JP3497201B2 - Manufacturing method of high strength hot-dip galvanized steel sheet for deep drawing with excellent surface properties - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 【０００１】 【産業上の利用分野】本発明は、自動車内板等に使用さ
れ、表面性状及び深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板を製造する方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】自動車用鋼板として、安全性の向上，車
体重量の軽減，素材使用量の節減等から高強度鋼板が広
く使用されるようになってきている。自動車用高強度鋼
板のなかでも、たとえば寒冷期に道路の融雪剤に含まれ
る塩類による腐食を防止するため、耐食性を一層向上さ
せることが要求される。鋼板の耐食性は、Ｃｕ，Ｃｒ等
の合金元素を鋼中に添加する方法，鋼板表面に金属めっ
きを施す方法等で向上する。しかし、合金元素を添加す
る方法では、塩害等の過酷な腐食雰囲気に曝される使用
環境では所与の効果を期待できない。したがって、この
ような過酷な腐食環境に耐える耐食性を付与するため、
金属めっき、特に厚目付けが容易に且つ安価に行われる
溶融亜鉛めっきが通常採用されている。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】塗膜密着性及び溶接性
が要求される用途では、溶融亜鉛めっき後に合金化処理
を施すことが一般的に採用されている。しかし、合金化
溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス加工性、特に深絞り加工
性が劣っており、高度の成形加工を施すことができな
い。この点、耐食性に加えて加工性も優れためっき鋼板
を大量生産できる方法の確立が望まれている。また、高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、軟質鋼板に比較して
高強度を確保するため、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等の強化元素を
多量に含有している。強化元素の増量は、強度の向上に
有効であるが、溶融亜鉛めっき性に悪影響を与える。特
に、Ｓｉ，Ｍｎ等の固溶強化元素を含有している鋼板で
は、ピンホール，不めっき等のめっき欠陥やスケール模
様の表面肌荒れ等の欠陥が製品表面に発生し、表面品質
を劣化させ易い。その結果、外観不良及び耐食性不良を
原因として不合格になる割合が多く、製品の歩留りが高
い水準にあるものとはいえない現状である。 【０００４】本発明者等は、高強度合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の各種表面性状を改善するため、合金成分，熱延
条件，めっき条件等を種々調査・研究した。その過程
で、極低炭素Ｔｉ，Ｎｂ複合添加鋼にＭｎ，Ｐ，Ｂ等の
固溶強化元素を複合添加し、制御された条件下での熱間
圧延及び焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっきし、４５０〜
６００℃の温度域に１秒以上保持するとき、欠陥の少な
い合金化溶融亜鉛めっき層が形成されることを見い出
し、特開平２−１６３３４６号公報として紹介した。得
られた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、加工性にも
優れ、プレス加工時に二次加工割れを発生することもな
い。 【０００５】更に、特開平４−６６６５３号公報では、
同様な組成をもつ鋼板を高めの仕上げ温度及び低めの巻
取り温度で熱間圧延した後、７０％以上の高圧延率で冷
間加工し、次いで溶融めっき槽内で高温還元焼鈍すると
き、更に加工性の向上が図られることを紹介した。本発
明は、このような高強度溶融亜鉛めっき鋼板の加工性及
び耐食性に関する継続した調査・研究の過程で案出され
たものであり、溶融亜鉛めっき設備での温度管理及び雰
囲気制御によって、密着性に優れた溶融亜鉛めっき層を
鋼板表面に形成し、加工性及び耐食性が一層優れた高強
度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを目的とする。 【０００６】 【課題を解決するための手段】本発明の製造方法は、そ
の目的を達成するため、Ｃ：０．００１〜０．０１０重
量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：０．５〜３．０
重量％，Ｐ：０．０３〜０．３０重量％，Ｓ：０．０１
５重量％以下，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１００重
量％，Ｎ：０．００７重量％以下，Ｂ：０．０００２〜
０．００１０重量％，Ｔｉ：０．１０重量％以下及びＮ
ｂ：０．０１〜０．１０重量％を含有し、且つＴｉ％／
４８≧Ｃ％／１２＋Ｎ％／１４＋Ｓ％／３２を満足する
Ｔｉ−Ｎｂ複合含有極低炭素鋼スラブを１１５０〜１２
８０℃に加熱した後、Ａｒ₃変態点以上１０００℃以下
の温度で熱間圧延を終了し、４００〜６００℃で巻き取
り、冷間圧延後に連続溶融亜鉛めっきラインに通板し、
Ｈ₂濃度４０体積％以上の雰囲気において８００〜９０
０℃の温度範囲で還元加熱し、その後の冷却過程で亜鉛
めっき浴に浸漬する板温を５００〜６５０℃の温度範囲
に制御し、次いで溶融亜鉛めっきすることを特徴とす
る。 【０００７】次いで、本発明で規定した各種条件を説明
する。 ［素材鋼の成分］ Ｃ： 本発明で使用される鋼材に含まれているＣは、Ｔ
ｉＣ，ＮｂＣ等の炭窒化物として固定される。Ｃ含有量
が低いほど、深絞り性や延性に有利に働き、固定化元素
として使用するＴｉやＮｂ等の含有量も下げることがで
きる。この点で、Ｃ含有量の上限を０．０１０重量％に
設定し、Ｃ含有量に応じたＴｉ，Ｎｂ等の消費量増加を
抑え、鋼材コストの上昇を回避する。しかし、０．００
１重量％未満のＣ含有量は、製鋼工程において過度の脱
炭精練を必要とし、製造コストを上昇させる原因とな
る。したがって、本発明においては、０．００１〜０．
０１０重量％の範囲にＣ含有量を定めた。 【０００８】Ｓｉ： 鋼板の強度を向上させる上で有効
な合金元素である。しかし、含有量が２．０重量％を超
えると極端にめっき層の密着性が低下することから、Ｓ
ｉ含有量の上限を２．０重量％に規定した。 Ｍｎ： Ｓｉと同様に鋼板の強度を向上させる有効な合
金元素であり、含有量０．５重量％以上でＭｎの効果が
顕著になる。しかし、３．０重量％を超える多量のＭｎ
が含まれると、Ａ₃ 変態点が大きく低下し、焼鈍時に金
属組織のα→γ変態が促進される。その結果、再結晶過
程で形成された｛１１１｝方位の集合組織が損なわれ、
ランクフォード値（以下、ｒ値という）を低下させる。
したがって、必要とする加工性を確保するため、Ｍｎ含
