JP3287270B2 - Manufacturing method of high strength galvannealed steel sheet - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明は、冷延鋼板を下地と
した、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。より詳
細には、プレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法に関する。[0001] The present invention relates to a method for producing a hot-dip galvanized steel sheet using a cold-rolled steel sheet as a base. More specifically, the present invention relates to a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent press formability.

【０００２】[0002]

【従来の技術】近年、燃費向上と排気ガス量低減の必要
性から、自動車の車体の軽量化が要求されてきた。ま
た、車体には塗装後の耐食性が要求される部品が多い。
そのため、自動車用部品の素材として、高強度合金化溶
融亜鉛めっき鋼板が多用されてきた。2. Description of the Related Art In recent years, there has been a demand for a reduction in the weight of an automobile body due to the necessity of improving fuel efficiency and reducing the amount of exhaust gas. Also, there are many parts that require corrosion resistance after painting in a vehicle body.
Therefore, high-strength galvannealed steel sheets have been widely used as materials for automotive parts.

【０００３】自動車用部品は、形状が複雑なものが多
く、また、製造に際しては、高い生産性が要求されるこ
とから、プレス成形により加工される場合が多い。しか
し、高強度鋼板は軟質鋼板に比べて、プレス成形性に劣
るという問題がある。具体的には、高強度鋼板はスプリ
ングバックが強く、形状凍結性が劣ることと、プレス成
形時の金型と鋼板の面圧が高くなるため、割れやしわが
発生しやすいことが挙げられる。[0003] Automobile parts often have complicated shapes, and in production, high productivity is required. Therefore, they are often processed by press molding. However, there is a problem that the high-strength steel sheet is inferior in the press formability as compared with the soft steel sheet. Specifically, a high-strength steel sheet has a strong springback and poor shape freezing property, and a high surface pressure between a metal mold and a steel sheet during press forming, so that cracks and wrinkles are easily generated.

【０００４】従来、高強度鋼板における形状凍結性を向
上させるために、降伏比の低い鋼板が製造されてきた。
これらの鋼板は、鋼板組織をフェライト相＋マルテンサ
イト相、フェライト相＋ベイナイト相あるいはフェライ
ト相＋マルテンサイト相＋ベイナイト相の複合組織（以
下、複合組織という）にすることで、高強度低降伏比の
材質が得られる。Conventionally, in order to improve the shape freezing property of a high-strength steel sheet, a steel sheet having a low yield ratio has been manufactured.
These steel sheets have a high-strength, low-yield ratio by forming the steel sheet into a composite structure of ferrite phase + martensite phase, ferrite phase + bainite phase or ferrite phase + martensite phase + bainite phase (hereinafter referred to as composite structure). Is obtained.

【０００５】しかし、連続溶融亜鉛めっきラインでは、
焼鈍後の冷却速度が比較的小さくなるので、このような
複合組織鋼板を得るのは困難である。特に、合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の場合は、めっき後、皮膜の合金化のた
めに鋼板を再加熱するため、非合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の場合よりも更に複合組織化が困難であり、また、鋼
板組織が、合金化処理温度や通板速度等の製造条件に影
響されるため、合金化処理後の材質が不安定になるとい
う問題もある。However, in a continuous hot-dip galvanizing line,
Since the cooling rate after annealing becomes relatively low, it is difficult to obtain such a composite structure steel sheet. In particular, in the case of an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, after plating, the steel sheet is reheated for alloying of the film, so that it is more difficult to form a composite structure than in the case of a non-alloyed hot-dip galvanized steel sheet, In addition, since the structure of the steel sheet is affected by manufacturing conditions such as an alloying temperature and a passing speed, there is a problem that the material after the alloying becomes unstable.

【０００６】従来、複合組織を有する溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法は、焼入性を向上させる成分を多く添加し
て、鋼板をフェライト＋オーステナイト二相域で焼鈍
し、その後、一定以上の冷却速度でめっき温度まで冷却
し、溶融亜鉛めっきおよび必要に応じて合金化処理し
て、複合組織を形成させる方法が一般的である（例え
ば、特開平5-179402号公報）。Conventionally, a method for producing a hot-dip galvanized steel sheet having a composite structure has been disclosed in which a steel composition is annealed in a ferrite + austenite two-phase region by adding many components for improving hardenability. In general, a method of cooling to a plating temperature, hot-dip galvanizing and, if necessary, alloying to form a composite structure (for example, JP-A-5-179402).

【０００７】しかし、むやみに添加成分を増やすこと
は、溶接性やめっき性等の特性に悪影響を与え、また、
製造コストを上昇させる結果となるため、あまり好まし
くない。そこで、添加成分をあまり増やさずに複合組織
を得る方法が開発された。[0007] However, unnecessarily increasing the additive component adversely affects properties such as weldability and plating property.
This is not preferred because it results in increased manufacturing costs. Accordingly, a method for obtaining a composite structure without increasing the amount of added components has been developed.

【０００８】例えば、特公昭62-40405号公報や特開平4-
173946号公報には、焼鈍後の冷却と合金化処理後の冷却
における最小冷却速度を規定する方法が開示されてい
る。また、特開平6-93340 号公報や特開平6-108152号公
報には、めっき前あるいは合金化処理前にMs点以下の温
度に冷却した後、再加熱して合金化処理する方法が開示
されているが、いずれも複合組織安定化の効果は不十分
である。For example, Japanese Patent Publication No. Sho 62-40405 and Japanese Unexamined Patent Publication No.
No. 173946 discloses a method for defining a minimum cooling rate in cooling after annealing and cooling after alloying treatment. Further, JP-A-6-93340 and JP-A-6-108152 disclose a method of cooling to a temperature below the Ms point before plating or alloying, and then reheating to perform an alloying treatment. However, in any case, the effect of stabilizing the composite tissue is insufficient.

【０００９】特開平5-105960号公報には、焼鈍後、500
〜600 ℃の温度域で30〜240sec保持した後、溶融めっき
を行い、複合組織を形成する方法が開示されている。同
様に、特開平8-134591号公報には、焼鈍後400 〜600 ℃
の温度域で5sec〜10min 保持した後、溶融亜鉛めっき、
Ac₁ 点以下の温度で合金化処理する方法、あるいは焼
鈍、溶融亜鉛めっき後、Ac₁ 点以下の温度で合金化処理
を行い、400 〜600 ℃の温度域で5sec〜10min 保持する
方法が開示されている。しかし、これらの方法は、添加
成分によっては必ずしも複合組織安定化の効果が充分で
はなく、また設備コストの増大を招き、生産性も低下す
る。JP-A-5-105960 discloses that after annealing, 500
A method of forming a composite structure by performing hot-dip plating after holding at a temperature range of 600600 ° C. for 30 to 240 seconds is disclosed. Similarly, JP-A-8-134591 discloses that after annealing, 400 to 600 ° C.
After holding for 5 sec to 10 min in the temperature range of
How to handle alloying Ac ₁ point below the temperature or the annealing, after hot-dip galvanizing is performed alloyed at temperatures below ₁ point Ac, 5Sec～10min method disclosed for holding in a temperature range of 400 to 600 ° C., Have been. However, these methods do not always have a sufficient effect of stabilizing the composite structure depending on the added components, increase the equipment cost, and lower the productivity.

