましい。
【００４２】
Ｍｏ：１．０％未満
Ｃｒ：１．０％未満
Ｂ：０．０１％未満
Ｍｏ、ＣｒおよびＢは、焼鈍処理時の高温からの冷却中におけるパーライトの生成を抑制し、マルテンサイトの生成を促進する有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。添加する場合、ＭｏおよびＣｒについては１．０％以上、Ｂについては０．０１％以上添加してもその効果が飽和するだけでなく、コスト高になるので、その含有量は、ＭｏおよびＣｒについてはそれぞれ１．０％未満、Ｂについては０．０１％未満とする。含有量の下限は特に定めないが、添加による顕著な効果を得るためには、Ｍｏ、Ｃｒについては、それぞれ０．１％以上、Ｂについては０．０００５％以上含有させるのが望ましい。
【００４３】
本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、さらに、体積％でマルテンサイトを３〜５０％含有するものとする。形状凍結性と延性の双方を同時に満足するためには、高Ｃマルテンサイトが母材中に存在することが重要であり、そのためには、体積％でマルテンサイトが３％以上含まれることが必要である。しかし、含有量が５０％を超えると、強度が高くなりすぎ、延性が劣化するばかりか、高Ｃマルテンサイトが少なくなる。マルテンサイトの望ましい含有量は、５〜３５％である。なお、ここでいうマルテンサイトの含有量（存在量）は、４％ピクリン酸エチルアルコール溶液と、１％ピロ亜硫酸ナトリウム水溶液とによるレペラ法により着色エッチングを行い、光学顕微鏡観察によって体積率を測定することにより求めた値である。
【００４４】
本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の鋼板の上に７〜１５％のＦｅを含有する亜鉛合金めっき層を備える鋼板である。めっき層中のＦｅの含有量を前記の範囲に規定するのは、Ｆｅ含有量が１５％を超えるとめっき密着性や加工性の確保が困難になり、また、７％に満たない場合は良好なスポット溶接性が確保できなくなるからである。
【００４５】
次に、本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（上記（２）の発明）について説明する。
【００４６】
まず、母材鋼板としては、上記の化学組成を有する冷間圧延鋼板（冷延鋼板）を用いる。この鋼板を得るための熱間圧延、冷間圧延は公知の方法で行えばよいが、母材の粒径が大きくなりすぎたり、小さくなりすぎると母材鋼板としての所望の特性が得られないので、熱間圧延工程における巻取り温度は７００℃以下、冷延率は４０〜８０％の範囲内にするのが望ましい。
【００４７】
この母材鋼板に、その表面を溶融めっきに適する状態にするために、アルカリ水溶液での洗浄や、ナイロンブラシ等での表面研削等、公知の方法で前処理を施す。
【００４８】
この前処理時において、鋼板表面にＮｉを付着させる処理を施せば、めっき密着性が著しく向上する。この場合、鋼板表面へのＮｉの付着量は、経済性の観点から、１ｇ／ｍ^２以下とするのが望ましい。
【００４９】
続いて、母材鋼板を７００〜９００℃の二相（フェライト相＋オーステナイト相）共存温度域に加熱して、３０〜６００秒間焼鈍する（上記（Ａ）の処理）。この焼鈍処理は、通常、還元性雰囲気中で行う。
【００５０】
還元性雰囲気としては、水素を５〜３０体積％含有し、残部が窒素からなり、露点が−６０〜０℃の範囲にあるガス雰囲気が好適である。なお、材料特性を向上させるために、冷間圧延後に、連続焼鈍ラインまたはバッチ式焼鈍により予備焼鈍を施してもよい。
【００５１】
前記の焼鈍処理において、焼鈍温度が７００℃未満であったり、焼鈍時間が３０秒未満であったりすると、再結晶が起こりにくく、かつセメンタイトが固溶しないため、鋼板の特性が劣化する。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、結晶粒が粗大化するだけでなく、焼鈍中のオーステナイトの体積率が増大し、最終的に生成するマルテンサイト中のＣ含有量が低くなるだけでなく、炉温の上昇による製造コストの増大が避けられない。また、焼鈍時間が６００秒を超える場合には、結晶粒が粗大化するほか、ライン速度が低下し、生産性が低下するので、好ましくない。
【００５２】
焼鈍処理後の母材鋼板を、めっき浴温近傍の３５０〜５５０℃の温度域（すなわち、低温保持温度域）まで３〜２００℃／秒の冷却速度で冷却し（上記（Ｂ）の処理）、その温度域で１０〜９０秒間保持（低温保持）する（上記（Ｃ）の処理）。
【００５３】
焼鈍処理後の冷却速度が３℃／秒より低い場合には、冷却中にオーステナイトからパーライトまたはセメンタイトが生成し、所望の金属組織が得られない。冷却速度が２００℃／秒より速い場合には、冷却速度の制御が困難になり、均一な組織が得られない。
【００５４】
低温保持温度が３５０℃未満では、焼鈍後の冷却中に低Ｃのマルテンサイトが生成し、低温保持温度が５５０℃より高い場合には、ベイナイト変態が起こらず、オーステナイトがパーライトに変態するため、所望の材料特性が得られない。
【００５５】
低温保持時間が１０秒未満の場合には、ベイナイト変態が起こらず、オーステナイトへのＣの濃縮が進まないため、低Ｃのマルテンサイトとなり、延性が低下する。低温保持時間が９０秒を超える場合には、先に述べたように、生産性が低下するだけでなく、酸化物の生成によるめっき密着性の劣化を招くほか、本発明の理想組織である高Ｃマルテンサイトの生成が抑制されて、延性の低下と形状凍結性不良を招く。
【００５６】
前記所定の低温保持を行った後の母材鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬する処理を行って、鋼板表面に亜鉛めっき層を形成させる（上記（Ｄ）の処理）。
【００５７】
めっき浴温度は、めっき付着量の調整を容易にするために４３０℃以上とし、Ｚｎの蒸発を避けてめっき浴の維持を容易にするために５５０℃以下とする。めっき浴から引き上げた後のめっき付着量の調整は、気体絞り法等、通常用いられている方法により行えばよい。
【００５８】
その後、４７０〜６００℃の温度域に５〜１８０秒間保持する合金化処理を行った後（上記（Ｅ）の処理）、２５０℃以下の温度に４℃／秒以上の冷却速度で冷却する（上記（Ｆ）の処理）。
【００５９】
合金化処理温度が４７０℃未満では、合金化が起こらず、６００℃を超えると、オーステナイトがセメンタイトとフェライトに分解して特性が劣化する。
【００６０】
合金化処理時間が５秒未満では、合金化が起こらず、めっき密着性が劣化する。一方、合金化処理時間が１８０秒を超えると、オーステナイトがセメンタイトとフェライトに分解して特性が劣化するだけでなく、前記の低温保持時間が規定範囲を超えた場合と同様、ライン速度が低下し、生産性が低下する。
【００６１】
合金化処理後の冷却速度が４℃／秒未満では、冷却中にマルテンサイトが生成しにくく、ベイナイトまたはフェライトとセメンタイトが生成する。そのため、合金化処理後の冷却速度は４℃／秒以上とする。この冷却は、窒素および工業用ガス（空気）を用いて行う。さらに通常のミスト冷却を行ってもよい。
【００６２】