有量の上限を３．０重量％に規定した。 【０００９】Ｐ： 鋼板の強度向上に有効に働く合金元
素であり、０．０３重量％以上でＰの効果が顕著にな
る。しかし、０．３０重量％を超える多量のＰが含有さ
れると、プレス加工時に二次加工割れが著しく発生する
と共に、連続式溶融亜鉛めっき装置内における合金化も
困難になる。 Ｓ： Ｍｎと結合して非金属介在物を形成し、プレス加
工時に加工割れ等の欠陥を発生させる有害元素である。
また、ＴｉＳを形成することから、Ｃの固定に必要なＴ
ｉの含有量を増大させ、鋼材コストを上昇させる原因に
もなる。したがって、本発明においては、Ｓ含有量の上
限を０．０１５重量％に規定した。 Ａｌ： 脱酸剤として添加される元素であり、０．００
５重量％以上の添加が必要とされる。しかし、０．１０
重量％を超える多量のＡｌを含有させると、Ａｌ₂ Ｏ₃
等の介在物が増加し、加工性及び表面品質を劣化させ
る。 【００１０】Ｎ： 鋼中に不可避的に含まれる不純物元
素であり、ＴｉＮとして固定されることによりｒ値が向
上する。Ｎ含有量が０．００７重量％を超えるようにな
ると、Ｎの安定化に必要なＴｉ量が増大し、鋼材コスト
の上昇を招く。したがって、本発明では、Ｎ含有量の上
限を０．００７重量％に規定した。 Ｂ： Ｐよりも優先的に結晶粒界に偏析し、Ｐ起因の粒
界脆化によってプレス成形性が劣化することを防止す
る。Ｐの粒界偏析を抑制し、良好なプレス成形性を確保
するためには、０．０００２重量％以上のＢを含むこと
が必要である。しかし、０．００１０重量％を超えて多
量のＢが含まれると、結晶粒の成長性が阻害され、鋼板
のｒ値及び延性が低下する。 【００１１】Ｔｉ： Ｓ，Ｎ及びＣを固定すると共に、
｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達させる上で、有
効な合金元素である。この作用を得るために、鋼材に含
まれているＳ，Ｎ及びＣの当量、すなわち（４８／１
２）×Ｃ％＋（４８／１４）×Ｎ％＋（４８／３２）×
Ｓ％以上の量でＴｉを含有させることが必要である。し
かし、０．１０重量％以上では、Ｔｉの増量に見合った
効果が得られず、却って鋼材コストを上昇させる原因と
なる。 Ｎｂ： 安定なＴｉの炭窒化物を核とし、熱間圧延時に
粗大なＴｉ，Ｎｂの複合炭化物を生成する。複合炭化物
の生成により、｛１１１｝方位の再結晶集合組織が一層
発達し易くなり、絞り性やｒ値の面内異方性が改善され
る。このようなＮｂの作用は、含有量が０．０１重量％
以上で顕著となり、０．１０重量％で飽和する。 【００１２】［製造条件］転炉，電気炉等において各合
金元素の含有量が調整された鋼材は、スラブに連続鋳造
される。スラブは、そのまま冷却されることなく直送さ
れ、或いは一旦冷却した鋳片を再加熱した後で、熱間圧
延に供される。熱延材は、冷間圧延工程を経て薄鋼板と
なる。 熱延条件：本発明で規定した組成をもつ鋼材は、熱延工
程におけるスラブ加熱条件を制御することによって、非
常に優れた深絞り性を呈する鋼板になる。すなわち、１
２８０℃未満の温度まで再加熱して熱間圧延するとき、
熱延材中の析出物及びその後の冷延焼鈍時における析出
物が調整され、深絞り性に有利な集合組織の形成が促さ
れる。熱延開始温度は、必要とする熱延仕上げ温度を確
保するために、下限が１１５０℃に設定される。 【００１３】熱間圧延は、｛１１１｝方位の再結晶集合
組織を成長させるために、Ａｒ₃ 変態点以上に熱延仕上
げ温度を設定する。熱延仕上げ温度がＡｒ₃ 変態点未満
になると、｛１１１｝方位の再結晶集合組織に悪影響を
与える熱延集合組織が生成し易くなる。熱延仕上げ温度
の上限は、１０００℃に設定される。熱延仕上げ温度が
１０００℃を超えると、熱延材の結晶粒径が大きくな
り、｛１１１｝方位をもった再結晶集合組織の核発生率
が冷間圧延時に減少する。その結果、焼鈍後のｒ値が低
下する。熱間圧延された板材は、４００〜６００℃の温
度範囲で巻き取られる。巻取り温度が６００℃よりも高
いと、熱延材の表面に生成したスケールの酸洗性が低下
する。逆に４００℃を下回る巻取り温度では、巻き取ら
れた鋼板に形状不良等の欠陥が発生し易くなる。 【００１４】溶融亜鉛めっき条件： 熱延材は、通常の酸洗で鋼板表面を清浄にした後、冷間
圧延される。得られた冷延板は、インライン焼鈍型連続
式溶融亜鉛めっき装置に導入される。ライン内の雰囲気
は、Ｈ₂濃度３０体積％以上の還元性雰囲気に維持され
る。この還元性雰囲気のＨ₂濃度３０体積％以上は、鋼
板表面に形成される溶融亜鉛めっき層にピンホール，不
めっき等の表面性状欠陥を発生させない上で重要な因子
である。Ｈ₂濃度が３０体積％未満では、図１に示して
いるように還元加熱温度及び亜鉛めっき浴への鋼板浸漬
温度（以下、これをインレット温度という）等の条件を
変化させても、ピンホール，不めっき等の欠陥発生が避
けられない。なお、本出願では、Ｈ₂濃度４０体積％以
上の雰囲気を発明特定要件として請求項に記載する。 【００１５】導入された冷延板は、還元性雰囲気中で８
００〜９００℃の温度範囲で加熱焼鈍される。還元加熱
温度が８００℃を下回ると、冷延板を溶融亜鉛めっき浴
に導入したときに鋼板表面に対する溶融亜鉛の濡れ付着
性が低下し、ピンホール，不めっき等の欠陥が解消され
ない。溶融亜鉛の濡れ付着性低下は、固溶強化元素Ｓ
ｉ，Ｍｎの酸化皮膜が鋼板表面に厚く生成し、溶融亜鉛
めっき処理時に厚い酸化皮膜が残存していることに由来
するものと推察される。他方、９００℃を超える還元加
熱温度では、｛１１１｝方位の再結晶集合組織がα→γ
変態に伴って消失し、ｒ値が劣化する。このようなこと
から、還元加熱焼鈍は、８００〜９００℃の温度範囲で
行うことが必要である。冷延板は、溶融亜鉛めっき浴に
導入される直前で、５００〜６５０℃のインレット温度
に維持することが必要である。５００℃未満のインレッ
ト温度では、図２に示すように還元加熱温度を変化させ
ても溶融亜鉛濡れ付着力が低下し、ピンホール，不めっ
き等の欠陥が鋼板表面に形成されることが避けられな
い。６５０℃を超えるインレット温度では、連続式溶融
亜鉛めっきラインにおいて表面傷が発生し易くなり、亜
鉛めっき浴の温度上昇に伴った亜鉛ヒューム等の放散が
活発化し操業上困難になる。 【００１６】 【実施例】所定の組成に調整した溶鋼を連続鋳造し、ス
ラブを得た。表１は本発明に従った組成をもつ鋼材であ
り、表２は比較用の鋼材である。各種鋼材に対し、それ
ぞれ表３及び表４に示した条件下の熱間圧延を施し、板
厚３．２ｍｍの熱延板を製造した。熱延板は、酸洗工程
及び冷間圧延工程を経て板厚０．８ｍｍの冷延鋼板とし
た後、表３及び表４に示した条件下で連続式溶融亜鉛め
っきラインで還元焼鈍し、片面当り６０ｇ／ｍ² の目付
け量で溶融亜鉛めっきを施した。 【００１７】 【表１】 【００１８】 【表２】【００１９】 【表３】【００２０】 【表４】【００２１】溶融亜鉛めっきされた鋼板に対し、インラ
インでめっき層を合金化処理した後、伸び率０．８％の
スキンパス圧延を行った。得られた溶融亜鉛めっき鋼板
は、表５及び表６に示す引張り特性，耐二次加工脆性及