【００１０】本発明者らの知見によれば、割れやしわを
防止してプレス成形性を向上させるためには、鋼板の材
質だけでなく、めっき皮膜の表面特性、特にめっき皮膜
表面の摩擦係数を低減することも必要である。According to the knowledge of the present inventors, in order to prevent cracks and wrinkles and to improve press formability, not only the material of the steel sheet but also the surface characteristics of the plating film, particularly the friction coefficient of the plating film surface, It is also necessary to reduce.

【００１１】しかし、前記の方法は、全て、複合組織の
形成のみに目的が置かれており、プレス成形性の向上を
目的としためっき皮膜の表面性状の改良については、特
に配慮がなされていない。However, all of the above-mentioned methods are intended only for the formation of a composite structure, and no particular consideration is given to the improvement of the surface properties of a plating film for the purpose of improving press formability. .

【００１２】また、本発明者らの検討によれば、前記特
開平8-134591号公報に記載される合金化処理後の高温域
での保持は、めっき皮膜の表面性状を劣化させるという
問題点があることもわかった。Further, according to the study of the present inventors, the problem that the holding in the high temperature range after the alloying treatment described in the above-mentioned Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-13491 deteriorates the surface properties of the plating film. I understood that there was.

【００１３】割れやしわを防止してプレス成形性を向上
させる手段として、めっき皮膜の構造を改良して、めっ
き皮膜表面の摩擦係数を低減させる方法がある。例え
ば、Fe系上層めっき皮膜を設ける方法が特開平2-243780
号公報に開示されているが、この方法は上層めっき皮膜
形成のための特別な設備を必要とし、また、製造コスト
の上昇を招く。As a means for preventing cracks and wrinkles and improving press formability, there is a method of improving the structure of a plating film to reduce the coefficient of friction of the plating film surface. For example, a method of providing an Fe-based upper plating film is disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-243780.
However, this method requires special equipment for forming the upper plating film, and increases the manufacturing cost.

【００１４】[0014]

【発明が解決しようとする課題】本発明は、このような
点を考慮して、前記特開平2-243780号公報に開示の方法
のような特別の上層めっきを行わなくても、合金化処理
後の材質安定性が良好で、降伏比が低く、加えて、めっ
き皮膜表面の摩擦係数が低いプレス成形性に優れた高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供すること
を目的とする。In view of the above, the present invention provides an alloying treatment without special upper plating as in the method disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-243780. It is an object of the present invention to provide a method for producing a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having good material stability afterwards, a low yield ratio, and a low coefficient of friction of the plating film surface and excellent press formability. .

【００１５】[0015]

【課題を解決するための手段】複合組織を有する溶融亜
鉛めっき鋼板を製造するためには、鋼板をフェライト＋
オーステナイト二相域で焼鈍し、その後、一定以上の冷
却速度でめっき温度まで冷却し、複合組織を形成させる
方法が一般的である。しかし、本発明者らの得た知見に
よると、めっき温度域における鋼板組織は、オーステナ
イト相からフェライト相、パーライト相およびベイナイ
ト相への変態が進行している途中であり、非平衡オース
テナイト相が残留している。この状態で再加熱して、め
っき皮膜の合金化処理を行うと、合金化処理中に、残留
していたオーステナイト相からフェライト相、パーライ
ト相への変態が進行してしまい、合金化処理後の冷却過
程において、ベイナイト相、マルテンサイト相に変態す
るためのオーステナイト相が残らなくなる。その結果、
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織は主としてフェラ
イト相とパーライト相の混合組織となりやすく、フェラ
イト相にベイナイト相やマルテンサイト相を含有した、
複合組織が形成されにくい。したがって、単に焼鈍後あ
るいは合金化処理後の冷却速度のみを大きくしても、複
合組織を形成する効果は不十分である。In order to produce a hot-dip galvanized steel sheet having a composite structure, the steel sheet must be ferrite +
A general method is to anneal in an austenite two-phase region and then cool to a plating temperature at a cooling rate of at least a certain level to form a composite structure. However, according to the findings obtained by the present inventors, the structure of the steel sheet in the plating temperature range is in the process of transformation from the austenite phase to the ferrite phase, the pearlite phase, and the bainite phase, and the non-equilibrium austenite phase remains. are doing. When reheating in this state and performing an alloying treatment on the plating film, during the alloying treatment, the transformation from the remaining austenite phase to a ferrite phase and a pearlite phase progresses, and after the alloying treatment, In the cooling process, an austenite phase for transforming into a bainite phase and a martensite phase does not remain. as a result,
The steel sheet structure of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet tends to be mainly a mixed structure of a ferrite phase and a pearlite phase, and the ferrite phase contains a bainite phase and a martensite phase.
It is difficult to form a composite structure. Therefore, simply increasing the cooling rate after annealing or after alloying treatment is not sufficient in forming a composite structure.

【００１６】そこで本発明では、合金化処理後の鋼板組
織を安定して複合組織とするために、鋼板成分および鋼
板の製造方法の両面から検討を加えた。また一方で、プ
レス成形性は鋼板の材質のみならず、めっき皮膜の表面
特性にも依存することを考慮して、めっき皮膜の摩擦係
数を低下させるような合金化処理条件も併せて検討し、
本発明を完成した。Therefore, in the present invention, in order to stabilize the structure of the steel sheet after the alloying treatment into a composite structure, studies have been made from both aspects of the steel sheet components and the method of manufacturing the steel sheet. On the other hand, considering that the press formability depends not only on the material of the steel sheet but also on the surface characteristics of the plating film, the alloying treatment conditions for lowering the friction coefficient of the plating film were also studied,
The present invention has been completed.