上記本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、高い強度を有し、形状凍結性および延性が良好で、めっき密着性にも優れているので、家電製品、建材、自動車車体用などの素材として好適である。特に、建築分野で鋼板を塗装して使用する場合等において、本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は優れた性能および経済性を発揮することができる。
【００６３】
【実施例】
表１に示す鋼種を真空溶解炉で溶製し、鍛造を施した鋳塊（厚さ：２０ｍｍ）を仕上げ温度８５０℃で板厚４．０ｍｍまで熱間圧延した。その後、６５０℃で３０分間保持し、２０℃／ｈの冷却速度で室温まで炉冷した。この熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延を施して板厚１．２ｍｍの溶融亜鉛めっき用冷延鋼板を得た。
【００６４】
【表１】

【００６５】
この冷延鋼板を母材鋼板として、これに縦型溶融めっきシミュレータを用いて、めっき付着量が６０ｍｇ／ｍ^２になるように溶融亜鉛めっきを施し、その後、ソルトバスを用いて合金化処理を施し、種々の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。
【００６６】
溶融亜鉛めっきの各工程における条件を表２に示す。表２において、「還元焼鈍処理」の欄の冷却速度（すなわち、還元焼鈍処理後の冷却速度）を「冷却速度ＣＲ１」と、「合金化処理」の欄の冷却速度を「冷却速度ＣＲ２」と記す。
【００６７】
【表２】

【００６８】
これらの合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、マルテンサイトの体積率を求め、引張試験を行って、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定し、また、形状凍結性およびめっき密着性を調査した。
【００６９】
マルテンサイトの体積率は、先に述べた方法により求めた。
【００７０】
形状凍結性の調査では、下記の試験条件でハット型成形試験を行い、パンチ肩部のスプリングバック量（角度）を測定した。
〔試験条件〕
サンプルサイズ：幅５０ｍｍ×長さ２５０ｍｍ
パンチ肩部半径：１０ｍｍ
ダイス肩部半径：１０ｍｍ
パンチ幅　　　：５０ｍｍ
成形高さ　　　：６０ｍｍ
成形速度　　　：６０ｍｍ／ｍｉｎ
めっき密着性の調査は、前記の形状凍結性の調査後のサンプルのダイス肩部外側でテープ剥離試験を行い、剥離したテープをルーペにより観察し、下記の判断基準で評価した。
◎印：めっき剥離が認められず、極めて良好
○印：若干のめっき剥離が認められるが、めっき密着性に問題なく、良好×印：多量の剥離が認められ、不良
調査結果を表３に示す。なお、表２に示した溶融亜鉛めっき条件のうちの変化させた条件（還元焼鈍温度および冷却速度ＣＲ１、低温保持温度および時間、合金化処理後の冷却速度ＣＲ２）も、表３に併せて示した。
【００７１】
【表３】

【００７２】
表３に示したように、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、強度が高く、延性も良好で、強度・延性バランスの指標としての「ＴＳ（引張強さ）×Ｅｌ（伸び）」が高い値を示している。形状凍結性も良好で、めっき密着性にも優れている。また、めっき前処理で鋼板表面にＮｉを付着させた本発明例のＮｏ．４および１４では、めっき密着性の向上が認められた。
【００７３】
これに対し、母材鋼板のＳｉ含有量を本発明の規定（０．２％以下）を超えて０．６３％、１．００％とした比較例のＮｏ．２２、２３では、引張特性は優れているが、Ｓｉの酸化物が鋼板表面に濃化しているため、めっき密着性が不良であった。
【００７４】
焼鈍温度を本発明の規定（７００〜９００℃）より低い６５０℃とした比較例のＮｏ．９では、再結晶および変態が起こらず、引張特性が劣化しただけでなく、形状凍結性も悪かった。
【００７５】
焼鈍処理後の冷却速度ＣＲ１を本発明の規定（３〜２００℃／ｓ）より低い１℃／ｓとした比較例のＮｏ．６、および低温保持温度を本発明の規定（３５０〜５５０℃）より高い６５０℃とした比較例のＮｏ．２では、冷却中または低温保持中にパーライト変態が起こり、引張特性が劣化した。
【００７６】
低温保持時間を本発明の規定（１０〜９０秒）より短い１秒とした比較例のＮｏ．１２では、低温保持中のベイナイト変態がほとんど起こらず、オーステナイトのほとんどがマルテンサイト変態を起こし、引張特性が劣化した。
【００７７】
合金化処理後の冷却速度ＣＲ２を本発明の規定（４℃／ｓ以上）より低い１℃／ｓとした比較例のＮｏ．１５では、冷却中にオーステナイトがフェライトとセメンタイトに分解し、マルテンサイトが生成せず、引張特性が劣化した。
【００７８】
【発明の効果】
本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、形状凍結性、めっき密着性および延性に優れ、高い強度を有する鋼板で、自動車、建築、電気機器等に用いられる部材として好適である。この鋼板は、本発明の方法により容易に製造することができる。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet useful as a member used for automobiles, buildings, electric devices, and the like, and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
2. Description of the Related Art In recent years, automobiles have been demanded to improve fuel efficiency from the viewpoint of environmental impact, and accordingly, the weight of vehicle bodies has been reduced. Further, in order to maintain safety even when the vehicle body is reduced in weight, there is an increasing demand for steel sheets (high-tensile steel sheets) having higher strength than conventionally used steel sheets in various members constituting the vehicle body. However, when the strength is increased, the ductility and the shape freezing property are likely to decrease. Therefore, a steel sheet having high strength and good shape freezing property and ductility is required.