び表面性状をもっていた。引張り特性の調査には、ＪＩ
Ｓ Ｚ２２０１に規定されている５号試験片を使用し
た。耐二次加工脆性は、図３に示す手順で調査した。す
なわち、直径９０ｍｍに打ち抜いた素材を使用し、絞り
比２．７３の三段絞りで直径３３ｍｍの平底円筒カップ
に成形した。カップ底部から３５ｍｍの位置で平底円筒
カップを切断し、円筒成形されたカップ上部から先端角
６０度のポンチを徐々に押し込み、カップを圧潰した。
そして、脆性割れが発生しない最低温度を縦割れ限界温
度として測定し、この温度に基づいて耐二次加工脆性を
評価した。めっき鋼板の表面性状は、肌荒れ，欠陥発生
等に関して鋼板表面を観察し、観察結果を相対評価し
た。 【００２２】 【表５】【００２３】 【表６】【００２４】表６にみられるように、試験番号Ｂ１〜Ｂ
４の溶融亜鉛めっき鋼板は、本発明で規定した素材の成
分に関する要件を満足し、３９０Ｎ／ｍｍ² 級以上の高
強度を示し、ｒ値も１．３以上と高くなっている。しか
し、溶融亜鉛めっき条件が本発明で規定した範囲を外れ
ることから、表面肌荒れやピンホール，不めっき等の欠
陥が発生し、表面性状に劣るものであった。試験番号Ｂ
５〜Ｂ７の溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｓｉ，Ｃ及びＭｎ含
有量の何れかが本発明で規定した範囲を外れ、溶融亜鉛
めっき条件も本発明で規定した範囲を外れることから、
ｒ値や靭性に劣り、表面肌荒れやピンホール，不めっき
等の表面性状に問題があった。 【００２５】Ｐ含有量が過剰な試験番号８及びＢ含有量
が過剰な試験番号Ｂ９溶融亜鉛めっき鋼板は、３９０Ｎ
／ｍｍ² 以上の高強度及び１．３以上のｒ値を示してい
るものの、耐二次加工脆性に劣っていた。また、試験番
号１０の溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延条件及びめっき条
件共に本発明で規定した要件を満足するものの、Ｂを含
んでいないことから縦割れ限界温度が大幅に高くなって
おり、耐二次加工脆性に劣っていた。同様な傾向は、Ｐ
を過剰に含む試験番号８でもみられた。これに対し、本
発明に従ったＡグループの溶融亜鉛めっき鋼板は、表５
に示されているように大きな延性の低下もなく、３９０
Ｎ／ｍｍ² 以上の高強度及び１．３以上のｒ値を示して
いる。また、耐二次加工脆性も、縦割れ限界温度で−４
０℃以下と良好であり、しかも表面肌荒れやピンホー
ル，不めっき等の欠陥がない良好な表面品質をもってい
た。 【００２６】表５と表６との対比から明らかなように、
優れた加工性及び表面品質の双方を兼ね備えさせるため
には、素材の成分，製造条件及び溶融亜鉛めっき条件を
本発明で規定した範囲に維持することが必要である。そ
して、素材成分及び溶融亜鉛めっき条件の何れかが条件
を満足されないと、加工性及び／又は表面品質に劣った
めっき鋼板となる。また、表面性状が良好な領域を、還
元性雰囲気中のＨ₂ 濃度及び還元加熱温度との関係で調
べたところ図１に示す関係、インレット温度と還元加熱
温度との関係で調べたところ図２に示す関係がそれぞれ
成立していた。図１及び図２から、良好な表面品質をも
つ溶融亜鉛めっき層を鋼板表面に形成するためには、Ｈ
₂ 濃度，還元加熱温度及びインレット温度との間に特定
の関係があることが判る。 【００２７】 【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、素材の組成，製造条件及び溶融亜鉛めっき条件を特
定された条件下で組み合わせることにより、表面品質が
良好な溶融亜鉛めっき層をもち、加工性及び耐食性に優
れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造している。得られ
た高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、その優れた性質を活か
し、安全性，軽量化等を図った自動車用鋼板を始めとし
て広範な分野で使用される。Description: BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent surface properties and deep drawability, which is used for an automobile inner plate or the like. 2. Description of the Related Art High-strength steel sheets have been widely used as automotive steel sheets because of their improved safety, reduced vehicle body weight, and reduced material usage. Among high-strength steel sheets for automobiles, it is required to further improve corrosion resistance in order to prevent corrosion caused by salts contained in a snow melting agent for roads, for example, in a cold season. The corrosion resistance of a steel sheet is improved by a method of adding alloy elements such as Cu and Cr to the steel, a method of applying metal plating to the surface of the steel sheet, and the like. However, the method of adding an alloy element cannot expect a given effect in a use environment exposed to a severe corrosive atmosphere such as salt damage. Therefore, in order to provide corrosion resistance to withstand such severe corrosive environment,
