JP3521851B2 - Manufacturing method of high tensile high ductility galvanized 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、自動車の構造部材
などに好適な、高強度、高延性、かつ、防錆性能に優れ
た、高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a method for producing a high-strength, high-ductility galvanized steel sheet suitable for automobile structural members and the like, which has high strength, high ductility, and excellent rust preventive performance.

【０００２】[0002]

【従来の技術】自動車の構造部材などには、衝突安全性
確保および軽量化の観点から、従来より強度が高い鋼板
が求められている。一般に、鋼板の強度とプレスなどの
成形性は相反し、鋼板の強度が高くなるほど延性が劣化
し、プレス成形が困難になり、高強度になるほど適用が
可能な部品が制限される。従って高強度鋼板の適用を拡
大するために、高強度でかつ成形性に優れた鋼板が求め
られている。2. Description of the Related Art For structural members of automobiles, from the viewpoint of securing collision safety and weight saving, steel sheets having higher strength than before are required. Generally, the strength of a steel sheet and the formability such as pressing are contradictory, and the higher the strength of the steel sheet, the more the ductility deteriorates, the more difficult the press forming becomes, and the higher the strength, the more the applicable parts are limited. Therefore, in order to expand the application of high-strength steel sheets, steel sheets having high strength and excellent formability are required.

【０００３】自動車の構造部材などは防錆性が優れてい
ることも重要な要素であるので、安価で優れた防錆性が
得られる溶融亜鉛めっき鋼板が広く用いられている。な
かでも、溶融亜鉛めっきした鋼板を合金化温度に加熱し
てＺｎめっき層をＺｎ−Ｆｅ合金とした合金化溶融亜鉛
めっき鋼板は、摺動性、溶接性や塗装性が優れているの
で特に広く用いられている。Since it is also an important factor that the structural members of automobiles have excellent anticorrosive properties, hot-dip galvanized steel sheets which are inexpensive and have excellent anticorrosive properties are widely used. Among them, the alloyed hot-dip galvanized steel sheet in which the hot-dip galvanized steel sheet is heated to the alloying temperature and the Zn-plated layer is a Zn-Fe alloy is particularly wide because it has excellent slidability, weldability and paintability. It is used.

【０００４】鋼を高強度化するには、Ｃや、Ｓｉ、Ｍｎ
などの合金元素を含有させることが有効である。しかし
ながらこれらの合金元素を大量に鋼に含有させるとめっ
き前の母材表面の溶融亜鉛に対する濡れ性が低下し、不
めっきが発生しやすいうえ、合金化処理を行う場合に
は、その反応速度が遅くなる。このため、大量の合金元
素を含有させる方法では、表面や性状が良好な溶融めっ
き鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られな
い。To increase the strength of steel, C, Si, Mn
It is effective to contain alloy elements such as. However, when a large amount of these alloying elements are contained in steel, the wettability of the surface of the base material before plating with respect to molten zinc decreases, non-plating is likely to occur, and when alloying treatment is performed, the reaction rate is Become slow. For this reason, a hot-dip galvanized steel sheet or a galvannealed galvanized steel sheet having a good surface and properties cannot be obtained by the method of containing a large amount of alloying elements.

【０００５】オーステナイト系ステンレス鋼板では、オ
ーステナイトが成形中にマルテンサイトに変態すること
によって著しい伸びを呈する「変態誘起塑性（ＴＲＩ
Ｐ)」という現象がよく知られている。これを利用し
て、延性を改善した高強度鋼板を得る技術がすでにいく
つか提案されている。In the austenitic stainless steel sheet, "transformation-induced plasticity (TRI)", in which austenite transforms into martensite during forming, which causes remarkable elongation.
The phenomenon "P)" is well known. Several technologies have already been proposed that utilize this to obtain a high-strength steel sheet with improved ductility.

【０００６】例えば特開昭６０−４３４３０号公報で
は、大量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎを含有する冷間圧延板を、フ
ェライト＋オーステナイトの２相域（以下、単に「２相
域」とも記す）に加熱、保持した後に、５０℃／秒以上
の冷却速度で４５０℃〜６５０℃の温度域に冷却し、そ
の温度域で１０〜５０秒間保持し、その後３０℃／秒以
上の冷却速度で冷却し、最終製品において、フェライト
と残留オーステナイトを各々体積率で１０％以上有し、
残部がベイナイトとマルテンサイトからなる結晶組織を
有する高強度高加工性複合組織鋼板の製造方法が開示さ
れている。For example, in Japanese Patent Laid-Open No. 60-43430, a cold rolled plate containing a large amount of C, Si and Mn is put in a two-phase region of ferrite + austenite (hereinafter, also simply referred to as "two-phase region"). After heating and holding, it is cooled to a temperature range of 450 ° C to 650 ° C at a cooling rate of 50 ° C / sec or more, held at that temperature range for 10 to 50 seconds, and then cooled at a cooling rate of 30 ° C / sec or more. In the final product, ferrite and retained austenite each have a volume ratio of 10% or more,
A method for producing a high-strength and high-workability composite microstructure steel sheet having a crystal structure with the balance being bainite and martensite is disclosed.

【０００７】しかしながら上記鋼板はＣ含有量が多いた
めに鋼の強度が高くなり過ぎてプレス成形用途には適さ
ないものであった。また、鋼のＳｉ含有量が多くなるの
で、溶融亜鉛めっきが困難であり、溶融亜鉛めっき鋼板
としての活用ができないという問題を有していた。そし
てこれらの問題を解決するため、次のようにいくつかの
技術が提案されている。However, since the above steel sheet contains a large amount of C, the strength of the steel becomes too high and it is not suitable for press forming applications. Further, since the Si content of steel increases, there is a problem that hot dip galvanizing is difficult and it cannot be used as a hot dip galvanized steel sheet. In order to solve these problems, some techniques have been proposed as follows.

【０００８】特開平５−７０８８６号公報には、Ｃ含有
量を低減し、ＳｉをＡｌで置換することによって、プレ
ス成形用途の強度レベルまで低強度化を図った、残留オ
ーステナイトを有する局部延性の優れた高張力薄鋼板と
その製造法が開示されている。上記公報ではその製造方
法として、所定の化学組成を有する冷間圧延板を２相域
に加熱して焼鈍し（以下、単に「２相域焼鈍」と記
す）、その後の冷却過程の５５０〜３５０℃の温度領域
で３０秒以上（好ましくは２分以上）保持する低温保持
をおこなえば可能である旨が記載されている。また、パ
ーライト変態を抑制するため、７００℃から保持温度ま
での冷却速度を５０℃／秒以上とすることが好ましいこ
とも記載されている。Japanese Unexamined Patent Publication (Kokai) No. 5-70886 discloses a local ductility with retained austenite, which has a reduced C content and is replaced with Si by Al to reduce the strength to a strength level for press forming applications. An excellent high-strength thin steel sheet and its manufacturing method are disclosed. In the above publication, as its manufacturing method, a cold-rolled sheet having a predetermined chemical composition is heated in a two-phase region and annealed (hereinafter, simply referred to as “two-phase region annealing”), and then 550 to 350 in a cooling process. It is described that it is possible to carry out low temperature holding for 30 seconds or longer (preferably 2 minutes or longer) in the temperature range of ° C. It is also described that in order to suppress the pearlite transformation, it is preferable to set the cooling rate from 700 ° C. to the holding temperature to 50 ° C./sec or more.

【０００９】特開平５−２４７５８６号公報には、鋼の
ＳｉとＡｌの含有量を特定範囲とすることにより、めっ
き密着性と強度−延性のバランスとを改善した残留オー
ステナイトを含有する高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板
が開示されている。しかしながらその製造方法について
は、連続溶融亜鉛めっきラインにおける２相域での焼鈍
後の冷却速度を、５℃／秒以上とすることが記載されて
いるのみで、他の条件についての記載がなく、実際の生
産における有用性に乏しい。Japanese Unexamined Patent Publication (Kokai) No. 5-247586 discloses a high-strength, high-strength steel containing retained austenite, which improves the plating adhesion and the balance between strength and ductility by setting the contents of Si and Al in steel within specific ranges. A ductile hot-dip galvanized steel sheet is disclosed. However, regarding the manufacturing method, it is only described that the cooling rate after annealing in the two-phase region in the continuous hot-dip galvanizing line is 5 ° C./sec or more, and there is no description about other conditions, Poor usefulness in actual production.

【００１０】特開平１１−２２２６４４号公報には、鋼
に適量のＴｉを含有させることにより、Ｓｉによる皮膜
密着性および合金化処理性の劣化を補う技術が開示され
ている。しかしながらその製造方法は通常の方法でよい
とされているだけであり、機械特性とめっき品質を最適
化するための溶融亜鉛めっきラインの条件は開示されて
いない。Japanese Unexamined Patent Publication (Kokai) No. 11-222644 discloses a technique for compensating for deterioration of film adhesion and alloying processability due to Si by adding an appropriate amount of Ti to steel. However, the manufacturing method is only considered to be a normal method, and the conditions of the hot-dip galvanizing line for optimizing the mechanical properties and the plating quality are not disclosed.

【００１１】特開平１１−１３１１４５号公報には、２
相域で焼鈍した後５２０℃以下まで冷却し、その後溶融
めっき、付着量調整、合金化処理などの一連の製造工程
において、５２０℃〜４００℃の温度域で９０秒以上３
００秒以下の時間留まり、その後２００℃以下に冷却す
る、残留オーステナイトを有する高強度高延性溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法が開示されている。In Japanese Patent Laid-Open No. 11-131145, 2
After annealing in the phase region, cooling to 520 ° C. or lower, and then in a series of manufacturing processes such as hot dip coating, adhesion amount adjustment, and alloying treatment, 90 seconds or more in the temperature range of 520 ° C. to 400 ° C. 3
A method for producing a high-strength, high-ductility hot-dip galvanized steel sheet having retained austenite, which is retained for a time of 00 seconds or less and then cooled to 200 ° C. or less, is disclosed.

【００１２】特開平１１−２３６６２１号公報には、特
定の化学組成を有する冷間圧延板に前酸化を施した後に
２相域で焼鈍し、その後、２０秒間以上の低温保持をお
こなう高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示さ
れている。In Japanese Patent Laid-Open No. 11-236621, a cold-rolled sheet having a specific chemical composition is pre-oxidized, annealed in a two-phase region, and then kept at a low temperature for 20 seconds or more. A method of manufacturing a ductile galvanized steel sheet is disclosed.

【００１３】特開平１１−２７９６９１号公報には、Ｍ
ｎをＣ含有量の１５倍以上添加することによって、めっ
き直後におこなう合金化処理のための再加熱でパーライ
トおよびベイナイト変態の進行を著しく遅延させる技術
が開示されている。しかし、多量のＭｎ添加は合金コス
ト増になるほか、めっき濡れ性を阻害するという弊害も
ある。JP-A-11-279691 discloses that M
A technique is disclosed in which the addition of n by 15 times or more of the C content significantly delays the progress of pearlite and bainite transformation by reheating for alloying treatment immediately after plating. However, addition of a large amount of Mn not only increases the alloy cost, but also has the adverse effect of impeding the plating wettability.