【００１７】前記課題を解決するための本発明の構成は
次のとおりである。 (1) 第一発明は、組成が重量％で、C ：0.06〜0.25％、
Mn：1.0 〜2.5 ％、Cr：0.05〜1.0 ％、P ：0.050％以
下、Sol.Al：0.010 〜0.100 ％、S ：0.01％以下、N ：
0.01％以下を含有し、あるいは更に、NbとTiのうちのい
ずれか一方または両方を合計で0.5 ％以下含有する鋼
を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛め
っきラインで焼鈍、溶融亜鉛めっきした後、合金化処理
を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに際し
て、焼鈍温度をAc₁点以上Ac₃点以下、焼鈍時間を30sec
以上90sec 以下として焼鈍後、5 ℃/sec以上の冷却速度
でめっき温度まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施した後、
420 ℃以下の温度に冷却して420℃以下の温度域で1sec
以上保持し、その後15℃/sec以上の昇温速度で500 ℃以
上580 ℃以下の温度域まで再加熱してめっき皮膜の合金
化を行い、200 ℃以下の温度域まで10℃/sec以上の冷却
速度で冷却することを特徴とする、プレス成形性に優れ
た高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。The structure of the present invention for solving the above problems is as follows. (1) In the first invention, the composition is represented by weight%, C: 0.06 to 0.25%,
Mn: 1.0 ~2.5%, Cr: 0.05~1.0%, P: 0.05 0% or less, Sol.Al: 0.010 ~0.100%, S : 0.01% or less, N:
After hot rolling, pickling, and cold rolling steel containing 0.01% or less, or further containing 0.5% or less of either or both of Nb and Ti, a continuous hot-dip galvanizing line After annealing, hot-dip galvanizing, subjected to alloying treatment, when producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, the annealing temperature is Ac ₁ point or more Ac ₃ points or less, annealing time is 30 seconds
After annealing as not less than 90 sec, it is cooled to the plating temperature at a cooling rate of 5 ° C./sec or more, and after performing hot-dip galvanizing,
Cool to a temperature of 420 ° C or less and 1sec in a temperature range of 420 ° C or less
Hold the above, then reheat to a temperature range of 500 ° C or more and 580 ° C or less at a heating rate of 15 ° C / sec or more to alloy the plating film, and 10 ° C / sec or more to a temperature range of 200 ° C or less. A method for producing a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent press formability, characterized by cooling at a cooling rate.

【００１８】(2) 第二発明は、前記の第一発明におい
て、鋼が、更にSi：0.8 ％以下、Mo：1.0 ％以下、B ：
0.0030％以下、V ：0.1 ％以下のうちから選んだ１種ま
たは２種以上を含有することを特徴とする、プレス成形
性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
である。(2) In the second invention, the steel according to the first invention further comprises Si: 0.8% or less, Mo: 1.0% or less, and B:
A method for producing a high-strength galvannealed steel sheet excellent in press formability, characterized by containing one or more kinds selected from 0.0030% or less and V: 0.1% or less.

【００１９】以下に本発明を詳細に説明する。まず、本
発明の鋼板の鋼成分の限定理由について述べる。Hereinafter, the present invention will be described in detail. First, the reasons for limiting the steel components of the steel sheet of the present invention will be described.

【００２０】C：0.06〜0.25％ C は、鋼板の強度を確保するとともに、焼入性を高め、
マルテンサイト相とベイナイト相を形成するために必要
不可欠な成分である。上記の効果を得るため0.06％を下
限とする。しかし、C の過剰な添加は溶接性および耐遅
れ破壊性を劣化させるため、上限を0.25％とする。C: 0.06 to 0.25% C not only secures the strength of the steel sheet but also enhances the hardenability,
It is an essential component for forming a martensite phase and a bainite phase. To obtain the above effects, the lower limit is set to 0.06%. However, excessive addition of C deteriorates weldability and delayed fracture resistance, so the upper limit is made 0.25%.

【００２１】Mn：1.0 〜2.5 ％ Mnは、固溶強化、結晶粒細粒化強化により鋼板の強度と
靭性を向上させるために必要な成分である。また、オー
ステナイト相を安定化させ、ベイナイト相、マルテンサ
イト相を生成して、鋼板組織を複合組織にする作用もあ
る。本発明では、上記の効果を得るために下限を1.0 ％
とし、2.5 ％越えて添加しても、効果が飽和し製造コス
トが高くなるため、上限を2.5 ％とする。Mn: 1.0 to 2.5% Mn is a component necessary for improving the strength and toughness of a steel sheet by solid solution strengthening and grain refinement strengthening. It also has the effect of stabilizing the austenite phase, generating the bainite phase and the martensite phase, and turning the steel sheet structure into a composite structure. In the present invention, the lower limit is set to 1.0% in order to obtain the above effect.
Even if added in excess of 2.5%, the effect is saturated and the production cost increases, so the upper limit is made 2.5%.

【００２２】Cr：0.05〜1.0 ％ Crは、Mnと同様にオーステナイト相を安定化させ、複合
組織の生成を容易にする。また、合金化処理中のオース
テナイト相からフェライト相、パーライト相への変態を
抑制する効果もある。0.05％未満では、その効果を発揮
しないため下限を0.05％とし、また、1.0 ％を越えて添
加すると、めっきのぬれ性に対しても有害であるため、
上限を1.0 ％とする。Cr: 0.05-1.0% Cr stabilizes the austenite phase like Mn and facilitates the formation of a composite structure. It also has an effect of suppressing transformation from an austenite phase to a ferrite phase and a pearlite phase during the alloying treatment. If it is less than 0.05%, the effect is not exhibited, so the lower limit is set to 0.05%, and if it exceeds 1.0%, it is harmful to the wettability of the plating.
The upper limit is 1.0%.

【００２３】P ：0.050 ％以下（好適範囲：0.025 〜0.
050 ％） P は、オーステナイト相を安定化させる効果があるが、
反面、鋼板の加工性、めっき密着性およびめっき皮膜の
合金化処理性を劣化させる。0.050 ％を越えて添加する
と、鋼板の加工性、めっき密着性およびめっき皮膜の合
金化処理性が劣化するため、上限を0.050 ％とする。下
限は特に規定しないが、0.025 ％以上ではオーステナイ
ト相を安定化させる効果が認められるので、好ましく
は、0.025％以上とする。P: 0.050% or less (preferable range: 0.025 to 0.25%)
050%) P has the effect of stabilizing the austenite phase,
On the other hand, it deteriorates the workability of the steel sheet, the plating adhesion, and the alloying property of the plating film. If added in excess of 0.050%, the workability of the steel sheet, the plating adhesion and the alloying property of the plating film deteriorate, so the upper limit is made 0.050%. Although the lower limit is not particularly defined, the effect of stabilizing the austenite phase is recognized at 0.025% or more, so that the lower limit is preferably 0.025% or more.

【００２４】Sol.Al：0.010 〜0.100 ％ Alは、鋼の脱酸を目的として添加されるが、所望の効果
を得るために下限を0.010 ％とし、0.10０％を越えて添
加しても前記効果が飽和するため、上限は0.100 ％とす
る。Sol. Al: 0.010 to 0.100% Al is added for the purpose of deoxidizing steel. To obtain the desired effect, the lower limit is set to 0.010%. Since the effect is saturated, the upper limit is 0.100%.