[0003]
It is known that the addition of Si to steel is very effective in improving the balance between strength and ductility. Furthermore, a high ductility, high tensile strength steel sheet (hereinafter, referred to as “residual austenite type”) containing a large amount of Si or Al as a ferrite forming element and Mn as an austenite forming element and utilizing large elongation (TRIP effect) due to strain-induced transformation of retained austenite. High-tensile steel sheets ”or simply“ retained austenitic steel sheets ”have been developed. However, since the retained austenite-type high-tensile steel sheet has a high yield ratio (YR) and a large change in shape due to elastic recovery after forming, it cannot be said that it has sufficient performance from the viewpoint of shape freezing.
[0004]
In order to produce this retained austenite type high-strength steel sheet, after the annealing treatment, a holding time in a temperature range of 350 to 600 ° C. (hereinafter, holding in this temperature range is referred to as “low temperature holding”, It is important to increase the "low-temperature holding time" to promote the bainite transformation, to concentrate C in austenite to stabilize it, and to leave the austenite up to room temperature. At this time, if the content of Si or Al is small, cementite will precipitate during the transformation of bainite, and C will not be concentrated in austenite and will not be stable. Further, even when the low-temperature holding time is short, bainite transformation is not sufficient, and austenite does not become stable. If the austenite is not stabilized, part of the austenite undergoes martensitic transformation during cooling, making it difficult to obtain the TRIP effect and reducing ductility.
[0005]
Further, development of a dual-phase steel (hereinafter, referred to as "DP steel") steel sheet having a composite structure of ferrite and martensite having a low YR even with the same strength is also progressing. This steel sheet is superior in the shape freezing property as compared with the retained austenite type steel sheet, but is lower in ductility than the retained austenite type steel sheet. In addition, also in this steel sheet, generally, Si is often added for ensuring ductility.
[0006]
On the other hand, from the viewpoint of improving corrosion resistance and appearance, plating materials have been increasingly used as automotive members, and at present, hot-dip galvanized steel sheets are used for many members. However, in the existing hot-dip galvanizing equipment, the low-temperature holding line length is often short, and when the base steel sheet is a residual austenite type steel sheet with a large Si content, after reduction annealing treatment and before hot-dip galvanizing. Because of the need to extend the low-temperature holding time, existing equipment reduces the line speed and significantly reduces productivity. Further, if the low-temperature holding time is increased, even in a reducing atmosphere, the oxide of Si is concentrated on the surface of the steel sheet, so that the plating wettability and the plating adhesion are reduced. From the above, when steel to which Si is added is used as a base steel sheet, there is a concern that productivity may be reduced and plating adhesion may be deteriorated.
[0007]
The residual austenitic steel sheet containing a large amount of Si and a method for manufacturing the same are disclosed in Patent Documents 1 to 5, for example. However, in order to obtain such a steel sheet, as described above, it is necessary to increase the low-temperature holding time, which not only significantly reduces the productivity but also reduces the shape freezing property, plating wettability and plating adhesion. There is also a problem.
[0008]
Patent Document 6 discloses a hot-dip galvanized steel sheet having a low content of Si and Al and excellent in plating adhesion and a method for producing the same, and the steel sheet structure is bainite and ferrite or bainite, ferrite, and martensite. . Patent Document 7 discloses a steel sheet having a low Si content but containing Al: 0.07 to 0.7% and a method for producing the steel sheet. The steel sheet structure has a ferrite and a marten containing residual austenite. Site. Such a steel sheet is excellent in shape freezing property and plating adhesion, but is insufficient in ductility.
[0009]
Patent Document 8 discloses a residual austenitic steel sheet having a low Si content and a large Al content. However, as described above, the residual austenitic steel sheet has not only poor shape freezing properties, It is not preferable because the characteristics greatly change depending on the components and the production conditions (particularly, low-temperature holding time and final cooling conditions).
[0010]
The problems of the residual austenitic steel and DP steel are summarized as follows.
(Retained austenitic steel)
(A) Since the yield ratio (YR) is high, the shape freezing property is poor.
[0011]
(B) In the production, the long-term low-temperature holding time is required to stabilize austenite and allow austenite to remain at room temperature, so that plating adhesion and productivity are poor. On the other hand, ductility is improved by the TRIP effect of retained austenite. On the other hand, when the low-temperature holding time is short, martensite is partially mixed, and the TRIP effect is less likely to be exhibited, and ductility is reduced.
[DP steel]
(A) Although the yield ratio is low and the shape freezing property is excellent, the ductility is inferior to that of the retained austenitic steel.