【００１４】従来から冷間圧延板の連続焼鈍に使用され
ている連続焼鈍設備は、焼鈍温度からの冷却手段として
気水混合したミストや噴流水を冷却媒体とする急速冷
却、および、急速冷却により増加した固溶Ｃを析出させ
るための、長時間の過時効処理が可能ないわゆる過時効
帯を備えている場合が多い。Conventionally, the continuous annealing equipment used for continuous annealing of cold-rolled sheets is characterized by rapid cooling using mist mixed with water vapor as a cooling medium and rapid cooling as cooling means from the annealing temperature. In many cases, a so-called overaging zone capable of performing overaging treatment for a long period of time for precipitating the increased solid solution C is provided.

【００１５】残留オーステナイトを含む高張力鋼板を製
造するには、パーライト変態を抑制しながら、ベイナイ
ト変態温度域にまで未変態オーステナイトを過冷却する
必要がある。このため、２相域焼鈍後に急速冷却するこ
とが重要である。また、その後には、炭化物生成を伴わ
ないベイナイト変態を促進させ、オーステナイト中にさ
らに炭素を濃縮して安定化させるために、比較的低い温
度で長時間保持する処理を施すことが重要である。In order to manufacture a high-strength steel sheet containing retained austenite, it is necessary to supercool the untransformed austenite to the bainite transformation temperature range while suppressing the pearlite transformation. Therefore, it is important to perform rapid cooling after the two-phase region annealing. Further, thereafter, in order to promote the bainite transformation that does not accompany the formation of carbide and further concentrate and stabilize the carbon in the austenite, it is important to perform a treatment of holding at a relatively low temperature for a long time.

【００１６】冷間圧延板の再結晶焼鈍に使用される従来
の連続焼鈍設備では、急速冷却装置と過時効帯を備えて
いるのが一般的である。従って残留オーステナイトを含
む高張力鋼板は、冷間圧延板の再結晶焼鈍用の連続焼鈍
設備で製造するのが極めて効率的であり、これにより延
性の優れた高張力鋼板を比較的容易に製造することがで
きる。Conventional continuous annealing equipment used for recrystallization annealing of cold rolled sheets is generally equipped with a rapid cooling device and an overaging zone. Therefore, it is extremely efficient to produce a high-tensile steel sheet containing residual austenite in a continuous annealing facility for recrystallization annealing of a cold-rolled sheet, which makes it possible to produce a high-tensile steel sheet with excellent ductility relatively easily. be able to.

【００１７】これに対し従来の連続溶融亜鉛めっき設備
においては、焼鈍後に溶融めっきを施す必要があること
からミストや噴流水を冷却媒体とすることが困難であ
り、焼鈍後に急速冷却を施すのは容易ではない。また、
連続溶融亜鉛めっきにおいては、めっき前の鋼板温度を
安定化するために、めっき前の鋼板を比較的低い温度域
で保持する（以下、単に「低温保持」とも記す）。しか
しながらめっき前の鋼板温度が亜鉛の融点以下に低下す
るとめっき浴侵入前に鋼板を再度加熱する必要が生じる
ため、従来の連続溶融亜鉛めっき設備においては長時間
の低温保持を施すのが困難である。On the other hand, in the conventional continuous hot-dip galvanizing equipment, it is difficult to use the mist or jet water as a cooling medium because it is necessary to perform hot-dip galvanizing after annealing, and rapid cooling is not performed after annealing. It's not easy. Also,
In continuous hot-dip galvanizing, in order to stabilize the steel sheet temperature before plating, the steel sheet before plating is held in a relatively low temperature range (hereinafter, also simply referred to as "low temperature holding"). However, when the temperature of the steel sheet before plating falls below the melting point of zinc, it becomes necessary to reheat the steel sheet before entering the plating bath, so it is difficult to maintain low temperature for a long time in conventional continuous hot dip galvanizing equipment. .

【００１８】従って、特開平５−７０８８６号公報、特
開平１１−１３１１４５号公報あるいは特開平１１−２
３６６２１号公報に開示されている急速冷却、あるいは
長時間の低温保持は、一般的な連続溶融亜鉛めっきライ
ンを使用する限り、ライン構成上、容易におこなえるこ
とではない。Therefore, JP-A-5-70886, JP-A-11-131145 or JP-A-11-2 is used.
The rapid cooling or long-term low-temperature holding disclosed in Japanese Patent No. 36621 cannot be easily performed due to the line configuration as long as a general continuous hot-dip galvanizing line is used.

【００１９】溶融めっき温度は４６０℃前後であり、合
金化処理は４６０〜５００℃の温度領域でおこなわれ
る。残留オーステナイトを有する鋼板をこのような温度
領域に保持するのは、残留オーステナイト中にセメンタ
イトが析出して、炭素を消費するため、残留オーステナ
イトの体積率が減少すると共に、炭素濃度が低下して安
定性が低下するという問題がある。The hot dip coating temperature is around 460 ° C., and the alloying treatment is carried out in the temperature range of 460 to 500 ° C. Maintaining the steel sheet having retained austenite in such a temperature range is because cementite is precipitated in the retained austenite and consumes carbon, so that the volume ratio of the retained austenite is reduced and the carbon concentration is reduced and stable. There is a problem that the sex is lowered.

【００２０】特開平１１−１３１１４５号公報には、連
続溶融亜鉛めっき設備を用いてオーステナイトを残留さ
せる技術が開示されている。しかしながら一般的に、溶
融亜鉛めっきラインはライン長さが短く、鋼板を５２０
℃〜４００℃での温度範囲に長時間保持するのが困難な
場合がある。ライン速度を遅くして保持時間を長くしよ
うとしても、焼鈍後の冷却速度が６℃／秒に達しないと
いう問題が生じる。Japanese Unexamined Patent Publication (Kokai) No. 11-131145 discloses a technique in which austenite remains using a continuous hot dip galvanizing facility. However, in general, the hot dip galvanizing line has a short line length,
It may be difficult to maintain the temperature range from ℃ to 400 ℃ for a long time. Even if the line speed is slowed down and the holding time is increased, the cooling rate after annealing does not reach 6 ° C./sec.

【００２１】特開平１１−２３６６２１号公報には、時
間および合金化処理温度について詳細に開示されている
が、その好適な条件を既存のラインで実現することは必
ずしも容易ではない。Japanese Patent Laid-Open No. 11-236621 discloses in detail the time and the alloying treatment temperature, but it is not always easy to realize the preferable conditions in the existing line.

【００２２】これらの問題を避けるために、鋼の化学組
成に対して、例えばＴｉ含有鋼とするなどの改善策を施
すとしても、上記設備差異による性能の差異を化学組成
の改善のみで対応するのは、効果として十分ではない。In order to avoid these problems, even if an improvement measure is applied to the chemical composition of the steel, such as using Ti-containing steel, the difference in performance due to the above equipment difference can be dealt with only by improving the chemical composition. The effect is not enough.

【００２３】以上述べたように、ＴＲＩＰ効果を利用し
た成形性に優れた溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛
めっき高張力鋼板については、種々の提案がされてい
る。しかしながら、既存の一般的な連続溶融亜鉛めっき
ラインにおいて、高張力、高延性、かつ耐食性に優れた
亜鉛めっき鋼板を安定して効率よく製造するのは容易で
はない。As described above, various proposals have been made for hot-dip galvanized and alloyed hot-dip galvanized high-strength steel sheets having excellent formability utilizing the TRIP effect. However, in an existing general continuous hot-dip galvanizing line, it is not easy to stably and efficiently produce a galvanized steel sheet having high tensile strength, high ductility, and excellent corrosion resistance.

【００２４】[0024]

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
のような問題点を解決し、自動車の構造部材などに好適
な、高強度、高延性、および優れた耐食性を兼ね備える
鋼板を、従来の設備を使用して、安定して製造すること
ができる、高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法を提
供することにある。The object of the present invention is to solve the above-mentioned problems and to provide a steel sheet having high strength, high ductility and excellent corrosion resistance, which is suitable for automobile structural members and the like. The purpose of the present invention is to provide a method for producing a high-strength, high-ductility galvanized steel sheet that can be stably produced using the above equipment.

【００２５】[0025]

【課題を解決するための手段】残留オーステナイトを有
する結晶組織を持つ延性に優れた高強度鋼板を製造する
には、冷間圧延板を焼鈍して、再結晶および炭化物の溶
解を行い、２相域温度での保持によって、オーステナイ
ト中に炭素を濃化させ、その後の冷却時には、パーライ
ト変態を抑制するために冷却速度を数１０℃／秒以上と
し、上記冷却終了後には、過冷されたオーステナイトを
ベイナイト変態させ、ベイナイトから排出された炭素を
オーステナイト中にさらに濃化させるために、３７０℃
以上、４５０℃以下の温度範囲で長時間保持するのがよ
い。In order to produce a high-strength steel sheet having a crystalline structure having retained austenite and having excellent ductility, a cold-rolled sheet is annealed, recrystallization and melting of carbides are carried out, and a two-phase The carbon is concentrated in the austenite by maintaining the temperature at the zone temperature, and at the time of subsequent cooling, the cooling rate is set to several tens of degrees Celsius / second or more to suppress the pearlite transformation, and after the cooling is finished, the supercooled austenite is cooled. Is transformed to bainite and the carbon discharged from bainite is further concentrated in austenite at 370 ° C.
As described above, it is preferable to maintain the temperature range of 450 ° C. or lower for a long time.

【００２６】上記観点からすれば、一般的な溶融亜鉛め
っきラインにおいて製造する際の問題点は、以下の３点
に集約される。 ａ．２相域焼鈍温度から中間温度領域までの間の冷却速
度が、一般的な溶融亜鉛めっきラインにおいては、数℃
／秒と緩やかである。このため、２相域で存在していた
オーステナイトが冷却過程でパーライトに変態し、最終
製品における残留オーステナイト量が減少する。From the above viewpoint, the problems in manufacturing in a general hot dip galvanizing line are summarized in the following three points. a. The cooling rate from the two-phase region annealing temperature to the intermediate temperature region is several degrees Celsius in a general hot dip galvanizing line.
/ Sec. Therefore, the austenite existing in the two-phase region is transformed into pearlite in the cooling process, and the amount of retained austenite in the final product decreases.

【００２７】ｂ．２相域焼鈍温度から中間温度領域に冷
却した後は、その温度で鋼板を保持して、オーステナイ
トをベイナイト変態させる必要がある。しかしながら現
実的には設備制約があるため、２相域焼鈍後の冷却完了
から溶融亜鉛めっき浴に侵入するまでの時間（以下、
「低温保持時間」と記す）を短くせざるを得ず、ベイナ
イト変態が不十分な状態でめっきすることになる。この
ため、未変態オーステナイトが安定化されず、最終的に
はマルテンサイト変態が生じる。B. After cooling from the two-phase region annealing temperature to the intermediate temperature region, it is necessary to hold the steel plate at that temperature and transform the austenite into bainite. However, in reality, there are equipment restrictions, so the time from the completion of cooling after the two-phase region annealing to the penetration into the hot dip galvanizing bath (hereinafter,
"Low temperature holding time") must be shortened, and plating is performed in a state where bainite transformation is insufficient. Therefore, untransformed austenite is not stabilized, and eventually martensitic transformation occurs.