【００２５】S ：0.01％以下 S は、加工性の面で低い方が望ましく、上限を0.01％と
する。S: 0.01% or less S is desirably low in terms of workability, and the upper limit is made 0.01%.

【００２６】N ：0.01％以下 N は、加工性の面で低い方が望ましく、上限を0.01％と
する。N: 0.01% or less N is preferably low in terms of workability, and the upper limit is made 0.01%.

【００２７】Nb＋Ti：合計で0.5 ％以下 本発明の鋼板は、更に、必要に応じて、Nb、Tiの一方ま
たは両方が、Nb＋ Tiの合計で0.5 ％以下含有するもの
であってもよい。NbとTiは、炭化物を形成して組織を微
細化する。その結果、鋼板表面の結晶粒界密度が増大
し、めっき皮膜の合金化が促進される。すなわち、Nb、
Tiを添加しない場合と比較して、少ない熱量でめっき皮
膜を合金化することができる。その結果、合金化処理中
のオーステナイト相からフェライト相、パーライト相へ
の変態を抑制することができる。また、鋼板組織を微細
化することにより、強度を向上させる効果もある。しか
し、合計で0.5 ％を越える量を添加しても前記効果が飽
和するので、Nb＋Tiの合計の上限は0.5 ％とする。Nb + Ti: 0.5% or less in total The steel sheet of the present invention may further contain, if necessary, one or both of Nb and Ti in a total of 0.5% or less in total of Nb + Ti. Nb and Ti form carbides to refine the structure. As a result, the grain boundary density on the steel sheet surface increases, and alloying of the plating film is promoted. That is, Nb,
Compared to the case where Ti is not added, the plating film can be alloyed with a smaller amount of heat. As a result, transformation from the austenite phase to the ferrite phase and the pearlite phase during the alloying treatment can be suppressed. Further, there is also an effect of improving the strength by making the steel sheet structure finer. However, the effect is saturated even if the total amount exceeds 0.5%, so the upper limit of the total of Nb + Ti is set to 0.5%.

【００２８】本発明の鋼板は、更に、Si：0.8 ％以下、
Mo：1.0 ％以下、B ：0.0030％以下、V ：0.1 ％以下の
うちから選んだ１種または２種以上を含有するものであ
ってもよい。The steel sheet of the present invention further comprises: Si: 0.8% or less;
Mo: 1.0% or less, B: 0.0030% or less, V: 0.1% or less.

【００２９】Siは、従来より固溶強化元素として用いら
れており、鋼板の強化に有効である。反面、めっき性を
劣化させ、めっき皮膜の合金化を著しく遅延させるとい
う欠点がある。0.8 ％を越えて添加すると、めっき性の
劣化とめっき皮膜の合金化の遅延が顕著となるため、上
限を0.8 ％とする。Si has been conventionally used as a solid solution strengthening element and is effective for strengthening steel sheets. On the other hand, there is a disadvantage that the plating property is deteriorated and the alloying of the plating film is significantly delayed. If the addition exceeds 0.8%, the deterioration of the plating property and the delay of alloying of the plating film become remarkable, so the upper limit is made 0.8%.

【００３０】Mo：1.0 ％以下 Moは、オーステナイト相を安定化させ、複合組織の生成
を容易にする。また、合金化処理中のオーステナイト相
からフェライト相、パーライト相への変態を抑制する効
果もある。1.0 ％を越えて添加しても、前記効果が飽和
し製造コストが高くなるとともに、めっき皮膜の合金化
を遅延させるため、上限を1.0 ％とする。Mo: 1.0% or less Mo stabilizes the austenite phase and facilitates the formation of a composite structure. It also has an effect of suppressing transformation from an austenite phase to a ferrite phase and a pearlite phase during the alloying treatment. If the content exceeds 1.0%, the above effect is saturated and the production cost increases, and the alloying of the plating film is delayed, so the upper limit is made 1.0%.

【００３１】B ：0.0030％以下 B は、オーステナイト相を安定化させ、複合組織の生成
を容易にする。0.0030％を越えて添加しても、前記効果
が飽和し製造コストが高くなるとともに、めっき皮膜の
合金化を遅延させるため、上限を0.0030％とする。B: 0.0030% or less B stabilizes the austenite phase and facilitates formation of a composite structure. If the content exceeds 0.0030%, the effect is saturated and the production cost is increased, and alloying of the plating film is delayed, so the upper limit is made 0.0030%.

【００３２】V ：0.1 ％以下 V は、オーステナイト相を安定化させ、複合組織の生成
を容易にする。0.1 ％を越えて添加しても、前記効果が
飽和し製造コストが高くなるため、上限を0.1％とす
る。V: 0.1% or less V stabilizes the austenite phase and facilitates formation of a composite structure. If the content exceeds 0.1%, the effect is saturated and the production cost increases, so the upper limit is made 0.1%.

【００３３】次に、本発明の鋼板の製造条件の限定理由
について述べる。 焼鈍温度：Ac₁ 点以上Ac₃ 点以下 焼鈍は、冷間圧延組織とバンド組織を完全に解消し、均
質な組織にして鋼板の加工性を向上させるためと、鋼板
の形状を良好にするために行う。Next, the reasons for limiting the manufacturing conditions of the steel sheet of the present invention will be described. Annealing temperature: Ac ₁ point or more and Ac ₃ point or less Annealing completely eliminates the cold-rolled structure and band structure, improves the workability of the steel sheet to a homogeneous structure, and improves the shape of the steel sheet. To do.

【００３４】本発明では、高強度かつ低降伏比の鋼板を
製造するために、鋼板組織が複合組織になる必要があ
る。そのためには、焼鈍中はフェライト＋オーステナイ
トの二相組織になっている必要がある。これは、焼鈍
中、フェライト結晶界面にオーステナイト結晶が生成す
ることによって、その後の冷却過程で、このオーステナ
イト結晶がマルテンサイト相あるいはベイナイト相に変
態し、複合組織となるためである。焼鈍温度がAc₁ 点未
満では、オーステナイト結晶が生成せず、前記の作用が
働かないので、下限をAc₁ 点とする。Ac₃ 点を越える
と、結晶が粗大なオーステナイト結晶となり強度が低下
するため、上限をAc₃ 点とする。In the present invention, in order to produce a steel sheet having a high strength and a low yield ratio, the steel sheet needs to have a composite structure. For this purpose, it is necessary that a two-phase structure of ferrite + austenite is formed during annealing. This is because austenite crystals are formed at the ferrite crystal interface during annealing, and the austenite crystals are transformed into a martensite phase or a bainite phase in a subsequent cooling process to form a composite structure. If the annealing temperature is lower than the Ac ₁ point, no austenitic crystals are formed and the above-mentioned action does not work, so the lower limit is set to the Ac ₁ point. If it exceeds the Ac ₃ point, the crystal becomes coarse austenite crystal and the strength decreases, so the upper limit is set to Ac ₃ point.