[0012]
As described above, a high tensile galvanized steel sheet having excellent shape freezing properties and plating adhesion and excellent ductility even when the amount of Si added is small and the low-temperature holding time is short under the manufacturing conditions is practical. At present, these problems have not been developed, and there is a need to solve these problems in promoting the application of high-tensile steel sheets.
[0013]
[Patent Document 1]
JP 05-70886 A
[Patent Document 2]
JP 06-145788 A
[Patent Document 3]
JP-A-11-131145
[Patent Document 4]
JP 2001-140022 A
[Patent Document 5]
JP 2001-303229 A
[Patent Document 6]
JP-A-05-125485
[Patent Document 7]
JP 2000-345288 A
[Patent Document 8]
JP 05-247586 A
[0014]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in view of such circumstances, and its object is to provide a high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent shape freezing properties, excellent plating adhesion and ductility, and a tensile strength of 450 MPa or more, and production thereof. It is to provide a method.
[0015]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors have investigated the effects of the components and annealing conditions on the material of the steel sheet in detail in order to solve the above problems, and have obtained the following knowledge.
[0016]
(A) In the case where the low-temperature holding time after the annealing treatment is short and martensite is generated, the base steel sheet is unlikely to exhibit the TRIP effect even if residual austenite is present. However, by transforming bainite during holding at low temperature for a short time, and by further balancing the enrichment of C into austenite by Si and Al and the Mn content, the stability of austenite is adjusted, and the retention of austenite is suppressed. By promoting the formation of martensite containing a large amount of C (hereinafter referred to as “high C martensite”), it is possible to secure better ductility than ferrite + martensitic structure steel (DP steel). Moreover, since the yield ratio (YR) can be kept low, the shape freezing property is also good. The ideal metallographic structure is ferrite + bainite + high C martensite. At this time, it is better that the retained austenite is small.
[0017]
(B) For the generation of high C martensite, the low-temperature holding temperature and low-temperature holding time, and the cooling rate after the alloying treatment are important.
[0018]
(C) Al is an element that is easily oxidized like Si, but Al is more Ac than Si. ₃ Since the transformation point is raised, even at the same annealing temperature and annealing time, C enrichment in austenite tends to proceed. Therefore, the low-temperature holding time after the annealing treatment can be shortened, and the generation of oxides can be suppressed, so that a decrease in plating adhesion can be avoided. When Si is added, the low-temperature holding must be performed for a long time, and the adhesion of the plating deteriorates due to the formation of oxide.
[0019]
(D) In order to simultaneously satisfy the base material characteristics of excellent shape freezing property and ductility and the plating adhesion, it is preferable to positively add Al.
[0020]
(E) When Ni is adhered to the surface of the steel sheet as a pretreatment, plating adhesion is improved.
[0021]
The present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the present invention lies in the following (1) high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet and (2) a method for producing the steel sheet.
[0022]
(1) In mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.2% or less, Mn: 1.0 to 3.0%, Al: 0.5 to 2.0% And Si, Al and Mn satisfy the following formula (1), the balance being Fe and impurities, P in the impurities is 0.1% or less, S is 0.1% or less, and N is 0.020%. % Or less, further comprising a zinc alloy plating layer containing 7 to 15% by mass of Fe on a steel plate (base material steel plate) containing 3 to 50% of martensite by volume. Hot-dip galvanized steel sheet. In the formula (1), Si (%), Al (%) and Mn (%) represent the contents (% by mass) of Si, Al and Mn of the base steel sheet, respectively.
[0023]
2 ≦ Si (%) + Al (%) + Mn (%) ≦ 4 (1)
The steel sheet according to (1) further includes, by mass%, Ni: less than 2.0%, Co: less than 2.0%, and Cu: less than 1.0% (these are referred to as “first group components”). ), Ti: less than 0.1%, Nb: less than 0.1%, and V: less than 0.2% (these are referred to as “second group components”). One or more, and any one or more of Mo: less than 1.0%, Cr: less than 1.0%, and B: less than 0.01% (these are referred to as “components of the third group”); May include elements belonging to any one or more of the three groups.
[0024]
(2) A method for producing a high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet in which the steel sheet having the chemical composition described in (1) is sequentially subjected to the following processes (A) to (F).
[0025]
(A) Annealing treatment in a two-phase coexisting temperature range of 700 to 900 ° C for 30 to 600 seconds
(B) A process of cooling to a temperature range of 350 to 550 ° C. at a cooling rate of 3 to 200 ° C./sec.
(C) a process of maintaining the temperature range for 10 to 90 seconds
(D) Treatment immersed in hot-dip galvanizing bath
(E) A process of maintaining the temperature in a temperature range of 470 to 600 ° C. for 5 to 180 seconds.
(F) A process of cooling at a cooling rate of 4 ° C./sec or more to 250 ° C. or less
If the treatment for adhering Ni to the steel sheet surface is performed before the treatment (A), the plating adhesion is improved.
[0026]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, the high tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention (the invention of the above (1)) and the method for producing the same (the invention of the above (2)) will be described in detail. Note that “%” of the chemical component content of the base steel sheet, “%” of the Fe content in the plating film, and “%” of the Al concentration in the plating bath all mean “% by mass”.
[0027]
In the high tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention, the chemical composition of the base steel sheet is specified as described above for the following reasons.
[0028]
C: 0.10 to 0.30%
In the base steel sheet of the high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention, the ductility is increased by generating martensite containing a large amount of C, and the balance between strength and ductility is improved as compared with the DP steel. Therefore, C is an essential element. The content of C may be appropriately determined according to the target steel sheet strength. However, in order to achieve a tensile strength of 450 MPa or more, which is the target of the present invention, and to improve ductility more than DP steel, 0% is required. It is necessary that the content be 10% or more. The upper limit of the C content is set to 0.30% in order to secure good spot weldability.