【００２８】また、ベイナイト変態は４００℃近傍にノ
ーズがあるが、めっき浴温度より低い温度であるので、
この温度まで鋼板を冷却してしまうと、めっき浴侵入と
同時に亜鉛の凝固が開始し付着量制御が困難になる。し
たがって、鋼板はノーズよりも高い温度で保持せざるを
得ない。このように溶融亜鉛めっきラインで最適なベイ
ナイト変態温度で保持するのが困難であることも溶融め
っき品で残留オーステナイトを得るのが容易でない理由
の一つである。The bainite transformation has a nose near 400 ° C., but since it is lower than the plating bath temperature,
If the steel sheet is cooled to this temperature, solidification of zinc will start at the same time when it enters the plating bath, making it difficult to control the amount of adhesion. Therefore, the steel plate must be held at a temperature higher than the nose. As described above, it is difficult to maintain the optimum bainite transformation temperature in the hot-dip galvanizing line, which is one of the reasons why it is not easy to obtain retained austenite in hot-dip galvanized products.

【００２９】ｃ．合金化処理は、ベイナイト変態温度よ
り高温であるため、仮にめっき浴浸漬直後にオーステナ
イトが残留していたとしてもベイナイト変態は進行せ
ず、残留オーステナイトは容易にセメンタイトに分解す
る。特に、Ｓｉ含有量が多い母材をめっきした場合に
は、母材界面での合金化反応を促進するために合金化温
度を高くする必要があるが、これによりオーステナイト
の分解がさらに加速される。C. Since the alloying treatment is performed at a temperature higher than the bainite transformation temperature, even if austenite remains immediately after immersion in the plating bath, the bainite transformation does not proceed and the retained austenite is easily decomposed into cementite. In particular, when a base material having a high Si content is plated, it is necessary to raise the alloying temperature in order to accelerate the alloying reaction at the base material interface, which further accelerates the decomposition of austenite. .

【００３０】これらの要因により、残留オーステナイト
量の確保が困難となり、また、残留オーステナイトの炭
素濃度も低くなる。炭素濃度が低い残留オーステナイト
は不安定で、マルテンサイトに変態し易く、加工初期に
マルテンサイトに変態し、オーステナイトのＴＲＩＰ効
果への寄与が減少するという悪影響がある。Due to these factors, it becomes difficult to secure the amount of retained austenite, and the carbon concentration of the retained austenite becomes low. Retained austenite having a low carbon concentration is unstable and is easily transformed into martensite, and is transformed into martensite in the early stage of processing, which has an adverse effect of reducing the contribution of austenite to the TRIP effect.

【００３１】本発明者らは、これらの問題を解決するた
めに、種々の研究を重ねた結果、焼鈍を２回施すことに
より、上記の問題点が極めて効率よく解決できることを
見いだした。以下に、本発明者らによる実験結果を説明
する。The present inventors have conducted various studies in order to solve these problems, and as a result, have found that the above problems can be solved very efficiently by performing annealing twice. The results of experiments conducted by the present inventors will be described below.

【００３２】表１に示す成分の鋼Ａを実験室で溶解し、
熱間鍛造を施して厚さが２０ｍｍの鋼片とした。Steel A having the composition shown in Table 1 was melted in a laboratory,
Hot forging was performed to obtain a steel slab having a thickness of 20 mm.

【００３３】[0033]

【表１】 これを、１２００℃で３０分間加熱し、１０００℃から
熱間圧延を開始して８５０℃で完了し、その後、水スプ
レーにより５５０℃まで冷却し、徐冷炉に装入して５５
０℃で３０分保持した後に２０℃／時の冷却速度で室温
まで冷却し、厚さが３ｍｍの熱間圧延板を得た。これを
酸洗してスケールを除去し、冷間圧延して厚さが１．６
ｍｍの冷間圧延板とした。[Table 1] This is heated at 1200 ° C. for 30 minutes, hot rolling is started from 1000 ° C. and completed at 850 ° C., after which it is cooled to 550 ° C. by water spray and charged into an annealing furnace to cool it to 55 ° C.
After holding at 0 ° C. for 30 minutes, it was cooled to room temperature at a cooling rate of 20 ° C./hour to obtain a hot-rolled plate having a thickness of 3 mm. It is pickled to remove scale and cold rolled to a thickness of 1.6.
mm cold rolled plate.

【００３４】この冷間圧延板に、連続焼鈍ライン相当の
熱処理（熱処理Ａ）、連続溶融亜鉛めっきライン相当の
熱処理（熱処理Ｂ）、および、連続焼鈍ライン相当の熱
処理に引き続き連続溶融亜鉛めっきライン相当の熱処理
を施した場合（熱処理Ａ＋Ｂ）の３種類の熱処理を施
し、その後、それぞれの鋼板の機械特性を調査した。On this cold rolled plate, a heat treatment (heat treatment A) equivalent to a continuous annealing line, a heat treatment equivalent to a continuous hot dip galvanizing line (heat treatment B), and a heat treatment equivalent to a continuous annealing line, followed by a continuous hot dip galvanizing line. When three types of heat treatments were performed (heat treatments A + B), the mechanical properties of each steel sheet were investigated.

【００３５】図１は、本発明の実施例に係わる、連続焼
鈍ライン相当の熱処理と、連続溶融亜鉛めっきライン相
当の熱処理とを連続して施した場合のヒートパターンを
示すグラフである。FIG. 1 is a graph showing a heat pattern in the case where the heat treatment corresponding to the continuous annealing line and the heat treatment corresponding to the continuous hot dip galvanizing line are successively applied according to the embodiment of the present invention.

【００３６】図１で線図の左側半分は熱処理Ａのヒート
パターン例である。その内容は、１０℃／秒の加熱速度
で２相域である８３０℃に加熱し、この温度で６０秒間
保持した後、７００℃までを５℃／秒、引き続き４００
℃までを５０℃／秒の冷却速度で冷却し、４００℃で２
４０秒間保持した後、２０℃／秒の冷却速度で室温まで
冷却するものである。The left half of the diagram in FIG. 1 is an example of a heat pattern of heat treatment A. The contents were heated to 830 ° C which is a two-phase region at a heating rate of 10 ° C / sec, held at this temperature for 60 seconds, and then maintained at 700 ° C for 5 ° C / sec, followed by 400 ° C.
Cooling up to ℃ at a cooling rate of 50 ℃ / sec, 2 at 400 ℃
After holding for 40 seconds, it is cooled to room temperature at a cooling rate of 20 ° C./second.

【００３７】図１で線図の右側半分は熱処理Ｂのヒート
パターン例である。その内容は、２相域焼鈍までは熱処
理Ａと同一条件で施し、その後、８℃／秒の冷却速度で
４８０℃まで冷却し、その温度で２０秒間保持した後、
めっき浴温度を想定した４６０℃まで３℃／秒の冷却速
度で冷却するものである。The right half of the diagram in FIG. 1 is an example of a heat pattern of heat treatment B. The contents are applied under the same conditions as the heat treatment A until the two-phase region annealing, then cooled to 480 ° C. at a cooling rate of 8 ° C./sec, and held at that temperature for 20 seconds,
Cooling is performed at a cooling rate of 3 ° C./sec up to 460 ° C. assuming the plating bath temperature.

【００３８】めっき後に合金化処理をおこなう場合に
は、４６０℃から５℃／秒の加熱速度で５２０℃の合金
化温度まで加熱し、その後図示した冷却速度で室温まで
冷却する。合金化処理をおこなわない場合は、上記めっ
き温度の４６０℃から、破線で図示した冷却速度で室温
まで冷却する。When the alloying treatment is carried out after plating, the alloy is heated from 460 ° C. to the alloying temperature of 520 ° C. at a heating rate of 5 ° C./sec, and then cooled to room temperature at the cooling rate shown. When the alloying treatment is not performed, the plating temperature is cooled from 460 ° C. to room temperature at the cooling rate shown by the broken line.

【００３９】次いで上記熱処理後の冷間圧延板に伸び率
１％の調質圧延を施し、圧延方法に平行にＪＩＳ−５号
試験片を採取して引張試験をおこなった。図２は、各鋼
板の引張強さ、降伏強さおよび伸び（全伸び）を示すグ
ラフである。図２からわかるように、熱処理Ａのみを施
した場合（■印）では、引張強さは６１０ＭＰａ、伸び
は３９．０％であり、強度−延性バランス（引張強さ×
伸び）は２３０００ＭＰａ・％以上で、極めて優れた延
性を有している。Next, the cold-rolled sheet after the above heat treatment was temper-rolled with an elongation of 1%, and JIS-5 test pieces were sampled in parallel with the rolling method and subjected to a tensile test. FIG. 2 is a graph showing the tensile strength, yield strength and elongation (total elongation) of each steel sheet. As can be seen from FIG. 2, in the case where only the heat treatment A was performed (marked with ■), the tensile strength was 610 MPa and the elongation was 39.0%, and the strength-ductility balance (tensile strength ×
The elongation is 23,000 MPa ·% or more, and it has extremely excellent ductility.

【００４０】一方、熱処理Ｂのみを施した場合（○印）
は、熱処理Ａのみの場合に比較すると著しく伸びが小さ
くなる。また、延性に対する低温保持温度や合金化温度
の影響はわずかしか認められなかった。On the other hand, when only the heat treatment B is applied (circle mark)
In comparison with the case of heat treatment A alone, the elongation is significantly smaller. Further, the effects of low temperature holding temperature and alloying temperature on ductility were only slightly observed.

【００４１】ところが、熱処理Ａと熱処理Ｂを連続して
施した場合（●印、以下では「熱処理Ａ＋Ｂ」とも記
す）では、合金化処理をおこなわない場合には熱処理Ａ
よりも強度が上昇し、伸びは低下しているが、強度−延
性バランスは熱処理Ｂよりも格段に向上している。合金
化処理材の特性は、合金化温度が５３０℃以下であれ
ば、合金化処理をおこなわない鋼板とほぼ同じ水準の良
好な伸びが得られた。However, when the heat treatment A and the heat treatment B are continuously performed (marked with ●, hereinafter also referred to as “heat treatment A + B”), the heat treatment A is performed when the alloying treatment is not performed.
Although the strength is increased and the elongation is decreased, the strength-ductility balance is significantly improved as compared with the heat treatment B. Regarding the properties of the alloyed material, when the alloying temperature was 530 ° C. or lower, good elongation was obtained, which was almost the same level as that of the steel sheet that was not alloyed.

【００４２】すなわち、以上の実験結果から、連続溶融
亜鉛めっきする前に、冷間圧延板の再結晶焼鈍に使用さ
れているのと類似の焼鈍後の急速冷却と長時間の低温保
持を含む連続焼鈍を施すことにより、安定して強度−延
性バランスに優れた高張力高延性亜鉛めっき鋼板が得ら
れることが明らかになった。That is, from the above experimental results, before continuous hot dip galvanizing, continuous cooling including rapid cooling after annealing similar to that used for recrystallization annealing of cold-rolled sheet and long-term low temperature holding were performed. It was revealed that by performing annealing, a high-strength and high-ductility galvanized steel sheet having a stable strength-ductility balance can be stably obtained.