【００３５】焼鈍時間：30sec 以上90sec 以下 前記したように、鋼板組織は、焼鈍中にフェライト＋オ
ーステナイトの二相組織になっている必要があるが、焼
鈍時間が30sec 未満では、オーステナイト結晶の生成は
不十分であり、前記の作用の効果が低下する。また、90
sec を越えて焼鈍しても、それ以上オーステナイト結晶
の生成が進行しない。したがって、下限を30sec 、上限
を90sec とする。Annealing time: 30 seconds or more and 90 seconds or less As described above, the steel sheet structure needs to have a two-phase structure of ferrite and austenite during annealing, but if the annealing time is less than 30 seconds, austenite crystals will not form. Insufficiently, the effect of the above-mentioned action is reduced. Also, 90
Even if annealing is performed for more than sec, generation of austenite crystals does not proceed any further. Therefore, the lower limit is 30 seconds and the upper limit is 90 seconds.

【００３６】焼鈍後の冷却速度：5 ℃/sec以上 フェライト＋オーステナイト二相域からの冷却速度が大
きいほど、複合組織の形成が容易になる。本発明の鋼板
の場合、冷却速度が5 ℃/sec未満では、複合組織が安定
して生成しない。したがって、下限を5 ℃/secとする。Cooling rate after annealing: 5 ° C./sec or more The higher the cooling rate from the ferrite + austenite two-phase region, the easier the formation of a composite structure. In the case of the steel sheet of the present invention, if the cooling rate is less than 5 ° C./sec, the composite structure is not stably generated. Therefore, the lower limit is 5 ° C / sec.

【００３７】溶融亜鉛めっき後の低温保持：420 ℃以下
で1sec以上（好適範囲：400 ℃以下で1sec以上） 連続式溶融亜鉛めっきラインでは、通常、溶融亜鉛めっ
きは450 ℃以上の温度域で行われるが、この時点での鋼
板組織は、オーステナイト相からベイナイト相への変態
が進行している途中である。そこで、めっき後、鋼板を
更に冷却して低温域に保持( 以下、低温保持) すること
によって、鋼板組織のオーステナイト相からベイナイト
相への変態を促進させ、ベイナイト相を安定化する。Low temperature holding after hot-dip galvanizing: 1 second or more at 420 ° C or less (preferable range: 1 second or more at 400 ° C or less) In a continuous hot-dip galvanizing line, hot-dip galvanizing is usually performed in a temperature range of 450 ° C or more. However, the structure of the steel sheet at this point is in the process of transformation from the austenite phase to the bainite phase. Therefore, after plating, the steel sheet is further cooled and kept in a low temperature region (hereinafter, kept at a low temperature), thereby promoting the transformation of the structure of the steel sheet from the austenite phase to the bainite phase and stabilizing the bainite phase.

【００３８】低温保持の保持温度が420 ℃を越えると、
ベイナイト相を安定化する効果が不十分になり、また42
0 ℃以下の温度域での保持時間が1sec未満では、やはり
上記効果が不十分となる。したがって、低温保持は、42
0 ℃以下の温度域で1sec以上保持することが必要であ
る。低温保持を400 ℃以下の温度域で1sec以上保持する
ことが、前記効果を発揮する上でより好ましい。When the holding temperature of the low-temperature holding exceeds 420 ° C.,
The effect of stabilizing the bainite phase was insufficient, and 42
If the holding time in the temperature range of 0 ° C. or lower is less than 1 second, the above-mentioned effect is still insufficient. Therefore, cryopreservation is 42
It is necessary to keep it for 1 sec or more in a temperature range of 0 ° C or less. It is more preferable to maintain the low-temperature holding for 1 second or more in a temperature range of 400 ° C. or less in order to exhibit the above effect.

【００３９】合金化温度：500 ℃以上580 ℃以下 470 〜580 ℃の温度域で合金化処理を行うと、他の温度
域で合金化処理を行った場合に比べて、合金化処理中に
おけるオーステナイト相の変態を抑制でき、オーステナ
イト相がより多く残留するため、合金化処理後の冷却過
程でマルテンサイト相やベイナイト相を安定して形成す
ることができる。また、500 〜600 ℃の温度域で合金化
処理を行うと、他の温度域で合金化処理を行った場合に
比べ、合金化処理後のめっき皮膜表面の摩擦係数が低下
する。Alloying temperature: 500 ° C. or more and 580 ° C. or less 470 to 580 ° C. when the alloying treatment is performed at a temperature range of 470 to 580 ° C. Since the transformation of the phase can be suppressed and the austenite phase remains more, the martensite phase and the bainite phase can be formed stably in the cooling process after the alloying treatment. Further, when the alloying treatment is performed in the temperature range of 500 to 600 ° C., the coefficient of friction of the plating film surface after the alloying treatment is reduced as compared with the case where the alloying treatment is performed in another temperature range.

【００４０】したがって、合金化温度が500 ℃未満で
は、合金化処理後のめっき皮膜表面の摩擦係数が増加
し、プレス成形性が悪化するため、下限を500 ℃とす
る。一方、580 ℃を越えた温度で合金化を行うと、合金
化処理中のオーステナイト相からフェライト相、パーラ
イト相への変態が進行し、合金化処理後に複合組織が形
成されにくいため、上限を580 ℃とする。Therefore, if the alloying temperature is lower than 500 ° C., the coefficient of friction of the plating film surface after the alloying treatment increases, and the press formability deteriorates. Therefore, the lower limit is set to 500 ° C. On the other hand, when alloying is performed at a temperature exceeding 580 ° C., the transformation from the austenite phase to the ferrite phase and the pearlite phase during the alloying process proceeds, and a composite structure is hardly formed after the alloying process. ° C.

【００４１】合金化処理前の昇温速度：15℃/sec以上 上記のとおり、本発明の最適な合金化温度は500 〜580
℃である。めっき後の低温保持を行った後、合金化温度
域まで昇温する際には、めっき皮膜の合金化が進行する
420 ℃以上500 ℃未満の温度域での滞留時間をできるだ
け短くすることが好ましい。昇温速度が15℃/sec未満で
は、500 ℃に達する前に、めっき皮膜の合金化が進行し
てしまい、合金化処理後のめっき皮膜表面の摩擦係数が
増加する。したがって、昇温速度の下限を15℃/secとす
る。Temperature rising rate before alloying treatment: 15 ° C./sec or more As described above, the optimum alloying temperature of the present invention is 500 to 580.
° C. When the temperature is raised to the alloying temperature range after maintaining the low temperature after plating, alloying of the plating film proceeds.
It is preferable to minimize the residence time in the temperature range from 420 ° C to less than 500 ° C. If the heating rate is less than 15 ° C / sec, the alloying of the plating film proceeds before reaching 500 ° C, and the coefficient of friction of the plating film surface after the alloying treatment increases. Therefore, the lower limit of the heating rate is set to 15 ° C./sec.