[0029]
Si: 0.2% or less
Si does not form a solid solution in cementite and suppresses precipitation of cementite. As described above, it is an important element for promoting bainite transformation in which cementite is hardly generated during low-temperature holding, and for enriching C in austenite to adjust the stability of austenite. However, when the Si content increases, the low-temperature holding must be performed for a long time, and the plating adhesion decreases, so the content is set to 0.2% or less. The lower limit of the Si content is not defined by Si alone, but is defined by the total content including Al and Mn as described later.
[0030]
Mn: 1.0-3.0%
Mn not only increases the strength of the steel sheet but also is an austenite-forming element, and is an important element that directly affects the stability of austenite. It also has the effect of suppressing the generation of pearlite during cooling from high temperatures. In order to obtain these effects, it is necessary to contain at least 1.0%, and within that range, the Mn content may be appropriately adjusted according to the target tensile strength of the base steel sheet. The upper limit of the Mn content is 3.0% from the viewpoint of cost and melting in a converter.
[0031]
Al: 0.5 to 2.0%
Al is also used as a deoxidizing material, and at the same time, like Si, to promote bainite transformation in which cementite is hardly generated during low-temperature holding, and to concentrate C in austenite to adjust the stability of austenite. It is an important element. Since the low-temperature holding time can be shortened and the adhesion can be improved as compared with the case where Si is contained, Al is positively used in the present invention.
[0032]
In order to finally obtain high C martensite, it is necessary to contain 0.5% or more. However, since excessive addition deteriorates the adhesion and the weldability of the plating, the upper limit is made 2.0%.
[0033]
2 ≦ Si (%) + Al (%) + Mn (%) ≦ 4 (Formula (1))
By balancing the concentration of C in austenite and the Mn content in austenite by Si and Al, it is possible to adjust the stability of austenite, suppress the retention of austenite, and promote the generation of high-C martensite. .
[0034]
When the value of Si (%) + Al (%) + Mn (%) is less than 2, the stability of austenite becomes low, and pearlite is generated from austenite during cooling from a high temperature during annealing and during holding at a low temperature, Alternatively, austenite is decomposed into ferrite and cementite, and a desired structure cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 4, the stability of austenite becomes too high, austenite remains, the amount of martensite decreases, and the desired amount (3 to 50% by volume) cannot be obtained, and the ductility decreases. In addition, the YR (yield ratio) is increased and the shape freezing property is deteriorated. Therefore, it is necessary to adjust the contents of Si, Al and Mn so as to satisfy the relationship of 2 ≦ Si (%) + Al (%) + Mn (%) ≦ 4. Desirably, 2.5 ≦ Si (%) + Al (%) + Mn (%) ≦ 3.5.
[0035]
The base steel sheet of the high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has the balance of Fe and impurities other than the components described above. As impurities, it is necessary to suppress the upper limits of P, S, and N.
[0036]
P: 0.1% or less
P is an element inevitably contained in steel as an impurity, and is preferably as low as possible. In particular, when the content exceeds 0.1%, the ductility of the steel sheet deteriorates remarkably, so the P content is set to 0.1% or less.
[0037]
S: 0.1% or less
S is also an element inevitably contained in the class as an impurity, and it is desirable that S is also lower. In particular, when the content exceeds 0.1%, precipitation of MnS becomes remarkable, not only hinders the ductility of the steel sheet, but also consumes Mn added as an austenite stabilizing element as MnS. The S content is set to 0.1% or less.
[0038]
N: 0.020% or less
N is also an element inevitably contained in the class as an impurity, and its content is preferably low. When the N content exceeds 0.020%, the amount of Al consumed as AlN is large, and not only the effect of Al is reduced, but also the ductility is significantly deteriorated by AlN. 0.020%.
[0039]
The base steel sheet of the high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the above (1) further includes the components of the first group (Ni: less than 2.0%, Co: less than 2.0%, and Cu: 1.0%). ), And at least one of the components of the second group (Ti: less than 0.1%, Nb: less than 0.1%, and V: less than 0.2%). And any one or more of the components of the third group (Mo: less than 1.0%, Cr: less than 1.0%, and B: less than 0.01%) It may contain an element belonging to one or more groups. The effects and the appropriate ranges of the contents of these components are as follows.
[0040]
Ni: less than 2.0%
Co: less than 2.0%
Cu: less than 1.0%
Ni, Co and Cu, like Mn, are austenite-forming elements and also elements that improve the strength of the steel sheet. In addition, since all are less oxidized than Fe, they are concentrated on the surface of the steel sheet and have an effect of preventing a reduction in plating adhesion due to oxidation of Si or Al. Therefore, they may be added as necessary. In the case of adding, since excessive addition causes an increase in cost, the contents of Ni and Co are each set to less than 2.0%. Cu is set to less than 1.0% from the viewpoint of preventing hot cracking. The lower limit of the content is not particularly defined, but in order to obtain a remarkable effect by the addition, it is desirable to make Ni, Co and Cu all contain 0.1% or more.
[0041]
Ti: less than 0.1%
Nb: less than 0.1%
V: less than 0.2%
Ti, Nb, and V are effective elements that not only improve the strength of the steel sheet but also increase the alloying speed when performing galvanizing alloying treatment, and may be added as necessary. . In the case of adding, excessive addition not only causes deterioration of ductility, but also increases the yield ratio (YR) and deteriorates the shape freezing property. Therefore, the contents of Ti and Nb are each 0.1%. Less than Since the effect of addition of V is smaller than that of Ti and Nb, its content is set to less than 0.2%. The lower limit of the content is not particularly defined, but in order to obtain a remarkable effect by the addition, it is preferable that each of Ti and Nb be contained at 0.005% or more, and V is contained at 0.01% or more.