Metal plating, particularly hot-dip galvanizing, which can be easily and inexpensively thickened, is usually employed. [0003] In applications where coating film adhesion and weldability are required, it is generally employed to perform an alloying treatment after galvanizing. However, the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is inferior in press workability, particularly deep drawability, and cannot be subjected to a high degree of forming work. In this regard, it is desired to establish a method for mass-producing plated steel sheets having excellent workability in addition to corrosion resistance. Further, a high-strength galvannealed steel sheet contains a large amount of strengthening elements such as Si, Mn, and P in order to ensure high strength as compared with a soft steel sheet. Increasing the amount of the strengthening element is effective for improving the strength, but adversely affects the hot-dip galvanizing property. In particular, in a steel sheet containing a solid solution strengthening element such as Si or Mn, plating defects such as pinholes and non-plating and defects such as surface roughness of the scale pattern are generated on the product surface, and the surface quality is easily deteriorated. . As a result, the rate of rejection due to poor appearance and poor corrosion resistance is high, and the current situation is that the yield of products cannot be said to be at a high level. The present inventors have conducted various investigations and researches on alloy components, hot rolling conditions, plating conditions, and the like in order to improve various surface properties of a high-strength galvannealed steel sheet. In the process, a solid solution strengthening element such as Mn, P, B, etc. is added to the ultra-low carbon Ti, Nb composite-added steel in a complex manner, subjected to hot rolling and annealing under controlled conditions, and then hot-dip galvanized. And 450-
It has been found that an alloyed hot-dip galvanized layer with few defects is formed when it is kept at a temperature of 600 ° C. for 1 second or more, and introduced as JP-A-2-163346. The resulting high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet has excellent workability and does not cause secondary working cracks during press working. [0005] Further, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 4-66653,
After hot rolling a steel sheet having a similar composition at a higher finishing temperature and a lower winding temperature, cold working at a high rolling rate of 70% or more, and then performing high-temperature reduction annealing in a hot-dip galvanizing tank, He introduced that workability can be improved. The present invention was devised in the course of continuous research and research on the workability and corrosion resistance of such high-strength hot-dip galvanized steel sheet. An object of the present invention is to form a hot-dip galvanized steel sheet having excellent workability and corrosion resistance by forming a hot-dip galvanized layer having excellent heat resistance on a steel sheet surface. According to the production method of the present invention, in order to achieve the object, C: 0.001 to 0.010% by weight, Si: 2.0% by weight or less, Mn: 0% or less. 0.5-3.0
% By weight, P: 0.03 to 0.30% by weight, S: 0.01
5 wt% or less, acid-soluble Al: 0.005 to 0.100 wt%, N: 0.007 wt% or less, B: 0.0002 to