【００４２】合金化処理後の冷却速度：10℃/sec以上 焼鈍後の冷却速度と同様に、合金化処理後の冷却過程に
おいても、冷却速度が大きい方が複合組織の形成が容易
になる。また、前記の昇温過程と同様、冷却速度が小さ
いと、500 ℃以下の温度域でのめっき皮膜の合金化が進
行する。冷却速度が10℃/sec未満では、複合組織が安定
して生成せず、また、合金化処理後のめっき皮膜表面の
摩擦係数が増加するため、下限を10℃/secとする。Cooling rate after alloying treatment: 10 ° C./sec or more Like the cooling rate after annealing, in the cooling process after alloying processing, the higher the cooling rate, the easier the formation of a composite structure. As in the case of the above-mentioned temperature raising process, if the cooling rate is low, alloying of the plating film in a temperature range of 500 ° C. or less proceeds. If the cooling rate is less than 10 ° C./sec, the lower limit is set to 10 ° C./sec because the composite structure is not stably formed and the friction coefficient of the plating film surface after the alloying treatment increases.

【００４３】本発明の鋼板の場合、200 ℃まで冷却する
とオーステナイト 相からマルテンサイト 相への変態が終了する。した
がって、冷却過程において、200 ℃以下まで10℃/sec以
上の冷却速度を保つ必要がある。In the case of the steel sheet of the present invention, when the steel sheet is cooled to 200 ° C., the transformation from the austenite phase to the martensite phase is completed. Therefore, it is necessary to maintain a cooling rate of 10 ° C./sec or more to 200 ° C. or less in the cooling process.

【００４４】[0044]

【発明の実施の形態】本発明は、連続式溶融亜鉛めっき
ラインで、焼鈍とめっきを行う場合を対象としている。
合金化処理を行う設備については特に規定しないが、同
じ連続式溶融亜鉛めっきラインで行うのが、生産性の点
で有利である。DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS The present invention is directed to a case where annealing and plating are performed in a continuous hot-dip galvanizing line.
Although the equipment for performing the alloying treatment is not particularly limited, it is advantageous in terms of productivity to perform the same continuous galvanizing line.

【００４５】本発明の鋼の溶製、熱間圧延、酸洗、冷間
圧延、前記で規定しない溶融亜鉛めっき条件および合金
化処理条件等は特に限定されず、通常行われている方法
でよい。The smelting, hot rolling, pickling, cold rolling, hot-dip galvanizing conditions, alloying treatment conditions and the like not specified above of the steel of the present invention are not particularly limited, and may be any ordinary method. .

【００４６】溶融亜鉛めっき後の冷却方法に関しては、
特に限定されず、例えば、ガス冷却、ミスト冷却、ロー
ル冷却、水冷などの方法でよい。設備上可能であれば、
めっき後に付着量調整を行うワイピング設備を利用して
もよい。めっき後、一旦室温まで冷却してコイルに巻取
り、その後、別設備で合金化処理を施す方法も本発明に
含まれる。Regarding the cooling method after hot-dip galvanizing,
There is no particular limitation, and for example, a method such as gas cooling, mist cooling, roll cooling, or water cooling may be used. If equipment allows,
A wiping facility for adjusting the amount of adhesion after plating may be used. The present invention also includes a method of once cooling to room temperature after the plating, winding the coil around the coil, and then performing alloying treatment in another facility.

【００４７】めっき皮膜の合金化工程で、15℃/sec以上
の昇温速度で加熱する方法も特に限定されないが、一例
として、高周波誘導加熱炉を用いてもよい。In the alloying step of the plating film, the method of heating at a heating rate of 15 ° C./sec or more is not particularly limited. For example, a high frequency induction heating furnace may be used.

【００４８】[0048]

【実施例】本発明の実施例を以下に示す。表１に示す成
分組成と残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼（本発
明鋼：No.a〜e 、比較鋼：No.f〜g ）を溶製し、鋳造し
て得られた鋳片を板厚2.6mm に熱間圧延した。熱間圧延
は、仕上げ温度を900 ℃とし、650 ℃で巻き取った。そ
の後、酸洗し、更に冷間圧延して板厚1.0mm の鋼板を得
た。Embodiments of the present invention will be described below. A slab obtained by melting and casting a steel having the composition shown in Table 1 and the balance being Fe and unavoidable impurities (steel of the present invention: No. a to e, comparative steel: No. f to g) was used. It was hot rolled to a sheet thickness of 2.6 mm. The hot rolling was performed at a finishing temperature of 900 ° C. and wound at 650 ° C. Thereafter, the plate was pickled and cold rolled to obtain a steel plate having a thickness of 1.0 mm.

【００４９】[0049]

【表１】 [Table 1]

【００５０】次いで、前記で得た鋼板を、連続式溶融亜
鉛めっきラインにおいて、焼鈍、冷却し、めっき温度46
5 ℃で片面当たり60g/m²の溶融亜鉛めっきを両面に施し
た。めっき後、ガス冷却により鋼板を冷却した後、高周
波誘導加熱炉を用いて、合金化温度に加熱した。合金化
処理後、室温まで冷却し、コイルに巻き取った( 実験N
o.1、2 、4 〜16) 。また、実験No.3については、前記
と同様の条件でめっき後、一旦室温まで冷却してコイル
に巻取り、その後改めて合金化処理を施した。合金化処
理時間は、めっき皮膜中のFe濃度が9 〜11重量％になる
ように調整した。Next, the steel sheet obtained above was annealed and cooled in a continuous hot-dip galvanizing line to obtain a plating temperature of 46.
Hot-dip galvanizing of 60 g / m ² per side was applied to both sides at 5 ° C. After plating, the steel sheet was cooled by gas cooling, and then heated to an alloying temperature using a high-frequency induction heating furnace. After the alloying treatment, it was cooled to room temperature and wound around a coil (Experiment N
o.1,2,4-16). In Experiment No. 3, after plating under the same conditions as described above, the alloy was once cooled to room temperature, wound around a coil, and then subjected to another alloying treatment. The alloying treatment time was adjusted so that the Fe concentration in the plating film was 9 to 11% by weight.

【００５１】このようにして作製した供試材の材質と表
面特性を調査した。材質は、コイル幅方向に切り出した
JIS5号引張試験片によって、強度(TS)、降伏点(YP)を測
定し、降伏比YR(=YP/TS)を求めた。表面特性について
は、以下に記載する方法で表面の摩擦係数を測定した。The material and surface characteristics of the test material thus manufactured were investigated. Material cut out in coil width direction
The strength (TS) and the yield point (YP) were measured using a JIS No. 5 tensile test piece, and the yield ratio YR (= YP / TS) was determined. Regarding the surface characteristics, the friction coefficient of the surface was measured by the method described below.