【００４３】このメカニズムは必ずしも明らかでない
が、以下のように推察される。熱処理Ｂの場合、熱処理
Ａの場合と同様、２相域への加熱途中に再結晶とセメン
タイト（パーライト中のセメンタイトも含む）の溶解が
同時に進行する。このため、２相域温度域におけるオー
ステナイト粒の分布はランダムとなる。しかしながら２
相域温度で保持した後の冷却では、熱処理Ａの場合より
も冷却速度が遅いためにオーステナイトを過冷すること
ができず、冷却途中でパーライトが析出してオーステナ
イト量が減少する。Although this mechanism is not always clear, it is presumed as follows. In the case of heat treatment B, as in the case of heat treatment A, recrystallization and dissolution of cementite (including cementite in pearlite) simultaneously proceed during heating to the two-phase region. Therefore, the austenite grain distribution in the two-phase temperature range is random. However 2
In the cooling after holding at the phase region temperature, the cooling rate is slower than in the case of the heat treatment A, so that the austenite cannot be overcooled, and pearlite is precipitated during the cooling to reduce the amount of austenite.

【００４４】また、熱処理Ｂにおいては、低温保持温度
がベイナイト変態の最適温度よりも高いため、オーステ
ナイト中への炭素の濃縮が不十分となり、オーステナイ
トを安定化できない。したがって、最終的な残留オース
テナイト量も減少し、強度−延性バランスが低下したも
のと考えられる。Further, in the heat treatment B, since the low temperature holding temperature is higher than the optimum temperature for bainite transformation, the concentration of carbon in austenite becomes insufficient and the austenite cannot be stabilized. Therefore, it is considered that the final retained austenite amount also decreased and the strength-ductility balance decreased.

【００４５】一方、熱処理Ａで焼鈍された鋼板は、一般
に知られているように、フェライト主体の組織に、残留
オーステナイト粒が孤立して分布するか、ベイナイトの
層間にフィルム状になって分布している。On the other hand, in the steel sheet annealed by the heat treatment A, as is generally known, the retained austenite grains are isolated and distributed in the structure mainly composed of ferrite or in the form of a film between the bainite layers. ing.

【００４６】熱処理Ａ＋Ｂのように、熱処理Ａを施して
得られた結晶組織を有する鋼板を再度２相域の温度に加
熱すると、残留オーステナイトから炭素が周囲へ拡散し
ながらオーステナイトの体積率が増加する。この時、オ
ーステナイト粒内は一様な炭素分布ではない。すなわ
ち、当初から存在していた残留オーステナイトの部分は
炭素濃度が極めて高く、上記残留オーステナイトの周辺
部分は、同じオーステナイト粒内でありながら炭素濃度
が希薄であると推定される。When the steel sheet having the crystal structure obtained by performing the heat treatment A is heated again to the temperature of the two-phase region like the heat treatments A + B, the volume ratio of austenite increases while carbon diffuses from the retained austenite to the surroundings. . At this time, carbon distribution in the austenite grains is not uniform. That is, it is presumed that the portion of retained austenite that was present from the beginning has an extremely high carbon concentration, and that the peripheral portion of the retained austenite has the same carbon concentration within the same austenite grains.

【００４７】このようなＣ濃度分布を備えたオーステナ
イト粒が冷却されると、その冷却速度が緩冷却であって
も、周辺部は炭素が希薄ためパーライト変態できずにフ
ェライトとなる。他方、その中心部は炭素濃度が高いた
めにオーステナイトのままベイナイト変態温度域まで過
冷され、パーライトの析出が抑制されるものと考えられ
る。When the austenite grains having such a C concentration distribution are cooled, the peripheral portion cannot be transformed into pearlite and becomes ferrite even if the cooling rate is slow. On the other hand, since the central portion thereof has a high carbon concentration, it is considered that the austenite is supercooled to the bainite transformation temperature region and the precipitation of pearlite is suppressed.

【００４８】さらに、この過冷オーステナイトは既に炭
素濃度が高い。これらのことから、熱処理Ｂのように、
ベイナイト変態に最適とされる温度より高い温度で保持
しても、熱処理Ａと同様な残留オーステナイトが得ら
れ、その結果、強度−延性バランスが優れているものと
考えられる。Further, this supercooled austenite has already a high carbon concentration. From these things, like the heat treatment B,
It is considered that the retained austenite similar to that in the heat treatment A is obtained even if the temperature is kept higher than the optimum temperature for bainite transformation, and as a result, the strength-ductility balance is excellent.

【００４９】本発明はこれらの知見を基にして完成され
たものであり、その要旨は下記(1) 〜(5) に記載の高張
力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法にある。 (1) 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．
７％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０５％以
下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．４〜２．
０％、Ｎ：０．０１％以下、かつ、Ｓｉ＋Ａｌ：１．０
〜２．５％、残部Ｆｅおよび不可避不純物の化学組成を
有する冷間圧延板に、下記条件を満足する連続焼鈍を施
し、次いで下記条件を満足する溶融亜鉛めっきを施すこ
とを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方
法； 連続焼鈍条件：鋼を７８０℃以上、８６０℃以下の２相
域に加熱し、該２相域で３０秒以上、９０秒以下保持し
た後、７００℃以下、４５０℃以上の温度範囲を３０℃
／秒以上の冷却速度で冷却し、次いで４５０℃以下、３
５０℃以上の温度範囲で１００秒以上、５００秒以下保
持した後、室温まで冷却する、 溶融亜鉛めっき条件：鋼を７８０℃以上、８６０℃以下
の２相域に加熱し、該温度域で１０秒以上、９０秒以下
保持した後、５００℃以下まで３℃／秒以上の冷却速度
で冷却し、５００℃以下、４６０℃以上の温度範囲で１
５秒以上保持した後、溶融亜鉛浴に浸漬してめっきし、
室温まで冷却する。The present invention has been completed based on these findings, and its gist resides in the method for producing a high-strength, high-ductility galvanized steel sheet described in (1) to (5) below. (1) C: 0.05 to 0.25% and Si: 0.
7% or less, Mn: 0.8 to 2.5%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, sol. Al: 0.4-2.
0%, N: 0.01% or less, and Si + Al: 1.0
High-strength, characterized in that a cold-rolled sheet having a chemical composition of ~ 2.5% , balance Fe and unavoidable impurities is subjected to continuous annealing satisfying the following conditions, and then hot-dip galvanizing satisfying the following conditions. Method for producing high-ductility galvanized steel sheet; Continuous annealing conditions: Steel is heated to a two-phase region of 780 ° C or higher and 860 ° C or lower, and after being held in the two-phase region for 30 seconds or longer and 90 seconds or shorter, 700 ° C or lower, Temperature range of 450 ℃ or more 30 ℃
Per second or more, and then 450 ° C or less, 3
After keeping at a temperature range of 50 ° C. or higher for 100 seconds or more and 500 seconds or less, it is cooled to room temperature. Hot dip galvanizing condition: Steel is heated to a two-phase region of 780 ° C. or more and 860 ° C. or less, and at that temperature range, 10 After holding for 2 seconds or more and 90 seconds or less, it is cooled to 500 ° C or less at a cooling rate of 3 ° C / second or more, and is 1 at a temperature range of 500 ° C or less and 460 ° C or more
After holding it for 5 seconds or more, dip it in a molten zinc bath to plate it,
Cool to room temperature.

【００５０】（２）上記（１）に記載の化学組成を有す
る冷間圧延板に、上記（１）に記載の条件を満足する連
続焼鈍および溶融亜鉛めっきを施した後、４８０℃以
上、５３０℃以下の温度範囲に加熱し、該温度範囲で１
０秒以上、３０秒以下保持してめっき層を合金化させて
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする
高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。(2) The cold-rolled sheet having the chemical composition described in (1) above is subjected to continuous annealing and hot dip galvanizing which satisfy the conditions described in (1) above, and then 480 ° C. or higher and 530 Heat to a temperature range below ℃ and
A method for producing a high-strength, high-ductility galvanized steel sheet, which comprises holding an alloy for 0 seconds or more and 30 seconds or less to alloy a plated layer to produce an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.

【００５１】（３）鋼の前記化学組成がさらにＴｉおよ
び／またはＮｂを質量％の合計で、０．００３〜０．０
５％含有するものであることを特徴とする上記（１）ま
たは（２）に記載の高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造
方法。(3) The chemical composition of the steel further includes Ti and / or Nb in a total amount of 0.003 to 0.0% by mass.
5% is contained, The manufacturing method of the high tension high ductility galvanized steel sheet as described in said (1) or (2) characterized by the above-mentioned.

【００５２】（４）鋼の前記化学組成がさらに質量％
で、Ｃｒ：０．０５〜１．０％および／またはＭｏ：
０．０１〜０．２％を含有するものであることを特徴と
する上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高張力高延
性亜鉛めっき鋼板の製造方法。(4) The chemical composition of steel is further mass%
And Cr: 0.05-1.0% and / or Mo:
0.01-0.2% is contained, The manufacturing method of the high tension high ductility galvanized steel sheet in any one of said (1)-(3) characterized by the above-mentioned.

【００５３】（５）鋼の前記化学組成がさらに質量％
で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５
％、Ｃｏ：０．０００５〜１．０％からなる群の内の１
種または２種以上を、質量％の合計で１．５％以下含有
するものであることを特徴とする上記（１）〜（４）の
いずれかに記載の高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方
法。(5) The above chemical composition of steel is further mass%
And Cu: 0.1-1.0%, Ni: 0.05-0.5
%, Co: 0.0005 to 1.0% of the group consisting of 1.0%
Manufacture of the high-strength, high-ductility galvanized steel sheet according to any one of the above (1) to (4), characterized in that it contains 1.5% or less of a total of 1.5% by mass or two or more kinds. Method.

【００５４】[0054]

【発明の実施の形態】以下に本発明の実施の形態を詳細
に述べる。なお、以下の説明において化学組成の％表示
は質量％を意味する。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION Embodiments of the present invention will be described in detail below. In the following description, the chemical composition% indication means% by mass.

【００５５】（１）鋼板の化学組成 Ｃ：Ｃは最も強力なオーステナイト安定化元素であり、
本発明の必須構成要素の一つである。室温においてオー
ステナイトを安定化するためには、焼鈍工程においてオ
ーステナイト中に１％程度以上に濃縮する必要がある。
そのために鋼のＣ含有量を０．０５％以上とする。鋼の
Ｃ含有量を増すにつれて、鋼の強度を高めることができ
る。しかしながら、Ｃを０．２５％を超えて含有させる
と鋼の強度が高くなりすぎて塑性加工に適さなくなるう
え、溶接性も劣化する。従ってＣ含有量は０．２５％以
下とする。好ましくは０．２０％以下である。(1) Chemical composition C of steel sheet: C is the strongest austenite stabilizing element,
It is one of the essential components of the present invention. In order to stabilize austenite at room temperature, it is necessary to concentrate it in austenite to about 1% or more in the annealing step.
Therefore, the C content of steel is set to 0.05% or more. As the C content of steel increases, the strength of steel can be increased. However, if the content of C exceeds 0.25%, the strength of the steel becomes too high, which makes it unsuitable for plastic working and also deteriorates the weldability. Therefore, the C content is 0.25% or less. It is preferably 0.20% or less.