0.0010% by weight, Ti: 0.10% by weight or less and N
b: contains 0.01 to 0.10% by weight, and contains Ti% /
The ultra-low carbon steel slab containing Ti-Nb composite satisfying 48 ≧ C% / 12 + N% / 14 + S% / 32 is 1150-12
After heating to 80 ° C., the hot rolling is completed at a temperature not lower than the Ar ₃ transformation point and not higher than 1000 ° C., wound up at 400 to 600 ° C., passed through a continuous hot-dip galvanizing line after cold rolling,
800 to 90 in an atmosphere having a H ₂ concentration of 40% by volume or more.
It is characterized by performing reduction heating in a temperature range of 0 ° C., controlling the temperature of a sheet immersed in a galvanizing bath in the subsequent cooling process to a temperature range of 500 to 650 ° C., and then performing hot dip galvanizing. Next, various conditions specified in the present invention will be described. [Components of Material Steel] C: C contained in the steel material used in the present invention is T
It is fixed as a carbonitride such as iC or NbC. The lower the C content, the more advantageous the deep drawability and ductility, and the lower the content of Ti, Nb, etc. used as the fixing element. In this regard, the upper limit of the C content is set to 0.010% by weight, thereby suppressing an increase in the consumption of Ti, Nb, etc. according to the C content, and avoiding an increase in steel material cost. However, 0.00
If the C content is less than 1% by weight, excessive decarburization scouring is required in the steel making process, which causes an increase in production cost. Therefore, in the present invention, 0.001-0.
The C content was determined in the range of 010% by weight. [0008] Si: an alloy element effective for improving the strength of a steel sheet. However, if the content exceeds 2.0% by weight, the adhesion of the plating layer is extremely reduced.
The upper limit of the i content was set to 2.0% by weight. Mn: Like Si, it is an effective alloying element for improving the strength of a steel sheet. When the content is 0.5% by weight or more, the effect of Mn becomes remarkable. However, a large amount of Mn exceeding 3.0% by weight
Is contained, the A ₃ transformation point is greatly reduced, and the α → γ transformation of the metal structure is promoted during annealing. As a result, the texture of the {111} orientation formed during the recrystallization process is damaged,
Decrease the Rankford value (hereinafter referred to as r value).
Therefore, in order to secure required workability, the upper limit of the Mn content is set to 3.0% by weight. P: An alloying element that effectively works to improve the strength of the steel sheet. The effect of P becomes remarkable at 0.03% by weight or more. However, when a large amount of P exceeding 0.30% by weight is contained, secondary working cracks are remarkably generated during press working, and alloying in a continuous hot-dip galvanizing apparatus becomes difficult. S: A harmful element that forms nonmetallic inclusions by combining with Mn and generates defects such as work cracks during press working.