[0042]
Mo: less than 1.0%
Cr: less than 1.0%
B: less than 0.01%
Mo, Cr and B are effective elements that suppress the formation of pearlite during cooling from a high temperature during the annealing treatment and promote the formation of martensite, and may be added as necessary. In the case of adding Mo and Cr, 1.0% or more of B and 0.01% or more of B not only saturates the effect but also increases the cost. Is less than 1.0%, and B is less than 0.01%. The lower limit of the content is not particularly defined, but in order to obtain a remarkable effect by the addition, it is preferable that Mo and Cr are contained in 0.1% or more, respectively, and B is contained in 0.0005% or more.
[0043]
The base steel sheet of the high tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention further contains 3 to 50% of martensite by volume%. In order to simultaneously satisfy both the shape freezing property and the ductility, it is important that high C martensite is present in the base material, and for that purpose, it is necessary that martensite be contained by 3% or more by volume%. It is. However, when the content exceeds 50%, the strength becomes too high, ductility is deteriorated, and high C martensite is reduced. A desirable content of martensite is 5-35%. The content (abundance) of martensite referred to here is measured by performing color etching by a repeller method using a 4% ethyl picrate phosphoric acid solution and a 1% aqueous sodium pyrosulfite solution, and measuring the volume ratio by observation with an optical microscope. This is the value obtained from the above.
[0044]
The high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is a steel sheet provided with a zinc alloy plating layer containing 7 to 15% Fe on the above-mentioned steel sheet. The reason why the content of Fe in the plating layer is defined in the above range is that if the content of Fe exceeds 15%, it becomes difficult to secure the plating adhesion and workability, and if the content of Fe is less than 7%, it is good. This is because it becomes impossible to secure a high spot weldability.
[0045]
Next, the method for producing a high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention (the invention of (2) above) will be described.
[0046]
First, a cold-rolled steel sheet (cold-rolled steel sheet) having the above chemical composition is used as the base steel sheet. Hot rolling and cold rolling for obtaining this steel sheet may be performed by a known method, but if the particle size of the base material is too large or too small, desired characteristics as the base material steel plate cannot be obtained. Therefore, it is desirable that the winding temperature in the hot rolling step is 700 ° C. or less and the cold rolling reduction is in the range of 40 to 80%.
[0047]
The base steel sheet is subjected to a pretreatment by a known method such as washing with an alkaline aqueous solution or surface grinding with a nylon brush or the like in order to make the surface suitable for hot-dip plating.
[0048]
At the time of this pretreatment, if a treatment for attaching Ni to the steel sheet surface is performed, the plating adhesion is significantly improved. In this case, the amount of Ni attached to the steel sheet surface is 1 g / m 2 from the viewpoint of economy. ² It is desirable to do the following.
[0049]
Subsequently, the base steel sheet is heated to a temperature range of coexistence of two phases (ferrite phase + austenite phase) at 700 to 900 ° C., and is annealed for 30 to 600 seconds (the process (A)). This annealing treatment is usually performed in a reducing atmosphere.
[0050]
As the reducing atmosphere, a gas atmosphere containing 5 to 30% by volume of hydrogen, the balance being nitrogen, and having a dew point in the range of −60 to 0 ° C. is preferable. In addition, in order to improve material characteristics, preliminary annealing may be performed by a continuous annealing line or batch annealing after cold rolling.
[0051]
In the above annealing treatment, if the annealing temperature is less than 700 ° C. or the annealing time is less than 30 seconds, recrystallization is unlikely to occur and cementite does not form a solid solution, so that the properties of the steel sheet deteriorate. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 900 ° C., not only the crystal grains become coarse, but also the volume fraction of austenite during annealing increases, and not only the C content in the finally generated martensite decreases, but also In addition, an increase in manufacturing cost due to an increase in furnace temperature is inevitable. On the other hand, if the annealing time exceeds 600 seconds, the crystal grains become coarse, the line speed decreases, and the productivity decreases, which is not preferable.
[0052]
The base steel sheet after the annealing treatment is cooled at a cooling rate of 3 to 200 ° C./sec to a temperature range of 350 to 550 ° C. (that is, a low temperature holding temperature range) near the plating bath temperature (the process (B)). Then, the temperature is held (low temperature holding) for 10 to 90 seconds in the temperature range (the process (C)).
[0053]
If the cooling rate after the annealing treatment is lower than 3 ° C./sec, pearlite or cementite is generated from austenite during cooling, and a desired metal structure cannot be obtained. If the cooling rate is higher than 200 ° C./sec, it becomes difficult to control the cooling rate, and a uniform structure cannot be obtained.
[0054]
When the low-temperature is lower than 350 ° C, low-C martensite is generated during cooling after annealing, and when the low-temperature is higher than 550 ° C, bainite transformation does not occur and austenite is transformed into pearlite. Desired material properties cannot be obtained.
[0055]
If the low-temperature holding time is less than 10 seconds, bainite transformation does not occur, and the concentration of C in austenite does not proceed, resulting in low C martensite and reduced ductility. When the low-temperature holding time is longer than 90 seconds, as described above, not only the productivity is lowered, but also the adhesion of the plating is deteriorated due to the generation of oxides, and the ideal structure of the present invention, ie, The formation of C martensite is suppressed, leading to a decrease in ductility and a poor shape freezing property.
[0056]
The base steel sheet after the predetermined low-temperature holding is immersed in a hot-dip galvanizing bath to form a galvanized layer on the steel sheet surface (processing (D) above).
[0057]
The plating bath temperature is set to 430 ° C. or higher in order to facilitate the adjustment of the coating weight, and to 550 ° C. or lower in order to avoid the evaporation of Zn and facilitate the maintenance of the plating bath. Adjustment of the amount of plating after pulling up from the plating bath may be performed by a commonly used method such as a gas squeezing method.
[0058]
Then, after performing an alloying process in which the temperature is maintained in a temperature range of 470 to 600 ° C. for 5 to 180 seconds (the process (E)), it is cooled to a temperature of 250 ° C. or less at a cooling rate of 4 ° C./sec or more ( (Process of the above (F)).