【００５６】ＳｉおよびＡｌ：ＳｉとＡｌは、いずれも
フェライト安定化元素であり、これらの元素を含有させ
ると、２相域での焼鈍において、フェライトの体積率が
増加し、フェライトと平衡するオーステナイト相のＣ濃
度が高くなり、オーステナイトが安定化する効果が得ら
れる。さらに、Ｓｉは炭化物の析出を抑制する作用があ
るので、２相域での焼鈍後の冷却におけるベイナイト変
態時にもオーステナイト中にＣを濃縮させる効果があ
る。これらの効果を得るためには、ＳｉとＡｌの合計量
で１．０％以上含有させる。Si and Al: Si and Al are both ferrite stabilizing elements, and when these elements are contained, the volume ratio of ferrite increases during annealing in the two-phase region, and austenite that equilibrates with ferrite. The C concentration of the phase becomes high, and the effect of stabilizing the austenite is obtained. Furthermore, since Si has the effect of suppressing the precipitation of carbides, it also has the effect of concentrating C in the austenite during the bainite transformation during cooling after annealing in the two-phase region. In order to obtain these effects, the total amount of Si and Al is set to 1.0% or more.

【００５７】これらのフェライト安定化元素を多量に添
加すると、オーステナイトにＣが濃縮されるが、体積率
が減少してしまうので、ＳｉとＡｌの含有量は合計で
２．５％以下とする。When a large amount of these ferrite stabilizing elements is added, C is concentrated in austenite, but the volume ratio decreases, so the total content of Si and Al is set to 2.5% or less.

【００５８】他方、Ｓｉには溶融亜鉛めっき時の母材と
溶融めっき浴との間の濡れ性を阻害する作用があり、Ｓ
ｉを過度に含有させると不めっきが生じるおそれがあ
る。また、Ｓｉは亜鉛めっき層の合金化を遅延させる作
用もある。従ってＳｉは含有させなくても構わないが、
含有させる場合でも、上記の悪影響を避けるために、Ｓ
ｉ含有量は０．７％以下とする。好ましくは０．６％以
下である。On the other hand, Si has an effect of impeding the wettability between the base material and the hot dip bath during hot dip galvanizing, and S
If i is contained excessively, non-plating may occur. Further, Si also has a function of delaying alloying of the galvanized layer. Therefore, Si may not be contained,
Even in the case of containing S, in order to avoid the above adverse effect, S
The i content is 0.7% or less. It is preferably 0.6% or less.

【００５９】Ａｌは、上述のフェライト安定化作用があ
るうえ、めっき濡れ性を阻害しない元素であるのでＳｉ
よりも好適な元素である。フェライト安定化のためにＡ
ｌは０．４％以上含有させる。また、Ａｌは製鋼時に脱
酸材として使われるが、２．０％を超えて含有させると
鋼板中に介在物が多くなり延性を損なうので、Ａｌの含
有量は２．０％以下とする。Since Al is an element which has the above-described ferrite stabilizing effect and does not impair the plating wettability, Si is used.
Is a more preferable element. A for stabilizing ferrite
l is 0.4% or more. Further, Al is used as a deoxidizing material during steelmaking, but if it is contained in an amount exceeding 2.0%, the amount of inclusions in the steel sheet increases and the ductility is impaired, so the Al content is made 2.0% or less.

【００６０】Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト安定化元素で
あり、本発明の必須元素の一つである。２相域での焼鈍
後の冷却過程において、オーステナイトをマルテンサイ
トに変態させることなく室温まで残留させるために、Ｍ
ｎを０．８％以上含有させる。他方Ｍｎは鋼が凝固する
際に偏析する傾向があり、過剰にＭｎを含有させると偏
析に起因する縞状組織が生じ、延性が損なわれる。これ
を避けるためにＭｎ含有量は２．５％以下とする。好ま
しくは、２．０％以下である。Mn: Mn is an austenite stabilizing element and is one of the essential elements of the present invention. In the cooling process after annealing in the two-phase region, in order to allow austenite to remain at room temperature without being transformed into martensite, M
The content of n is 0.8% or more. On the other hand, Mn tends to segregate when the steel is solidified, and if Mn is excessively contained, a striped structure due to segregation occurs and ductility is impaired. In order to avoid this, the Mn content is 2.5% or less. It is preferably 2.0% or less.

【００６１】Ｐ：Ｐは鋼の凝固時に偏析する傾向があ
り、過剰に含有させると偏析に起因する縞状組織が生
じ、延性を損なう。また、溶接性も損なう。これらの害
を避けるためにＰ含有量は０．０５％以下とする。好ま
しくは０．０２％以下である。ただし、ＰはＣｕと共存
させると鋼板表層に安定な皮膜を形成し、耐食性を向上
させる場合がある。従ってＣｕを含有する鋼において
は、Ｐを０．０１％以上、０．０５％以下含有させるこ
とが好ましい。P: P tends to segregate during solidification of steel, and if it is contained excessively, a striped structure is generated due to segregation and impairs ductility. Also, the weldability is impaired. In order to avoid these harms, the P content is set to 0.05% or less. It is preferably 0.02% or less. However, when P coexists with Cu, it may form a stable film on the surface layer of the steel sheet and may improve the corrosion resistance. Therefore, in the steel containing Cu, it is preferable to contain P in an amount of 0.01% or more and 0.05% or less.

【００６２】Ｓ：不純物元素として鋼中に不可避的に含
有される。Ｓ含有量が多いとＭｎＳとしての析出量が増
し、延性が阻害されるうえ、オーステナイト安定化元素
としてのＭｎを消費する。従ってＳ含有量は０．０１％
以下とする。S: Inevitably contained in steel as an impurity element. When the S content is large, the amount of precipitation as MnS increases, the ductility is hindered, and Mn as an austenite stabilizing element is consumed. Therefore, the S content is 0.01%
Below.

【００６３】Ｎ：不純物元素として鋼中に不可避的に含
有され、低い方が好ましい。Ｎ含有量が多いとＡｌＮに
よるスラブ割れの原因になるほか、製品でもＡｌＮは延
性を低下させるので、上限は０．０１％とする。より加
工性を重視する場合は、０．００５％以下とすることが
望ましい。N: Inevitably contained in steel as an impurity element, and the lower the content, the better. If the N content is high, it causes slab cracking due to AlN, and AlN also reduces ductility in the product, so the upper limit is made 0.01%. When more emphasis is placed on workability, it is desirable to set it to 0.005% or less.

【００６４】ＴｉおよびＮｂ：これらの元素はいずれも
炭化物生成元素であり、鋼中において微細な析出物を形
成して鋼板を強化すると共に、結晶組織を微細にしてめ
っき層の合金化を促進する効果がある。これらの効果を
得るために、両者の合計で０．００３％以上含有させて
も構わない。これらの元素の含有量が合計で０．０５％
を超えると強度の上昇よりも延性の低下が顕著になるの
で、含有させる場合の合計量は０．０５％と以下する。Ti and Nb: All of these elements are carbide-forming elements, which form fine precipitates in the steel to strengthen the steel sheet, and make the crystal structure finer to promote alloying of the plating layer. effective. In order to obtain these effects, the total content of both may be 0.003% or more. The total content of these elements is 0.05%
If it exceeds, the decrease in ductility becomes more noticeable than the increase in strength, so the total amount when contained is set to 0.05% or less.

【００６５】また、Ｔｉは鋼中のＮと結合し易く、Ａｌ
Ｎの析出に優先してＴｉＮが析出することにより、Ａｌ
Ｎの析出に起因するスラブ割れを防止する作用がある。
この効果を確実に得るには、（Ｔｉ／４８）／（Ｎ／１
４）≧２となるように、Ｔｉを含有させるのが好まし
い。Further, Ti easily bonds with N in steel, and Al
By precipitating TiN prior to the precipitation of N, Al
It has an effect of preventing slab cracking due to precipitation of N.
To ensure this effect, (Ti / 48) / (N / 1
4) It is preferable to add Ti so that ≧ 2.

【００６６】ＣｒおよびＭｏ：これらの元素はパーライ
ト変態を抑制する作用があり、２相域での焼鈍後の冷却
において、パーライト変態を抑制してオーステナイトの
減少を抑える効果がある。逆にこれらの元素を過剰に含
有させると、ベイナイト変態を遅延させてしまい、オー
ステナイトへの炭素濃縮が不十分となる。従って適正な
残留オーステナイトを得るために、Ｃｒは０．０５％以
上、１．０％以下、Ｍｏは０．０１％以上、０．２％以
下の範囲でこれらのいずれか、または双方を含有させて
も構わない。Cr and Mo: These elements have the effect of suppressing the pearlite transformation, and have the effect of suppressing the pearlite transformation and suppressing the austenite reduction during cooling after annealing in the two-phase region. On the contrary, if these elements are excessively contained, bainite transformation is delayed and carbon concentration in austenite becomes insufficient. Therefore, in order to obtain proper retained austenite, Cr is contained in the range of 0.05% or more and 1.0% or less, and Mo is contained in the range of 0.01% or more and 0.2% or less, or both. It doesn't matter.

【００６７】Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏ：これらの元素はい
ずれも鉄炭化物中に溶け難い元素であり、ベイナイト変
態中に炭化物の析出を抑制し、オーステナイトを残留さ
せる作用がある。この効果を得るために、Ｃｕは０．１
％以上、Ｎｉは０．０５％以上、Ｃｏは０．０００５％
以上の範囲で、１種または２種以上を含有させても構わ
ない。これらの元素は過剰に含有させると、ベイナイト
変態が不十分になり、連続焼鈍設備における過時効帯、
または連続溶融めっきにおける低温保持においてオース
テナイト中に炭素が十分濃縮されないので、含有させる
場合でも、Ｃｕは１．０％以下、Ｎｉは０．５％以下、
Ｃｏは１．０％以下、合計で１．５％以下とする。Cu, Ni and Co: All of these elements are elements that are difficult to dissolve in iron carbide, and have the function of suppressing the precipitation of carbide during bainite transformation and leaving austenite remaining. To obtain this effect, Cu is 0.1
% Or more, Ni 0.05% or more, Co 0.0005%
Within the above range, one kind or two or more kinds may be contained. If these elements are contained excessively, bainite transformation becomes insufficient, and overaging zone in continuous annealing equipment,
Alternatively, since carbon is not sufficiently concentrated in austenite during low temperature holding in continuous hot dip plating, Cu is 1.0% or less, Ni is 0.5% or less, even when contained.
Co is 1.0% or less, and 1.5% or less in total.

【００６８】また、ＣｕはＰと共存すると耐食性を向上
するのでこの目的のために含有させても構わない。な
お、Ｃｕはスラブ割れの要因となるので、Ｃｕ添加時に
はＮｉをＮｉ≧Ｃｕ／２を満足して複合添加することが
好ましい。Further, since Cu improves corrosion resistance when it coexists with P, Cu may be contained for this purpose. Since Cu becomes a factor of slab cracking, it is preferable to add Ni in a complex manner when Ni is added so that Ni ≧ Cu / 2 is satisfied.

【００６９】残部はＦｅおよび不可避的不純物である。 （２）圧延、焼鈍およびめっき条件 上記化学組成を有する冷間圧延板は、所定の化学組成を
有する鋼を常法に従い転炉などで溶製し、連続鋳造して
スラブとし、熱間圧延したのち、酸洗などの処理を経て
冷間圧延するなどの方法で得られる。The balance is Fe and inevitable impurities. (2) Rolling, annealing and plating conditions The cold-rolled plate having the above chemical composition is prepared by smelting steel having a predetermined chemical composition in a converter or the like according to a conventional method, continuously casting into a slab, and hot rolling. After that, it is obtained by a method such as cold rolling after a treatment such as pickling.