In addition, since TiS is formed, T required for fixing C is required.
It also increases the content of i and increases the cost of steel. Therefore, in the present invention, the upper limit of the S content is set to 0.015% by weight. Al: an element added as a deoxidizing agent, 0.00
An addition of 5% by weight or more is required. However, 0.10
When a large amount of Al is contained, the Al ₂ O ₃
Inclusions increase the workability and surface quality. N: An impurity element inevitably contained in steel, and the r value is improved by being fixed as TiN. When the N content exceeds 0.007% by weight, the amount of Ti necessary for stabilizing N increases, and the cost of steel material increases. Therefore, in the present invention, the upper limit of the N content is set to 0.007% by weight. B: Segregates preferentially at crystal grain boundaries over P to prevent press formability from deteriorating due to grain boundary embrittlement caused by P. In order to suppress grain boundary segregation of P and secure good press-formability, it is necessary to contain 0.0002% by weight or more of B. However, when a large amount of B is contained in excess of 0.0010% by weight, the growth of crystal grains is hindered, and the r value and ductility of the steel sheet decrease. Ti: While fixing S, N and C,
It is an effective alloying element for developing a {111} orientation recrystallization texture. In order to obtain this effect, the equivalents of S, N and C contained in the steel material, that is, (48/1
2) x C% + (48/14) x N% + (48/32) x
It is necessary to contain Ti in an amount of S% or more. However, if the content is 0.10% by weight or more, the effect corresponding to the increase of Ti cannot be obtained, which may rather increase the cost of steel material. Nb: Stable Ti carbonitride is used as a nucleus, and coarse composite carbide of Ti and Nb is generated during hot rolling. By the formation of the composite carbide, the recrystallization texture of the {111} orientation is more easily developed, and the drawability and the in-plane anisotropy of the r value are improved. The effect of such Nb is that the content is 0.01% by weight.
It becomes remarkable above, and saturates at 0.10% by weight. [Manufacturing conditions] In a converter, an electric furnace or the like, a steel material whose content of each alloy element is adjusted is continuously cast into a slab. The slab is directly sent without cooling, or is subjected to hot rolling after re-heating the once cooled slab. The hot-rolled material becomes a thin steel sheet through a cold rolling process. Hot rolling conditions: A steel material having the composition specified in the present invention becomes a steel sheet exhibiting extremely excellent deep drawability by controlling the slab heating conditions in the hot rolling process. That is, 1
When reheating to a temperature below 280 ° C and hot rolling,
The precipitate in the hot-rolled material and the precipitate during the subsequent cold rolling annealing are adjusted, and the formation of a texture advantageous for deep drawability is promoted. The lower limit of the hot rolling start temperature is set to 1150 ° C. in order to secure a required hot rolling finishing temperature. In the hot rolling, the hot rolling finishing temperature is set to be equal to or higher than the Ar ₃ transformation point in order to grow a {111} orientation recrystallization texture. When the hot-rolling finishing temperature is lower than the Ar ₃ transformation point, a hot-rolled texture that adversely affects the {111} orientation recrystallization texture is likely to be generated. The upper limit of the hot rolling finishing temperature is set to 1000 ° C. When the hot-rolling finishing temperature exceeds 1000 ° C., the crystal grain size of the hot-rolled material increases, and the nucleation rate of the recrystallized texture having a {111} orientation decreases during cold rolling. As a result, the r value after annealing decreases. The hot-rolled sheet material is wound up in a temperature range of 400 to 600 ° C. When the winding temperature is higher than 600 ° C., the pickling property of the scale formed on the surface of the hot-rolled material is reduced. Conversely, if the winding temperature is lower than 400 ° C., defects such as poor shape are likely to occur in the wound steel sheet. Hot-dip galvanizing conditions: The hot-rolled material is cold-rolled after the surface of the steel sheet is cleaned by ordinary pickling. The obtained cold rolled sheet is introduced into an in-line annealing type continuous hot-dip galvanizing apparatus. The atmosphere in the line is maintained as a reducing atmosphere having an H ₂ concentration of 30% by volume or more. The H ₂ concentration of 30% by volume or more in the reducing atmosphere is an important factor in preventing the occurrence of surface property defects such as pinholes and non-plating in the hot-dip galvanized layer formed on the surface of the steel sheet. When the H ₂ concentration is less than 30% by volume, as shown in FIG. 1, even if the conditions such as the reduction heating temperature and the temperature at which the steel sheet is immersed in the galvanizing bath (hereinafter referred to as the inlet temperature) are changed, Inevitably, defects such as non-plating occur. In the present application, it is described in claim of H ₂ concentration of 40% by volume or more of the atmosphere as an invention specific requirements. [0015] The introduced cold rolled sheet is placed in a reducing atmosphere for 8 hours.