【００５２】図１は、摩擦係数測定装置を示す正面図で
ある。図１に示すように、各供試材から採取した試料１
が、試料台２に固定され、試料台２は、水平稼動可能な
スライドテーブル３の上面に固定されている。スライド
テーブル３の下面には、これに接したローラ４を有する
上下方向に移動可能なスライドテーブル支持台５が設け
られ、これを押し上げることにより、ビード６による摩
擦係数測定用の試料１への押しつけ荷重N を測定するた
めの第一ロードセル７が、スライドテーブル支持台５に
取り付けられている。前記押しつけ荷重N を作用させた
状態で、スライドテーブル３を水平方向へ移動させた際
の摺動抵抗力F を測定するための第二ロードセル８が、
スライドテーブル３の水平方向の一方の端部に取り付け
られている。なお、潤滑油として、日本パーカライジン
グ社製ノックスラスト550HN を、試料1 の表面に塗布し
て試験を行った。FIG. 1 is a front view showing a friction coefficient measuring device. As shown in FIG. 1, sample 1 collected from each test material
Is fixed to the sample table 2, and the sample table 2 is fixed to the upper surface of a horizontally movable slide table 3. On the lower surface of the slide table 3, there is provided a vertically movable slide table support 5 having a roller 4 in contact with the slide table 3. By pushing up the slide table support 5, the bead 6 is pressed against the sample 1 for friction coefficient measurement. A first load cell 7 for measuring the load N is attached to the slide table support 5. The second load cell 8 for measuring the sliding resistance force F when the slide table 3 is moved in the horizontal direction while the pressing load N is applied,
The slide table 3 is attached to one end in the horizontal direction. In addition, as a lubricating oil, Noxlast 550HN manufactured by Nippon Parkerizing Co., Ltd. was applied to the surface of Sample 1 and a test was performed.

【００５３】供試材とビードとの摩擦係数μは式：μ＝
F/N から算出した。但し、押しつけ荷重N:400kgf、引き
抜き速度（スライドテーブル３の移動速度）：100cm/mi
n とした。The friction coefficient μ between the test material and the bead is expressed by the following equation: μ =
Calculated from F / N. However, pressing load N: 400kgf, pull-out speed (movement speed of slide table 3): 100cm / mi
n.

【００５４】図２は、使用したビードの形状・寸法を示
す概略斜視図である。ビード６の下面が試料１の表面に
押しつけられた状態で摺動する。図２に示すように、ビ
ード６は、摺動方向長さが12mm、幅が10mmで、その下面
形状は、摺動方向の中央に長さ3mm の平面を有し、その
前後は4.5mmRの曲面で構成されている。FIG. 2 is a schematic perspective view showing the shapes and dimensions of the beads used. The bead 6 slides while being pressed against the surface of the sample 1. As shown in FIG. 2, the bead 6 has a length in the sliding direction of 12 mm and a width of 10 mm, and has a bottom surface having a flat surface of 3 mm in the center in the sliding direction, and 4.5 mmR in front and rear thereof. It is composed of curved surfaces.

【００５５】表２に実施例の製造条件、材質および表面
特性を示す。また、図３に、本発明例の焼鈍から合金化
処理までの熱サイクルを示す。Table 2 shows the manufacturing conditions, materials and surface characteristics of the examples. FIG. 3 shows a thermal cycle from the annealing to the alloying treatment of the example of the present invention.

【００５６】[0056]

【表２】 [Table 2]

【００５７】表２の実験No.1〜3 、11〜14は本発明例で
ある。本発明例は、いずれも強度(TS)は60kg/mm²以上
で、降伏比（YR）は62％以下、摩擦係数は0.135 以下に
なっている。Experiment Nos. 1 to 3 and 11 to 14 in Table 2 are examples of the present invention. In each of the examples of the present invention, the strength (TS) is 60 kg / mm ² or more, the yield ratio (YR) is 62% or less, and the friction coefficient is 0.135 or less.

【００５８】Nbを添加したNo.11 、NbとTiを添加したN
o.12 、MoとB とV を添加したNo.14は、前記成分添加の
ないNo.1〜3 に比べて、降伏比（YR）はほぼ同じである
が、強度(TS)が高くなっている。これは、前記添加成分
が鋼板強度の向上に寄与したことによると考えられる。No. 11 added with Nb, Nb added with Nb and Ti
o.12, No. 14 to which Mo, B and V were added had the same yield ratio (YR) but higher strength (TS) than Nos. ing. This is considered to be because the added components contributed to the improvement of the steel sheet strength.

【００５９】Siを添加したNo.13 は、C 量が他の供試材
に比べて低目であるにもかかわらず、60kg/mm²以上の強
度(TS)が得られている。No. 13 to which Si was added had a strength (TS) of 60 kg / mm ² or more, though the C content was lower than that of the other test materials.

【００６０】また、めっき後、400 ℃以下の温度域で1s
ec以上の低温保持を行ったNo.1、3は、400 ℃を越える
温度域で1sec以上の低温保持を行ったNo.2に比べて、降
伏比（YR）が低くなっている。これは、めっき後の冷却
温度がより低いため、より多くのベイナイト相が形成さ
れたことによると考えられる。Further, after plating, for 1 s in a temperature range of 400 ° C. or less.
Nos. 1 and 3 which were kept at a low temperature of ec or more had lower yield ratios (YR) than No. 2 which was kept at a low temperature of 1 sec or more in a temperature range exceeding 400 ° C. This is considered to be because more bainite phase was formed because the cooling temperature after plating was lower.

【００６１】表２の実験No.4〜10、15、16は比較例であ
る。No.4は、焼鈍後の冷却速度が小さすぎたため、鋼板
組織が複合組織にならず、降伏比が高くなった。Experiment Nos. 4 to 10, 15, and 16 in Table 2 are comparative examples. In No. 4, since the cooling rate after annealing was too low, the steel sheet structure did not become a composite structure and the yield ratio was high.

【００６２】No.5、No.6は、めっき後の冷却後の低温保
持が不十分であったため、ベイナイト相が十分安定せ
ず、結果として降伏比が高くなった。In Nos. 5 and 6, the bainite phase was not sufficiently stabilized because the low-temperature holding after cooling after plating was insufficient, resulting in a high yield ratio.

【００６３】No.7は、合金化処理前の昇温速度が小さす
ぎたため、420 〜500 ℃の温度域の滞留時間が長くな
り、合金化処理後のめっき皮膜表面の摩擦係数が増大し
た。In No. 7, since the rate of temperature rise before the alloying treatment was too low, the residence time in the temperature range of 420 to 500 ° C. was increased, and the coefficient of friction of the plating film surface after the alloying treatment was increased.