【００７０】熱間圧延は公知の方法でおこなえばよい。
鋳込まれたスラブを直接熱間圧延してもよいし、再加熱
してから熱間圧延してもよい。圧延温度が低すぎると、
圧延中にフェライト変態して加工フェライト組織が現れ
るため、仕上圧延出側温度（仕上温度）を８００℃以上
とするのが好ましい。鋼板の全幅、全長にわたって仕上
温度を確保するため、粗圧延と仕上圧延の間で補助加熱
をおこなってもよい。仕上圧延後の冷却は特に限定しな
いが、熱間圧延板の組織を微細化するために、仕上圧延
直後から水冷することが好ましい。The hot rolling may be performed by a known method.
The cast slab may be directly hot-rolled, or may be reheated and then hot-rolled. If the rolling temperature is too low,
Since the ferrite transformation occurs during rolling and a worked ferrite structure appears, it is preferable that the finish rolling outlet temperature (finishing temperature) be 800 ° C. or higher. In order to secure the finishing temperature over the entire width and the entire length of the steel sheet, auxiliary heating may be performed between the rough rolling and the finishing rolling. The cooling after finish rolling is not particularly limited, but it is preferable to perform water cooling immediately after finish rolling in order to refine the structure of the hot rolled plate.

【００７１】巻取温度を低くしすぎると、第２相として
ベイナイトおよびマルテンサイトが生成し、冷間圧延が
困難になるので、５００℃以上で巻取ることが好まし
い。巻取温度が高すぎると、スケールロスが増加すると
ともに、鋼板が軟質になりすぎて巻姿が崩れやすくなる
ので、６８０℃以下とするのが好ましい。If the coiling temperature is too low, bainite and martensite are produced as the second phase, making cold rolling difficult. Therefore, coiling at 500 ° C. or higher is preferable. If the winding temperature is too high, scale loss increases and the steel sheet becomes too soft and the winding shape tends to collapse, so the temperature is preferably 680 ° C or lower.

【００７２】冷間圧延：冷間圧延は常法によっておこな
えばよいが、圧下率を低くしすぎると圧延効率が低下
し、高くしすぎると圧延荷重が増大し圧延が困難になる
ので、４０％以上、７０％以下の範囲とするのが好まし
い。Cold rolling: Cold rolling may be carried out by a conventional method, but if the reduction ratio is too low, the rolling efficiency decreases, and if it is too high, the rolling load increases and rolling becomes difficult. As described above, the range is preferably 70% or less.

【００７３】上記冷間圧延板には連続焼鈍（１回目の焼
鈍）を施した後に連続溶融亜鉛めっきを施す。連続溶融
亜鉛めっきでは、めっき前に焼鈍（２回目の焼鈍）がお
こなわれる。The cold-rolled sheet is subjected to continuous annealing (first annealing) and then continuous hot dip galvanizing. In continuous hot-dip galvanizing, annealing (second annealing) is performed before plating.

【００７４】連続焼鈍：連続焼鈍（１回目の焼鈍）は、
冷間圧延板の再結晶焼鈍に使用される公知の連続焼鈍設
備、すなわち、入り側から順に加熱帯、均熱帯、冷却
帯、過時効帯を備えた設備が望ましい。冷間圧延板は、
再結晶をおこなわせると共に、Ｃをオーステナイトに濃
縮させるため、加熱帯において、７８０℃以上、８６０
℃以下の２相域温度に加熱して焼鈍する。Continuous annealing: Continuous annealing (first annealing) is
Known continuous annealing equipment used for recrystallization annealing of a cold rolled sheet, that is, equipment having a heating zone, a soaking zone, a cooling zone, and an overaging zone in order from the entrance side is desirable. Cold rolled plate
In order to recrystallize and to concentrate C to austenite, in the heating zone, 780 ° C or higher, 860
Anneal by heating to a two-phase region temperature of ℃ or less.

【００７５】焼鈍温度が７８０℃に満たない場合には再
結晶が不十分になるうえ、セメンタイトが再固溶するの
に時間がかかりすぎる。逆に、焼鈍温度が８６０℃を超
えると、焼鈍温度での鋼のオーステナイト体積率が過大
になり、オーステナイト中のＣ濃度が低下する。好まし
くは８００℃以上、８５０℃以下である。When the annealing temperature is less than 780 ° C., recrystallization becomes insufficient and it takes too much time for solid solution of cementite. On the contrary, when the annealing temperature exceeds 860 ° C., the austenite volume ratio of the steel at the annealing temperature becomes excessive and the C concentration in the austenite decreases. It is preferably 800 ° C. or higher and 850 ° C. or lower.

【００７６】上記２相域での保持時間（均熱時間）が３
０秒に満たない場合にはセメンタイトの再溶解が不十分
となり、９０秒を超える場合にはオーステナイト粒が粗
大化するので好ましくない。従って、保持時間は３０秒
以上、９０秒以下とする。The holding time (soaking time) in the above two-phase region is 3
If it is less than 0 seconds, redissolution of cementite becomes insufficient, and if it exceeds 90 seconds, austenite grains become coarse, which is not preferable. Therefore, the holding time is 30 seconds or more and 90 seconds or less.

【００７７】２相域焼鈍を施した後は、パーライト変態
を抑制するために、７００℃以下、４５０℃以上の温度
範囲を３０℃／秒以上の冷却速度で冷却する。冷却速度
の上限は特に限定するものではないが、過度に早くしす
ぎると、パーライト変態抑制効果が飽和するうえ、冷却
終了温度の制御が困難となる場合があるので、１００℃
／秒以下とするのが好ましい。After the two-phase region annealing, in order to suppress the pearlite transformation, the temperature range of 700 ° C. or lower and 450 ° C. or higher is cooled at a cooling rate of 30 ° C./sec or higher. The upper limit of the cooling rate is not particularly limited, but if it is too fast, the effect of suppressing pearlite transformation is saturated and it may be difficult to control the cooling end temperature.
/ Sec or less is preferable.

【００７８】上記冷却の開始点は限定しないが、フェラ
イトの体積率を増やして、オーステナイト中にＣを濃縮
するために、焼鈍温度から７００℃までは１０℃／秒以
下の冷却速度で冷却することが好ましい。Although the starting point of the cooling is not limited, in order to increase the volume ratio of ferrite and concentrate C in austenite, cooling from an annealing temperature to 700 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./sec or less is necessary. Is preferred.

【００７９】上記冷却に引き続き、４５０℃以下、３５
０℃以上の温度範囲で１００秒以上、５００秒以下保持
する。この保持とは、一定温度に保持しても良いし、上
記温度範囲内で徐々に温度を低下させてもよい。この温
度範囲あるいは保持時間範囲の上限、下限いずれを外れ
ても、ベイナイト変態が不十分にとなり、オーステナイ
トへのＣの濃縮があまり起こらなくなる。好ましくは４
５０℃以下、３７０℃以上の温度範囲で２００秒以上、
４００秒以下保持する。その後の冷却については限定し
ないが、強制冷却をおこなっても良い。Subsequent to the above-mentioned cooling, the temperature is kept at 450 ° C. or below, 35
Hold in the temperature range of 0 ° C. or higher for 100 seconds or more and 500 seconds or less. The holding may be holding at a constant temperature or may be gradually lowered within the above temperature range. If the upper limit or the lower limit of this temperature range or holding time range is deviated, bainite transformation becomes insufficient and C concentration in austenite rarely occurs. Preferably 4
200 seconds or more in a temperature range of 50 ° C or lower, 370 ° C or higher,
Hold for 400 seconds or less. The subsequent cooling is not limited, but forced cooling may be performed.

【００８０】溶融亜鉛めっき：溶融亜鉛めっき（２回目
の焼鈍を含む）は、公知の連続溶融亜鉛めっき設備、す
なわち、入り側から順に加熱帯、均熱帯、冷却帯、低温
保持帯、溶融亜鉛浴、合金化処理帯を備えた設備を用い
るのが望ましい。合金化処理をおこなわない場合には、
合金化処理帯は必要ない。Hot-dip galvanizing: Hot-dip galvanizing (including the second annealing) is a known continuous hot-dip galvanizing facility, that is, a heating zone, a soaking zone, a cooling zone, a low-temperature holding zone, and a hot-dip zinc bath in order from the entrance side. It is desirable to use equipment equipped with an alloying zone. If no alloying treatment is performed,
No alloying zone is required.

【００８１】連続焼鈍された鋼板は、加熱帯で７８０℃
以上、８６０℃以下の２相域に加熱して焼鈍する（２回
目の焼鈍）。１回目の焼鈍で形成された残留オーステナ
イトは、上記焼鈍の加熱途中にフェライトとセメンタイ
トに分解するが、Ａｃ１点以上で再びオーステナイトに
変態する。焼鈍温度が７８０℃に満たない場合には、残
留オーステナイトが分解したままであり、オーステナイ
トの形成量が少ない。逆に焼鈍温度が８６０℃を超える
場合には、鋼板の結晶組織がオーステナイト単相に近く
なるため、オーステナイトへのＣ濃縮が進行しない。The continuously annealed steel sheet was heated to 780 ° C. in the heating zone.
As described above, annealing is performed by heating in a two-phase region at 860 ° C or lower (second annealing). The retained austenite formed by the first annealing decomposes into ferrite and cementite during the heating of the above-mentioned annealing, but is transformed into austenite again at the Ac1 point or higher. When the annealing temperature is less than 780 ° C., the retained austenite remains decomposed and the amount of austenite formed is small. On the contrary, when the annealing temperature exceeds 860 ° C., the crystal structure of the steel sheet becomes close to the austenite single phase, so that C concentration in austenite does not proceed.

【００８２】２相域での滞留時間（均熱時間）が１０秒
に満たない場合には、セメンタイトの溶解が不十分とな
るので、上記温度域での保持時間は１０秒以上とする。
保持時間が過度に長くなるとオーステナイト粒内の炭素
濃度分布（前述した、中心が高濃度で周辺低濃度）が拡
散によって消失し、炭素濃度が高い領域が無くなってし
まうため、１回目の焼鈍を行わない時と同じになってし
まうのでよくない。これを避けるために、２相域での保
持時間は９０秒以下とする。If the residence time (soaking time) in the two-phase region is less than 10 seconds, the dissolution of cementite will be insufficient, so the holding time in the above temperature range is 10 seconds or more.
If the holding time becomes excessively long, the carbon concentration distribution in the austenite grains (the above-described high concentration in the center and low concentration in the periphery) disappears due to diffusion, and the region of high carbon concentration disappears, so the first annealing is performed. It's not good because it will be the same as when it was not there. To avoid this, the holding time in the two-phase region is 90 seconds or less.

【００８３】オーステナイトを過冷状態にするためには
焼鈍後の冷却速度を速くするのがよいが、一般的な溶融
亜鉛めっきラインは強力な冷却設備を備えていないため
に、冷間圧延板の連続焼鈍設備のような急速冷却は困難
である。In order to bring the austenite into a supercooled state, it is preferable to increase the cooling rate after annealing. However, since a general hot dip galvanizing line is not equipped with a powerful cooling facility, the cold rolling plate is Rapid cooling like continuous annealing equipment is difficult.