Heat annealing is performed in a temperature range of 00 to 900 ° C. When the reduction heating temperature is lower than 800 ° C., when the cold-rolled sheet is introduced into the hot-dip galvanizing bath, the wet adhesion of the molten zinc to the steel sheet surface decreases, and defects such as pinholes and non-plating cannot be eliminated. The decrease in wet adhesion of molten zinc is caused by the solid solution strengthening element S
It is presumed that the oxide film of i and Mn is formed thickly on the surface of the steel sheet, and the thick oxide film remains during the hot-dip galvanizing treatment. On the other hand, at a reduction heating temperature exceeding 900 ° C., the recrystallization texture of the {111} orientation changes from α → γ
It disappears with the transformation, and the r value deteriorates. For this reason, it is necessary to perform the reduction heating annealing in a temperature range of 800 to 900 ° C. The cold-rolled sheet needs to be maintained at an inlet temperature of 500 to 650 ° C just before being introduced into the hot-dip galvanizing bath. At an inlet temperature of less than 500 ° C., as shown in FIG. 2, even if the reduction heating temperature is changed, the molten zinc wet adhesion decreases, and defects such as pinholes and non-plating are prevented from being formed on the steel sheet surface. Absent. At an inlet temperature exceeding 650 ° C., surface flaws are apt to occur in the continuous hot-dip galvanizing line, and the diffusion of zinc fume and the like accompanying the rise in the temperature of the galvanizing bath becomes active, making operation difficult. EXAMPLE A slab was obtained by continuously casting molten steel adjusted to a predetermined composition. Table 1 is a steel having the composition according to the present invention, and Table 2 is a steel for comparison. Various steel materials were subjected to hot rolling under the conditions shown in Tables 3 and 4, respectively, to produce hot-rolled sheets having a thickness of 3.2 mm. The hot-rolled sheet is subjected to a pickling step and a cold rolling step to form a 0.8 mm-thick cold-rolled steel sheet, and then subjected to reduction annealing in a continuous galvanizing line under the conditions shown in Tables 3 and 4, Hot-dip galvanizing was applied at a basis weight of 60 g / m ² per side. [Table 1] [Table 2] [Table 3] [Table 4] The galvanized steel sheet was subjected to in-line alloying treatment with a plating layer, and then subjected to skin pass rolling at an elongation of 0.8%. The resulting hot-dip galvanized steel sheet had the tensile properties, secondary work brittleness resistance and surface properties shown in Tables 5 and 6. For the investigation of tensile properties, JI
No. 5 test piece specified in SZ2201 was used. The secondary work brittleness resistance was investigated by the procedure shown in FIG. That is, using a blank punched to a diameter of 90 mm, a three-stage drawing with a drawing ratio of 2.73 was used to form a flat-bottomed cylindrical cup with a diameter of 33 mm. The flat-bottomed cylindrical cup was cut at a position 35 mm from the bottom of the cup, and a punch having a tip angle of 60 ° was gradually pushed in from the top of the cylindrically formed cup to crush the cup.
Then, the lowest temperature at which no brittle cracking occurred was measured as the vertical cracking limit temperature, and the secondary working brittleness resistance was evaluated based on this temperature. Regarding the surface properties of the plated steel sheet, the steel sheet surface was observed with respect to surface roughness, occurrence of defects, and the like, and the observation results were relatively evaluated. [Table 5] [Table 6] As shown in Table 6, test numbers B1 to B
The hot-dip galvanized steel sheet No. 4 satisfies the requirements for the components of the raw material specified in the present invention, has a high strength of 390 N / mm ² class or higher, and has an r value as high as 1.3 or higher. However, since the hot-dip galvanizing conditions were out of the range specified in the present invention, defects such as surface roughening, pinholes, and non-plating occurred, resulting in poor surface properties. Test number B
In the hot-dip galvanized steel sheets of Nos. 5 to B7, any one of the Si, C and Mn contents is out of the range specified in the present invention, and the hot-dip galvanizing condition is also out of the range specified in the present invention.
Inferior in r value and toughness, there were problems in surface properties such as surface roughness, pinholes, and non-plating. Test No. 8 with an excessive P content and Test No. B9 with an excessive B content were galvanized steel sheets of 390 N
/ Mm ² or more and an r value of 1.3 or more, but poor in secondary work brittleness resistance. Further, although the hot-dip galvanized steel sheet of Test No. 10 satisfies the requirements specified in the present invention in both hot rolling conditions and plating conditions, since it does not contain B, the vertical crack limit temperature is significantly higher, It was inferior in secondary work brittleness. A similar trend is P
In Test No. 8 containing an excess of On the other hand, the hot-dip galvanized steel sheet of Group A according to the present invention is shown in Table 5
No significant decrease in ductility as shown in FIG.
It shows high strength of N / mm ² or more and r value of 1.3 or more. In addition, the secondary work brittleness resistance is -4 at the vertical crack limit temperature.