[0059]
If the alloying treatment temperature is lower than 470 ° C., alloying does not occur. If the temperature exceeds 600 ° C., austenite is decomposed into cementite and ferrite, and the characteristics are deteriorated.
[0060]
If the alloying time is less than 5 seconds, alloying does not occur, and the plating adhesion deteriorates. On the other hand, when the alloying treatment time exceeds 180 seconds, not only does austenite decompose into cementite and ferrite and the properties deteriorate, but also as in the case where the low-temperature holding time exceeds the specified range, the line speed decreases. , Lowering productivity.
[0061]
If the cooling rate after the alloying treatment is less than 4 ° C./sec, martensite is hardly generated during cooling, and bainite or ferrite and cementite are generated. Therefore, the cooling rate after the alloying treatment is set to 4 ° C./sec or more. This cooling is performed using nitrogen and industrial gas (air). Further, normal mist cooling may be performed.
[0062]
The high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has high strength, good shape freezing property and ductility, and excellent plating adhesion. It is suitable as. In particular, when a steel sheet is painted and used in the construction field, the high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention can exhibit excellent performance and economic efficiency.
[0063]
【Example】
The steel types shown in Table 1 were melted in a vacuum melting furnace, and a forged ingot (thickness: 20 mm) was hot-rolled to a sheet thickness of 4.0 mm at a finishing temperature of 850 ° C. Thereafter, the temperature was maintained at 650 ° C. for 30 minutes, and the furnace was cooled to room temperature at a cooling rate of 20 ° C./h. The hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled to obtain a 1.2 mm-thick cold-rolled steel sheet for galvanizing.
[0064]
[Table 1]

[0065]
This cold-rolled steel sheet was used as a base steel sheet, and the coating weight was 60 mg / m2 using a vertical hot-dip coating simulator. ² , And then subjected to alloying treatment using a salt bath to produce various alloyed hot-dip galvanized steel sheets.
[0066]
Table 2 shows the conditions in each step of the hot-dip galvanizing. In Table 2, the cooling rate in the column of “reduction annealing” (that is, the cooling rate after reduction annealing) is “cooling rate CR1”, and the cooling rate in the section of “alloying” is “cooling rate CR2”. Write.
[0067]
[Table 2]

[0068]
For these alloyed hot-dip galvanized steel sheets, the volume fraction of martensite is determined, a tensile test is performed, the tensile strength (TS) and the elongation (El) are measured, and the shape freezing property and plating adhesion are investigated. did.
[0069]
The volume fraction of martensite was determined by the method described above.
[0070]
In the investigation of the shape freezing property, a hat-shaped molding test was performed under the following test conditions, and the springback amount (angle) of the punch shoulder was measured.
〔Test condition〕
Sample size: width 50mm x length 250mm
Punch shoulder radius: 10mm
Die shoulder radius: 10mm
Punch width: 50mm
Molding height: 60mm
Molding speed: 60 mm / min
For the examination of plating adhesion, a tape peeling test was performed on the outer side of the die shoulder of the sample after the shape freezing property was examined, and the peeled tape was observed with a loupe, and evaluated according to the following criteria.
◎ mark: no exfoliation of plating was observed, very good
印: slight plating peeling was observed, but there was no problem in plating adhesion, and good x: large amount of peeling was observed and defective
Table 3 shows the results of the survey. The changed conditions (reduction annealing temperature and cooling rate CR1, low-temperature holding temperature and time, cooling rate after alloying treatment CR2) among the hot-dip galvanizing conditions shown in Table 2 are also shown in Table 3. Was.
[0071]
[Table 3]

[0072]
As shown in Table 3, the galvannealed steel sheet of the present invention has high strength and good ductility, and “TS (tensile strength) × El (elongation)” as an index of strength-ductility balance. It shows a high value. Good shape freezing property and excellent plating adhesion. In addition, in the case of No. 1 of the present invention in which Ni was adhered to the surface of the steel sheet by plating pretreatment. In Nos. 4 and 14, improvement in plating adhesion was observed.
[0073]
On the other hand, the Si content of the base steel sheet exceeded the regulation of the present invention (0.2% or less) and was 0.63% and 1.00%. In Nos. 22 and 23, the tensile properties were excellent, but the adhesion of plating was poor because the oxide of Si was concentrated on the steel sheet surface.
[0074]
The annealing temperature was set to 650 ° C. lower than the specified value (700 to 900 ° C.) of the present invention. In No. 9, recrystallization and transformation did not occur, and not only the tensile properties were deteriorated, but also the shape freezing property was poor.
[0075]
The cooling rate CR1 after the annealing treatment was set to 1 ° C./s which was lower than the regulation (3 to 200 ° C./s) of the present invention. No. 6 and Comparative Example No. 6 in which the low-temperature holding temperature was set to 650 ° C. which was higher than the prescribed value (350 to 550 ° C.) of the present invention. In No. 2, pearlite transformation occurred during cooling or holding at low temperature, and the tensile properties deteriorated.
[0076]
In Comparative Example No. 1 in which the low-temperature holding time was 1 second shorter than the specified value (10 to 90 seconds) of the present invention. In No. 12, bainite transformation hardly occurred during low-temperature holding, most of austenite underwent martensitic transformation, and tensile properties deteriorated.
[0077]
The cooling rate CR2 after the alloying treatment was set to 1 ° C./s which was lower than the specified value (4 ° C./s or more) of the present invention. In No. 15, austenite was decomposed into ferrite and cementite during cooling, no martensite was formed, and the tensile properties were deteriorated.
[0078]
【The invention's effect】
The high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has excellent shape freezing property, plating adhesion and ductility, and has high strength, and is suitable as a member used for automobiles, buildings, electric appliances and the like. This steel sheet can be easily manufactured by the method of the present invention.