【００８４】しかしながら本発明の製造方法において
は、前述したように、１回目の焼鈍によって炭素が濃化
した残留オーステナイト相を形成させ、２回目の焼鈍に
おいてはその炭素濃化領域を壊すことなく均熱するの
で、１回目の焼鈍の均熱の時よりも、Ｃが高濃度に濃化
したオーステナイトが形成される。従って、２回目の焼
鈍に際しては、焼鈍温度からパーライト変態のノーズを
下回る５００℃までの間の冷却速度を３℃／秒以上とす
ることができれば、パーライトの析出を抑制し、オース
テナイト量を維持することができる。However, in the manufacturing method of the present invention, as described above, the retained austenite phase in which the carbon is enriched is formed by the first annealing, and in the second annealing, the carbon-enriched region is not destroyed and is uniformly leveled. Since it is heated, austenite in which C is concentrated to a higher concentration than in the case of soaking during the first annealing is formed. Therefore, in the second annealing, if the cooling rate from the annealing temperature to 500 ° C., which is lower than the nose of pearlite transformation, can be 3 ° C./sec or more, the precipitation of pearlite is suppressed and the austenite amount is maintained. be able to.

【００８５】上記冷却に引き続き、４６０℃〜５００℃
の温度領域で１５秒以上保持する低温保持を施す。この
低温保持を施すことによりベイナイト変態を進行させ、
オーステナイト中にさらにＣを濃縮して安定化させる。
この低温保持の温度は、通常の連続焼鈍で用いられてい
る過時効温度よりも高温である。しかしながら、上述の
ように焼鈍を２回施すことによりオーステナイト中の炭
素濃度が高くなっているので、上記のような低温保持に
おいてもベイナイト変態が十分に進行するものと考えら
れる。Following the above cooling, 460 ° C to 500 ° C
In this temperature range, low temperature holding for 15 seconds or more is performed. By maintaining this low temperature, bainite transformation proceeds,
C is further concentrated in austenite to stabilize it.
This low temperature holding temperature is higher than the overaging temperature used in normal continuous annealing. However, since the carbon concentration in the austenite is increased by performing the annealing twice as described above, it is considered that the bainite transformation sufficiently progresses even in the above low temperature holding.

【００８６】低温保持温度が５００℃を超える場合に
は、保持中にパーライト変態が進行し、所望の残留オー
ステナイトが得られない。低温保持温度を４６０℃に満
たない低温度域とすると、めっき浴より温度が低いた
め、鋼板がめっき浴に侵入すると同時にめっき浴の凝固
が開始し、めっき付着量制御が困難になる。めっき浴直
前で再加熱などをおこなう場合には、低温保持を４６０
℃に満たない温度領域でおこなうことも可能であるが、
その場合でも、３５０℃以上とするのがよい。If the low temperature holding temperature exceeds 500 ° C., pearlite transformation proceeds during holding, and desired retained austenite cannot be obtained. When the low-temperature holding temperature is set to a low temperature range of less than 460 ° C., the temperature is lower than that of the plating bath, so that at the same time when the steel sheet enters the plating bath, solidification of the plating bath starts, and it becomes difficult to control the coating amount. When performing reheating immediately before the plating bath, keep it at a low temperature of 460
It is possible to do it in the temperature range below ℃,
Even in that case, the temperature is preferably 350 ° C. or higher.

【００８７】低温保持時間が１５秒に満たない場合に
は、オーステナイトへのＣ濃縮が不十分で残留オーステ
ナイトの安定化が不十分となり、合金化処理時にオース
テナイトが容易に分解してしまう。低温保持時間を長く
すると、より高濃度に炭素が濃縮されて合金化処理中の
分解を抑える利点がある。従って低温保持時間は２０秒
以上とするのが好ましい。When the low temperature holding time is less than 15 seconds, the C concentration in austenite is insufficient and the retained austenite is insufficiently stabilized, and the austenite is easily decomposed during the alloying treatment. When the low-temperature holding time is lengthened, carbon is concentrated to a higher concentration, which has an advantage of suppressing decomposition during the alloying process. Therefore, the low temperature holding time is preferably 20 seconds or more.

【００８８】しかしながら低温保持時間を過度に長くす
ると残留オーステナイトの安定化作用が飽和し、それ以
上の保持は生産性を損なうのみであるので、１２０秒以
下とするのがよい。However, if the low temperature holding time is excessively long, the stabilizing action of the retained austenite is saturated, and if the holding time is longer than that, the productivity is only impaired.

【００８９】溶融亜鉛めっきは常法によりおこなえばよ
い。めっき浴から鋼板を引き上げた後、常法によりめっ
き付着量を調整した後、合金化処理を施さない場合はそ
のまま室温まで冷却する。The hot dip galvanizing may be carried out by a conventional method. After pulling up the steel sheet from the plating bath and adjusting the coating weight by a conventional method, if no alloying treatment is carried out, it is cooled to room temperature as it is.

【００９０】合金化処理を施す場合には、めっき付着量
を調整した後、合金化炉にて４８０℃以上、５３０℃以
下の合金化温度に加熱し、その温度領域で１０秒以上、
３０秒以下保持する。合金化温度が４８０℃に満たない
場合、あるいは保持時間が１０秒に満たない場合には合
金化が十分におこなえない。合金化温度が５３０℃を超
える場合には、残留オーステナイトがセメンタイトに分
解してしまい、機械特性が劣化する。保持時間が３０秒
を超える場合には、合金化が過度に進行し、加工時にめ
っき皮膜が剥離するパウダリング不良が生じるのでよく
ない。When alloying treatment is performed, after adjusting the amount of plating deposition, the alloying furnace is heated to an alloying temperature of 480 ° C. or higher and 530 ° C. or lower for 10 seconds or longer in the temperature range.
Hold for 30 seconds or less. When the alloying temperature is less than 480 ° C. or the holding time is less than 10 seconds, alloying cannot be sufficiently performed. If the alloying temperature exceeds 530 ° C., the retained austenite decomposes into cementite and the mechanical properties deteriorate. If the holding time exceeds 30 seconds, alloying will proceed excessively and powdering failure will occur in which the plating film peels off during processing, which is not preferable.

【００９１】上記条件以外は常法により製造すればよ
い。例えば、連続焼鈍後や溶融亜鉛めっき後に、鋼板の
平坦矯正、表面粗度調整、降伏点伸びの低減のための調
質圧延などをおこなっても構わない。Other than the above-mentioned conditions, it may be produced by a conventional method. For example, flattening of the steel sheet, adjustment of surface roughness, temper rolling for reducing elongation at yield, and the like may be performed after continuous annealing or hot dip galvanizing.

【００９２】[0092]

【実施例】表２に示す化学組成を有する鋼を実験室で溶
解し、熱間鍛造をおこない、厚さが２０ｍｍの鋼片とし
た。Example Steels having the chemical compositions shown in Table 2 were melted in a laboratory and hot forged to obtain steel pieces having a thickness of 20 mm.

【００９３】[0093]

【表２】 上記鋼片を１２００℃に加熱して３０分間保持し、１０
００℃から熱間圧延を開始して８５０℃で完了し、次い
で水スプレーにより５５０℃まで冷却し、徐冷炉に装入
して５５０℃で３０分保持し、その後２０℃／時の冷却
速度で室温まで徐冷して厚さが３ｍｍの熱間圧延板を得
た。これらを酸洗してスケールを除去し、冷間圧延を施
して厚さが１．６ｍｍの冷間圧延板を得た。[Table 2] The above billet is heated to 1200 ° C. and kept for 30 minutes,
Hot rolling is started from 00 ° C and completed at 850 ° C, then cooled to 550 ° C by water spray, charged into a slow cooling furnace and kept at 550 ° C for 30 minutes, then at room temperature at a cooling rate of 20 ° C / hour. It was gradually cooled to a hot-rolled plate having a thickness of 3 mm. These were pickled to remove the scale and cold rolled to obtain a cold rolled plate having a thickness of 1.6 mm.

【００９４】この冷間圧延板から得たサンプルを用い
て、図１に示すヒートパターンでの連続焼鈍ライン相当
の熱処理Ａを１回目の焼鈍として施した後、引き続き連
続溶融亜鉛めっきライン相当の熱処理Ｂを２回目の焼鈍
を兼ねて施した。一部の鋼については、従来例として熱
処理Ｂのみを施した場合も試験、評価した。その際、焼
鈍条件（熱処理Ａの焼鈍均熱条件：Ｒ_A1、熱処理Ｂの焼
鈍均熱条件：Ｒ_A2、冷却速度：Ｃ_R2、低温保持条件Ｔ_LH
は、表３に示すように種々変更した。Using the sample obtained from this cold-rolled sheet, the heat treatment A corresponding to the continuous annealing line in the heat pattern shown in FIG. 1 was performed as the first annealing, and then the heat treatment corresponding to the continuous hot-dip galvanizing line. B was applied also as the second annealing. Some of the steels were also tested and evaluated when only heat treatment B was performed as a conventional example. At that time, annealing conditions (annealing soaking condition for heat treatment A: R _A1 , annealing soaking condition for heat treatment B: R _A2 , cooling rate: C _R2 , low temperature holding condition T _LH
Were variously changed as shown in Table 3.

【００９５】[0095]

【表３】 上記熱処理後の鋼板には伸び率１％の調質圧延を施し、
圧延方法に平行にＪＩＳ−５号試験片を採取し、引張試
験をおこなった。得られた試験結果を表４に示す。[Table 3] After the heat treatment, the steel sheet is temper-rolled with an elongation of 1%,
A JIS-5 test piece was sampled in parallel with the rolling method and a tensile test was performed. The test results obtained are shown in Table 4.

【００９６】[0096]

【表４】 本発明が規定する化学組成範囲の成分を有する鋼Ｂを用
い、本発明が規定する範囲の条件で製造した試験番号１
〜３は、優れた強度−延性バランスを示していた。合金
化処理を施さなかった試験番号３は、試験番号１と同様
の優れた強度−延性バランスを示していた。試験番号４
は、熱処理Ａを行わなかったため、試験番号１と同じ熱
処理Ｂを施したにもかかわらず、伸びが小さく強度−延
性バランスがよくなかった。[Table 4] Test No. 1 manufactured under the conditions of the range specified by the present invention by using Steel B having the components in the chemical composition range specified by the present invention
3 to 3 showed an excellent strength-ductility balance. Test No. 3, which was not subjected to the alloying treatment, showed the same excellent strength-ductility balance as Test No. 1. Exam number 4
Since heat treatment A was not performed, heat treatment B, which was the same as test number 1, was performed, but the elongation was small and the strength-ductility balance was poor.