It was as good as 0 ° C. or less, and had good surface quality without defects such as surface roughness, pinholes, and non-plating. As is clear from the comparison between Table 5 and Table 6,
In order to have both excellent workability and surface quality, it is necessary to maintain the components of the material, the manufacturing conditions and the hot-dip galvanizing conditions within the ranges specified in the present invention. If any of the raw material components and the hot-dip galvanizing conditions do not satisfy the conditions, a plated steel sheet having poor workability and / or surface quality is obtained. In addition, when a region having a good surface property was examined in relation to the H ₂ concentration in the reducing atmosphere and the reduction heating temperature, the relationship shown in FIG. 1 and the relationship between the inlet temperature and the reduction heating temperature were examined. The relationships shown in FIG. From FIG. 1 and FIG. 2, in order to form a hot-dip galvanized layer having good surface quality on the steel sheet surface,
₂ It can be seen that there is a specific relationship between the concentration, the reduction heating temperature, and the inlet temperature. As described above, in the present invention, by combining the composition of the material, the manufacturing conditions and the hot-dip galvanizing conditions under specified conditions, the hot-dip galvanized steel having a good surface quality is obtained. Manufactures high-strength hot-dip galvanized steel sheets with layers and excellent workability and corrosion resistance. The obtained high-strength hot-dip galvanized steel sheet is used in a wide range of fields, such as a steel sheet for automobiles, which has taken advantage of its excellent properties to achieve safety and weight reduction.

【図面の簡単な説明】 【図１】 還元性雰囲気中のＨ₂ 濃度及び還元加熱温度
が溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状に及ぼす影響を表した
グラフ 【図２】 インレット温度及び還元加熱温度が溶融亜鉛
めっき鋼板の表面性状に及ぼす影響を表したグラフ 【図３】 耐二次加工脆性の試験方法を示した図BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS FIG. 1 is a graph showing the effect of the H ₂ concentration in the reducing atmosphere and the reduction heating temperature on the surface properties of a hot-dip galvanized steel sheet. Graph showing the effect on the surface properties of galvanized steel sheet [Figure 3] Diagram showing the test method for secondary work brittleness resistance

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 (72)発明者 田中 照夫 広島県呉市昭和町11番１号 日新製鋼株 式会社鉄鋼研究所内 (56)参考文献 特開 平４−66653（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−191047（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 9/46 C23C 2/06 C23C 2/40 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continued on the front page (51) Int.Cl. ⁷ Identification code FI C22C 38/14 C22C 38/14 (72) Inventor Teruo Tanaka 11-1 Showa-cho, Kure-shi, Hiroshima Pref. Nisshin Steel Corporation (56) References JP-A-4-66653 (JP, A) JP-A-3-191047 (JP, A) (58) Fields investigated (Int. Cl. ⁷ , DB name) C21D 9/46 C23C 2/06 C23C 2/40

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 Ｃ：０．００１〜０．０１０重量％，Ｓ
ｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：０．５〜３．０重量％，
Ｐ：０．０３〜０．３０重量％，Ｓ：０．０１５重量％
以下，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１００重量％，
Ｎ：０．００７重量％以下，Ｂ：０．０００２〜０．０
０１０重量％，Ｔｉ：０．１０重量％以下及びＮｂ：
０．０１〜０．１０重量％を含有し、且つＴｉ％／４８
≧Ｃ％／１２＋Ｎ％／１４＋Ｓ％／３２を満足するＴｉ
−Ｎｂ複合含有極低炭素鋼スラブを１１５０〜１２８０
℃に加熱した後、Ａｒ₃変態点以上１０００℃以下の温
度で熱間圧延を終了し、４００〜６００℃で巻き取り、
冷間圧延後に連続溶融亜鉛めっきラインに通板し、Ｈ ₂
濃度４０体積％以上の雰囲気において８００〜９００℃
の温度範囲で還元加熱し、その後の冷却過程で亜鉛めっ
き浴に浸漬する板温を５００〜６５０℃の温度範囲に制
御し、次いで溶融亜鉛めっきすることを特徴とする表面
性状に優れた深絞り用高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。(57) [Claims 1] C: 0.001 to 0.010% by weight, S
i: 2.0% by weight or less, Mn: 0.5 to 3.0% by weight,
P: 0.03 to 0.30% by weight, S: 0.015% by weight
Hereinafter, acid-soluble Al: 0.005 to 0.100% by weight,
N: 0.007% by weight or less, B: 0.0002 to 0.0
010% by weight, Ti: 0.10% by weight or less and Nb:
0.01 to 0.10% by weight, and Ti% / 48
Ti satisfying ≧ C% / 12 + N% / 14 + S% / 32
-Nb composite-containing ultra-low carbon steel slab is 1150-1280
After heating to ° C., the hot rolling ends at Ar ₃ transformation point or higher 1000 ° C. or less of the temperature, taken up at 400 to 600 ° C.,
After cold rolling to Tsuban a continuous galvanizing line, H ₂
800-900 ° C in an atmosphere with a concentration of 40% by volume or more
Deep drawing with excellent surface properties characterized by reducing and heating at a temperature in the range described above, controlling the temperature of the sheet immersed in the galvanizing bath in the subsequent cooling process to a temperature in the range of 500 to 650 ° C., and then performing galvanizing. For manufacturing high-strength hot-dip galvanized steel sheet.