Claims

質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．５〜２．０％を含有し、かつ、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎが下記▲１▼式を満足し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．１％以下、Ｓが０．１％以下、Ｎが０．０２０％以下であり、さらに体積％でマルテンサイトを３〜５０％含有する鋼板の上に、質量％でＦｅ：７〜１５％を含有する亜鉛合金めっき層を備えることを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
２≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦４　　　　・・・▲１▼In mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.2% or less, Mn: 1.0 to 3.0%, Al: 0.5 to 2.0%, and Si, Al and Mn satisfy the following formula (1), and the balance consists of Fe and impurities. P in the impurities is 0.1% or less, S is 0.1% or less, and N is 0.020% or less. High-tensile alloyed hot-dip galvanizing characterized by comprising a zinc alloy plating layer containing 7 to 15% by mass of Fe on a steel plate containing 3 to 50% of martensite by volume. steel sheet.
2 ≦ Si (%) + Al (%) + Mn (%) ≦ 4 (1)

請求項１に記載の成分に加えて、さらに、質量％で、Ｎｉ：２．０％未満、Ｃｏ：２．０％未満およびＣｕ：１．０％未満のうちの何れか１種以上を含有し、かつ、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎが下記▲１▼式を満足し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．１％以下、Ｓが０．１％以下、Ｎが０．０２０％以下であり、さらに体積％でマルテンサイトを３〜５０％含有する鋼板の上に、質量％でＦｅ：７〜１５％を含有する亜鉛合金めっき層を備えることを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
２≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦４　　　　・・・▲１▼2. In addition to the component according to claim 1, further contains at least one of Ni: less than 2.0%, Co: less than 2.0%, and Cu: less than 1.0% by mass%. And Si, Al and Mn satisfy the following formula (1), the balance being Fe and impurities, P in the impurities is 0.1% or less, S is 0.1% or less, and N is 0.1% or less. 020% or less, and further comprising a zinc alloy plating layer containing 7 to 15% by mass Fe on a steel plate containing 3 to 50% martensite by volume. Galvanized steel sheet.
2 ≦ Si (%) + Al (%) + Mn (%) ≦ 4 (1)

請求項１又は２に記載の成分に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％未満、Ｎｂ：０．１％未満およびＶ：０．２％未満のうちの何れか１種以上を含有し、かつ、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎが下記▲１▼式を満足し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．１％以下、Ｓが０．１％以下、Ｎが０．０２０％以下であり、さらに体積％でマルテンサイトを３〜５０％含有する鋼板の上に、質量％でＦｅ：７〜１５％を含有する亜鉛合金めっき層を備えることを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
２≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦４　　　　・・・▲１▼In addition to the components according to claim 1 or 2, further, in mass%, at least one of Ti: less than 0.1%, Nb: less than 0.1%, and V: less than 0.2%. , And Si, Al and Mn satisfy the following formula (1), with the balance being Fe and impurities, where P in the impurities is 0.1% or less, S is 0.1% or less, and N is 0.020% or less, and further comprising a zinc alloy plating layer containing 7 to 15% by mass of Fe on a steel plate containing 3 to 50% of martensite by volume. Tension galvannealed steel sheet.
2 ≦ Si (%) + Al (%) + Mn (%) ≦ 4 (1)

請求項１〜３の何れかに記載の成分に加えて、さらに、質量％で、Ｍｏ：１．０％未満、Ｃｒ：１．０％未満およびＢ：０．０１％未満のうちの何れか１種以上を含有し、かつ、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎが下記▲１▼式を満足し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．１％以下、Ｓが０．１％以下、Ｎが０．０２０％以下であり、さらに体積％でマルテンサイトを３〜５０％含有する鋼板の上に、質量％でＦｅ：７〜１５％を含有する亜鉛合金めっき層を備えることを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
２≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）＋Ｍｎ（％）≦４　　　　・・・▲１▼In addition to the component according to any one of claims 1 to 3, any one of Mo: less than 1.0%, Cr: less than 1.0%, and B: less than 0.01% by mass%. At least one element is contained, and Si, Al and Mn satisfy the following formula (1), and the balance consists of Fe and impurities. P in the impurities is 0.1% or less and S is 0.1% or less. , N is 0.020% or less, and a zinc alloy plating layer containing 7 to 15% by mass Fe on a steel plate containing 3 to 50% martensite by volume. High tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
2 ≦ Si (%) + Al (%) + Mn (%) ≦ 4 (1)

請求項１〜４の何れかに記載の化学組成を有する鋼板に、下記（Ａ）〜（Ｆ）の処理を順次施すことを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（Ａ）７００〜９００℃の二相共存温度域で３０〜６００秒間焼鈍する処理
（Ｂ）３〜２００℃／秒の冷却速度で３５０〜５５０℃の温度域まで冷却する処理
（Ｃ）前記温度域で１０〜９０秒間保持する処理
（Ｄ）溶融亜鉛めっき浴に浸漬する処理
（Ｅ）４７０〜６００℃の温度域に５〜１８０秒間保持する処理
（Ｆ）４℃／秒以上の冷却速度で２５０℃以下まで冷却する処理A method for producing a high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet, comprising sequentially performing the following processes (A) to (F) on a steel sheet having the chemical composition according to claim 1.
(A) a process of annealing for 30 to 600 seconds in a two-phase coexisting temperature range of 700 to 900 ° C (B) a process of cooling to a temperature range of 350 to 550 ° C at a cooling rate of 3 to 200 ° C / sec (C) the temperature (D) Dipping in a hot-dip galvanizing bath (E) Treatment in a temperature range of 470 to 600 ° C. for 5 to 180 seconds (F) At a cooling rate of 4 ° C./sec or more Processing to cool to 250 ° C or less

前記（Ａ）の処理の前に、鋼板表面にＮｉを付着させることを特徴とする請求項５に記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。The method for producing a high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to claim 5, wherein Ni is attached to the surface of the steel sheet before the treatment (A).