【００９７】熱処理Ａの焼鈍温度が低すぎた試験番号５
は、熱処理Ａの均熱中にオーステナイトが形成されず、
熱処理Ａの後に残留オーステナイトが存在しないため、
本発明が規定する条件に従って熱処理Ｂを施しても、オ
ーステナイトに炭素を濃縮することができず、残留オー
ステナイトが形成されなかったため、伸びが低かった。
試験番号６は、熱処理Ａでオーステナイトは形成されて
いるが、均熱時間が短かすぎたためセメンタイトの溶解
が不完全で、Ｃのオーステナイトへの濃化が不十分であ
り、伸びが低かった。試験番号７は、熱処理Ａで残留オ
ーステナイトが形成されているが、熱処理Ｂでの焼鈍温
度が低すぎたために、残留オーステナイトがセメンタイ
トに分解したままで、残留オーステナイトが得られず、
伸びが低かった。試験番号８は、熱処理Ｂでの焼鈍温度
が高すぎたため、熱処理Ａで形成された炭素の濃化領域
が拡散によって消失し、その後の冷却で残留オーステナ
イトを残すことができなかったために、伸びが低かっ
た。試験番号９は、熱処理Ｂにおいて均熱後の冷却速度
が低すぎたため、パーライトが析出してオーステナイト
量が減少し、伸びが低かった。試験番号１０は、熱処理
Ｂでの冷却保持温度が高過ぎたためにパーライトが析出
し、伸びが低かった。試験番号１１は、合金化処理条件
の内の合金化温度が高すぎたので、残留オーステナイト
が分解してしまったため、伸びが低かった。試験番号１
２は、合金化処理条件の保持時間が長すぎたためにオー
ステナイトが分解し、その結果として良好な伸びが得ら
れなかった。Annealing temperature of heat treatment A was too low Test number 5
Does not form austenite during soaking of heat treatment A,
Since there is no retained austenite after heat treatment A,
Even when the heat treatment B was performed according to the conditions specified by the present invention, carbon could not be concentrated in the austenite and residual austenite was not formed, so the elongation was low.
In Test No. 6, although austenite was formed by the heat treatment A, the soaking time was too short, the dissolution of cementite was incomplete, the concentration of C in austenite was insufficient, and the elongation was low. Test No. 7 shows that residual austenite was formed in the heat treatment A, but because the annealing temperature in the heat treatment B was too low, the retained austenite remained decomposed into cementite and no retained austenite was obtained.
The growth was low. In the test number 8, since the annealing temperature in the heat treatment B was too high, the carbon-enriched region formed in the heat treatment A disappeared due to diffusion, and residual austenite could not be left in the subsequent cooling, so that the elongation was increased. It was low. In Test No. 9, since the cooling rate after soaking was too low in heat treatment B, pearlite was precipitated, the amount of austenite was decreased, and the elongation was low. In test number 10, pearlite was precipitated and the elongation was low because the cooling holding temperature in heat treatment B was too high. In Test No. 11, the alloying temperature was too high among the alloying treatment conditions, and the retained austenite was decomposed, so that the elongation was low. Exam number 1
In No. 2, austenite was decomposed because the holding time under the alloying treatment condition was too long, and as a result, good elongation was not obtained.

【００９８】本発明の規定する化学組成を備えた鋼Ｃ、
Ｄ、Ｇ、Ｈ、Ｉを用い、本発明の規定する条件で製造し
た試験番号１３、１４、１７、１８、１９、２０は、優
れた強度−延性バランスを示した。試験番号１５は、用
いた鋼ＥのＭｎが少なすぎたためにオーステナイト安定
化効果が不足し、残留オーステナイトが得られず、伸び
が低かった。試験番号１６は、用いた鋼Ｆの（Ｓｉ＋Ａ
ｌ）含有量が少なすぎたためにベイナイト変態中にセメ
ンタイトが析出し、オーステナイトにＣを濃縮する効果
が不足して残留オーステナイトが得られず、伸びが低く
なった。Steel C with the chemical composition defined by the invention,
Test Nos. 13, 14, 17, 18, 19, and 20 produced using D, G, H, and I under the conditions specified by the present invention showed an excellent strength-ductility balance. In Test No. 15, the austenite stabilizing effect was insufficient because the Mn of the steel E used was too small, residual austenite was not obtained, and the elongation was low. Test No. 16 is (Si + A) of the steel F used.
l) Since the content was too small, cementite was precipitated during the bainite transformation, the effect of concentrating C in austenite was insufficient, residual austenite was not obtained, and the elongation was low.

【００９９】[0099]

【発明の効果】本発明の製造方法によれば一般的な既存
の連続焼鈍設備と連続溶融亜鉛めっき設備を使用し、冷
間圧延板に特定条件で２回の熱処理を施すことにより、
高強度と高延性を兼ね備えた溶融亜鉛めっき鋼板、ある
いは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、容易に製造するこ
とができる。従って本発明の製造方法は、自動車、その
他種々の構造部材や製品などへの高強度鋼板の適用を容
易にし、自動車の衝突安全性向上や、鋼製品の軽量化推
進に大きく寄与するので、本発明により得られる工業的
メリットは大きい。According to the manufacturing method of the present invention, the general existing continuous annealing equipment and continuous hot dip galvanizing equipment are used, and the cold rolled sheet is subjected to the heat treatment twice under the specific conditions.
A hot-dip galvanized steel sheet having both high strength and high ductility or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet can be easily produced. Therefore, the manufacturing method of the present invention facilitates the application of high-strength steel sheets to automobiles and various other structural members and products, and greatly contributes to improving the collision safety of automobiles and promoting the weight reduction of steel products. The industrial merit obtained by the invention is great.

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

【図１】本発明の実施例に係わる、冷間圧延板の熱処理
サイクルを示すグラフである。FIG. 1 is a graph showing a heat treatment cycle of a cold rolled sheet according to an example of the present invention.

【図２】引張り特性に及ぼす熱処理条件の影響を示すグ
ラフである。FIG. 2 is a graph showing the effect of heat treatment conditions on tensile properties.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06 38/58 38/58 (56)参考文献 特開 平11−236621（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−70723（ＪＰ，Ａ) 特開 平11−222644（ＪＰ，Ａ) 特開2000−109966（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−158226（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C23C 2/06 C21D 9/46 C23C 2/28 C23C 2/40 C22C 38/00 301 C22C 38/06 C22C 38/58 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of front page (51) Int.Cl. ⁷ identification code FI C22C 38/06 C22C 38/06 38/58 38/58 (56) Reference JP-A-11-236621 (JP, A) JP 7-70723 (JP, A) JP 11-222644 (JP, A) JP 2000-109966 (JP, A) JP 55-158226 (JP, A) (58) Fields investigated (Int. Cl. ⁷ , DB name) C23C 2/06 C21D 9/46 C23C 2/28 C23C 2/40 C22C 38/00 301 C22C 38/06 C22C 38/58

Claims (5)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．４〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下、かつ、Ｓｉ＋
Ａｌ：１．０〜２．５％、残部Ｆｅおよび不可避不純物
の化学組成を有する冷間圧延板に、下記条件を満足する
連続焼鈍を施し、次いで下記条件を満足する溶融亜鉛め
っきを施すことを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼
板の製造方法； 連続焼鈍条件：鋼を７８０℃以上、８６０℃以下の２相
域に加熱し、該２相域で３０秒以上、９０秒以下保持し
た後、７００℃以下、４５０℃以上の温度範囲を３０℃
／秒以上の冷却速度で冷却し、次いで４５０℃以下、３
５０℃以上の温度範囲で１００秒以上、５００秒以下保
持した後、室温まで冷却する、 溶融亜鉛めっき条件：鋼を７８０℃以上、８６０℃以下
の２相域に加熱し、該温度域で１０秒以上、９０秒以下
保持した後、５００℃以下まで３℃／秒以上の冷却速度
で冷却し、５００℃以下、４６０℃以上の温度範囲で１
５秒以上保持した後、溶融亜鉛浴に浸漬してめっきし、
室温まで冷却する。1. In mass%, C: 0.05 to 0.25%,
Si: 0.7% or less, Mn: 0.8 to 2.5%, P:
0.05% or less, S: 0.01% or less, sol. Al:
0.4-2.0%, N: 0.01% or less, and Si +
Al: 1.0 to 2.5% , balance Fe and unavoidable impurities
A method for producing a high-strength, high-ductility galvanized steel sheet, characterized in that a cold-rolled sheet having a chemical composition of 1 Condition: Steel is heated in a two-phase region of 780 ° C. or more and 860 ° C. or less and held in the two-phase region for 30 seconds or more and 90 seconds or less, and then a temperature range of 700 ° C. or less and 450 ° C. or more is 30 ° C.
Per second or more, and then 450 ° C or less, 3
After keeping at a temperature range of 50 ° C. or higher for 100 seconds or more and 500 seconds or less, it is cooled to room temperature. Hot dip galvanizing condition: Steel is heated to a two-phase region of 780 ° C. or more and 860 ° C. or less, and at that temperature range, 10 After holding for 2 seconds or more and 90 seconds or less, it is cooled to 500 ° C or less at a cooling rate of 3 ° C / second or more, and is 1 at a temperature range of 500 ° C or less and 460 ° C or more.
After holding it for 5 seconds or more, dip it in a molten zinc bath to plate it,
Cool to room temperature. 【請求項２】 請求項１に記載の化学組成を有する冷間
圧延板に、請求項１に記載の条件を満足する連続焼鈍お
よび溶融亜鉛めっきを施した後、４８０℃以上、５３０
℃以下の温度範囲に加熱し、該温度範囲で１０秒以上、
３０秒以下保持してめっき層を合金化させて合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする高張力高延
性亜鉛めっき鋼板の製造方法。2. The cold-rolled sheet having the chemical composition according to claim 1 is subjected to continuous annealing and hot dip galvanizing that satisfy the conditions according to claim 1, and then 480 ° C. or higher and 530
Heating to a temperature range of ℃ or less, 10 seconds or more in the temperature range,
A method for producing a high-strength, high-ductility galvanized steel sheet, which comprises holding for 30 seconds or less to alloy the plated layer to produce an alloyed hot-dip galvanized steel sheet. 【請求項３】 鋼の前記化学組成がさらにＴｉおよび／
またはＮｂを質量％の合計で、０．００３〜０．０５％
含有するものであることを特徴とする請求項１または２
に記載の高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。3. The chemical composition of the steel further comprises Ti and / or
Or, the total amount of Nb is 0.003 to 0.05% by mass.
Claim 1 or 2 which is contained.
The method for producing a high-strength, high-ductility galvanized steel sheet according to. 【請求項４】 鋼の前記化学組成がさらに質量％で、Ｃ
ｒ：０．０５〜１．０％および／またはＭｏ：０．０１
〜０．２％を含有するものであることを特徴とする請求
項１〜３のいずれかに記載の高張力高延性亜鉛めっき鋼
板の製造方法。4. The chemical composition of steel is further mass%, C
r: 0.05 to 1.0% and / or Mo: 0.01
~ 0.2% is contained, The manufacturing method of the high tension high ductility galvanized steel sheet in any one of Claims 1-3 characterized by the above-mentioned. 【請求項５】 鋼の前記化学組成がさらに質量％で、Ｃ
ｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃ
ｏ：０．０００５〜１．０％からなる群の内の１種また
は２種以上を、質量％の合計で１．５％以下含有するも
のであることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記
載の高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。5. The chemical composition of the steel further comprising% by weight, C
u: 0.1 to 1.0%, Ni: 0.05 to 0.5%, C
o: One or two or more of the group consisting of 0.0005 to 1.0% is contained in an amount of 1.5% or less in total of mass%. The method for producing a high-strength, high-ductility galvanized steel sheet according to any one of claims.