【００６４】No.8は、合金化温度が高すぎたため、フェ
ライト相やパーライト相への変態が進行してしまい、降
伏比が高くなった。In No. 8, since the alloying temperature was too high, transformation to a ferrite phase or a pearlite phase progressed, and the yield ratio increased.

【００６５】No.9は、合金化温度が低すぎたため、合金
化処理後のめっき皮膜表面の摩擦係数が増大した。In No. 9, since the alloying temperature was too low, the coefficient of friction of the plating film surface after the alloying treatment was increased.

【００６６】No.10 は、合金化処理後の冷却速度が小さ
すぎたため、鋼板組織が複合組織にならず、降伏比が高
くなった。また、皮膜表面の摩擦係数が増大した。In No. 10, since the cooling rate after the alloying treatment was too low, the steel sheet structure did not become a composite structure and the yield ratio was high. Also, the coefficient of friction on the coating surface increased.

【００６７】No.15 は、鋼板中のMn濃度が低いために、
鋼板組織が複合組織にならず、降伏比が高くなった。No. 15 has a low Mn concentration in the steel sheet,
The steel plate structure did not become a composite structure, and the yield ratio was increased.

【００６８】No.16 は、鋼板中のCr濃度が低いために、
鋼板組織が複合組織にならず、降伏比が高くなった。No. 16 has a low Cr concentration in the steel sheet.
The steel plate structure did not become a composite structure, and the yield ratio was increased.

【００６９】[0069]

【発明の効果】以上に示したように、本発明によって、
鋼板組織が複合組織を有するため降伏比が低く、また、
めっき皮膜表面の摩擦係数が低い高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板を安定して得ることができる。As described above, according to the present invention,
Since the steel sheet structure has a composite structure, the yield ratio is low, and
A high-strength galvannealed steel sheet having a low coefficient of friction on the surface of a plating film can be stably obtained.

【００７０】本発明の鋼板は、表面に合金化溶融亜鉛め
っき皮膜を有しているために耐食性に優れ、高強度でか
つプレス成形性に優れているため、自動車部品をはじめ
多くのプレス成形により加工する用途に使用することが
できる。The steel sheet of the present invention has excellent corrosion resistance because it has an alloyed hot-dip galvanized film on its surface, and has high strength and excellent press formability. Can be used for processing applications.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

【図１】摩擦係数測定装置を示す概略正面図。FIG. 1 is a schematic front view showing a friction coefficient measuring device.

【図２】図１の摩擦係数測定装置のビード形状・寸法を
示す概略斜視図。FIG. 2 is a schematic perspective view showing a bead shape and dimensions of the friction coefficient measuring device of FIG.

【図３】本発明例の焼鈍から合金化処理までの熱サイク
ルを示す図。FIG. 3 is a view showing a heat cycle from annealing to alloying processing of the example of the present invention.

【符号の説明】[Explanation of symbols]

１ 試料 ２ 試料台 ３ スライドテーブル ４ ローラ ５ スライドテーブル支持台 ６ ビード ７ 第一ロードセル ８ 第二ロードセル ９ レール REFERENCE SIGNS LIST 1 sample 2 sample table 3 slide table 4 roller 5 slide table support 6 bead 7 first load cell 8 second load cell 9 rail

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ Ｃ２３Ｃ 2/02 Ｃ２３Ｃ 2/02 2/06 2/06 (72)発明者 山下 敬士 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C23C 2/00 - 2/40 C21D 8/02 C21D 9/46 C22C 38/00 301 C22C 38/38 ──────────────────────────────────────────────────の Continued on the front page (51) Int.Cl. ⁷ Identification symbol FI C23C 2/02 C23C 2/02 2/06 2/06 (72) Inventor Keishi Yamashita 1-1-2 Marunouchi, Chiyoda-ku, Tokyo Nippon Kokan Co., Ltd. (58) Field surveyed (Int.Cl. ⁷ , DB name) C23C 2/00-2/40 C21D 8/02 C21D 9/46 C22C 38/00 301 C22C 38/38

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】 組成が重量％で、C ：0.06〜0.25％、M
n：1.0 〜2.5 ％、Cr：0.05〜1.0 ％、P ：0.050％以
下、Sol.Al：0.010 〜0.100 ％、S ：0.01％以下、N ：
0.01％以下を含有し、あるいは更に、NbとTiのうちのい
ずれか一方または両方を合計で0.5 ％以下含有する鋼
を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛め
っきラインで焼鈍、溶融亜鉛めっきした後、合金化処理
を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに際し
て、焼鈍温度をAc₁点以上Ac₃点以下、焼鈍時間を30sec
以上90sec 以下として焼鈍後、5 ℃/sec以上の冷却速度
でめっき温度まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施した後、
420 ℃以下の温度に冷却して420 ℃以下の温度域で1sec
以上保持し、その後15℃/sec以上の昇温速度で500 ℃以
上580 ℃以下の温度域まで再加熱してめっき皮膜の合金
化を行い、200 ℃以下の温度域まで10℃/sec以上の冷却
速度で冷却することを特徴とする、プレス成形性に優れ
た高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。1. The composition in weight%, C: 0.06-0.25%, M
n: 1.0 ~2.5%, Cr: 0.05~1.0%, P: 0.05 0% or less, Sol.Al: 0.010 ~0.100%, S : 0.01% or less, N:
After hot rolling, pickling, and cold rolling steel containing 0.01% or less, or further containing 0.5% or less of either or both of Nb and Ti, a continuous hot-dip galvanizing line After annealing, hot-dip galvanizing, subjected to alloying treatment, when producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, the annealing temperature is Ac ₁ point or more Ac ₃ points or less, annealing time is 30 seconds
After annealing as not less than 90 sec, it is cooled to the plating temperature at a cooling rate of 5 ° C./sec or more, and after performing hot-dip galvanizing,
Cool to a temperature of 420 ° C or lower and 1 second in a temperature range of 420 ° C or lower
Hold the above, then reheat to a temperature range of 500 ° C or more and 580 ° C or less at a heating rate of 15 ° C / sec or more to alloy the plating film, and 10 ° C / sec or more to a temperature range of 200 ° C or less. A method for producing a high-strength galvannealed steel sheet having excellent press formability, characterized by cooling at a cooling rate. 【請求項２】 鋼が、更にSi：0.8 ％以下、Mo：1.0 ％
以下、B ：0.0030％以下、V ：0.1 ％以下のうちから選
んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする、
請求項１記載のプレス成形性に優れた高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法。2. The steel further contains Si: 0.8% or less, Mo: 1.0%.
Hereinafter, one or more selected from B: 0.0030% or less and V: 0.1% or less are contained.
The method for producing a high-strength galvannealed steel sheet having excellent press formability according to claim 1.