JP5397141B2 - Alloyed hot-dip galvanized steel sheet and method for producing the same - Google Patents
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Description
本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。特に、自動車の車体のようにプレス成形を施す用途に好適であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to an galvannealed steel sheet and a method for producing the same. In particular, the present invention relates to a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and a method for producing the same, which is suitable for applications such as car bodies of press forming.
近年、地球環境保護の観点から自動車の燃費向上が求められている。このため、自動車の車体軽量化および乗員の安全性確保を目的として、各種部材に供される鋼板として引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板、特に防錆性が要求される部材に供される鋼板として高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板へのニーズが高まっている。 In recent years, improvement in fuel efficiency of automobiles has been demanded from the viewpoint of global environmental protection. For this reason, for the purpose of reducing the weight of automobile bodies and ensuring the safety of passengers, the steel sheets used for various members are used for high-strength steel sheets having a tensile strength of 980 MPa or more, particularly for members that require rust prevention. There is a growing need for high-strength galvannealed steel sheets as steel sheets.
上記用途に供される鋼板に求められる特性としては、単に高強度であるだけでは不十分であり、プレス加工性等の部材への成形加工時に必要な性能を具備するとともに、成形加工後の部材について高い寸法精度を確保するのに必要な性能を具備することが求められる。 As a characteristic required for a steel sheet to be used for the above-mentioned purposes, it is not sufficient that it is simply high strength, and it has necessary performance at the time of forming into a member such as press workability, and a member after forming. It is required to have performance necessary for ensuring high dimensional accuracy.
具体的には、高い延性により部材への成形加工時に必要な性能を具備し、優れた形状凍結性により成形加工後の部材について高い寸法精度を確保するのに必要な性能を具備することが求められる。 Specifically, it is required to have the performance necessary for molding into a member due to high ductility, and the performance necessary to ensure high dimensional accuracy for the molded member due to excellent shape freezing property. It is done.
とりわけ、センターピラー、バンパー、ロッカーレインフォースのような長尺の高強度部材に供される鋼板に関しては、成形加工後のスプリングバック量の絶対値が大きくなるので、より優れた形状凍結性が必要とされる。 Especially for steel plates used for long, high-strength members such as center pillars, bumpers, and rocker reinforcements, the absolute value of the springback amount after forming increases, so a better shape freezing property is required. It is said.
形状凍結性は、相対的には降伏比により評価され、降伏比が低いほど、すなわち、同一の引張強度においては降伏強度が低いほど、形状凍結性に優れるとされる。しかしながら、成形加工後のスプリングバック量の絶対値は降伏強度によって決定されるので、形状凍結性の絶対的評価は降伏強度によってなされる。したがって、仮に降伏比が同程度であったとしても、引張強度の上昇にともなって降伏強度も上昇するため、引張強度が５９０ＭＰａの高強度鋼板で表面化しなかった形状凍結性の問題が、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板について深刻な問題となる場合がある。 The shape freezing property is relatively evaluated by the yield ratio, and the lower the yield ratio, that is, the lower the yield strength at the same tensile strength, the better the shape freezing property. However, since the absolute value of the springback amount after the forming process is determined by the yield strength, the absolute evaluation of the shape freezing property is made by the yield strength. Therefore, even if the yield ratio is about the same, the yield strength increases as the tensile strength increases, so the problem of shape freezing that did not surface with a high strength steel plate with a tensile strength of 590 MPa is the tensile strength. May be a serious problem for high-strength steel sheets having a thickness of 980 MPa or more.
ところで、高強度鋼板には数種類のタイプが存在し、代表的なものとして、母相であるフェライトにマルテンサイトやベイナイトなどの強化相を共存させた複合組織鋼板が知られている。 By the way, there are several types of high-strength steel sheets, and as a typical example, a composite structure steel sheet in which a strengthening phase such as martensite or bainite coexists in a ferrite as a parent phase is known.
複合組織鋼板は軟質なフェライトを主体とすることで、降伏比を低く、加工硬化指数を高くすることができるので、一般には、高い強度、優れた延性、優れた形状凍結性の全てを具備させることが可能である。 The composite structure steel sheet is mainly composed of soft ferrite, so that the yield ratio can be lowered and the work hardening index can be increased. Therefore, in general, it has all of high strength, excellent ductility, and excellent shape freezing property. It is possible.
しかしながら、従来技術においては、引張強度が９８０ＭＰａ以上にもなると、複合組織鋼板の長所であった高い延性と優れた形状凍結性が損なわれていた。
すなわち、複合組織鋼板の強度を高めるには、強化相の強度または強化相の体積率を高める必要があるが、強化相の強度には限界があることから、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するには強化相の体積率を高めざるを得ず、このために軟質なフェライトの体積率が減少してしまい、延性と形状凍結性とが損なわれていたのである。
However, in the prior art, when the tensile strength is 980 MPa or more, the high ductility and the excellent shape freezing property, which are advantages of the composite structure steel plate, are impaired.
That is, in order to increase the strength of the composite structure steel plate, it is necessary to increase the strength of the strengthening phase or the volume fraction of the strengthening phase, but there is a limit to the strength of the strengthening phase, so to secure a tensile strength of 980 MPa or more. In this case, the volume fraction of the strengthening phase has to be increased. For this reason, the volume fraction of the soft ferrite is reduced, and the ductility and the shape freezeability are impaired.
そして、複合組織鋼板を合金化溶融亜鉛めっき鋼板に適用する場合には、高い延性と優れた形状凍結性を確保することが一層困難となるのみならず、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することさえも困難であった。 And when applying a composite structure steel plate to an galvannealed steel plate, it becomes not only more difficult to ensure high ductility and excellent shape freezing property, but also to ensure a tensile strength of 980 MPa or more. It was also difficult.
すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスは、再結晶焼鈍後の冷却過程において、約４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、次いで、合金化するために約５００℃に再加熱するという温度履歴を要する。このような製造プロセスにおいては、４００℃以上の温度域で冷却が一旦中断されるため、ベイナイト変態やセメンタイト析出が促進され、高い強度、優れた延性、優れた形状凍結性を実現するのに必要なマルテンサイトや残留オーステナイトといった強化相を確保することが困難となるのである。 That is, the manufacturing process of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is a temperature in which it is immersed in a hot-dip galvanizing bath at about 460 ° C. and then reheated to about 500 ° C. for alloying in the cooling process after recrystallization annealing. Requires history. In such a manufacturing process, since cooling is temporarily interrupted in a temperature range of 400 ° C. or higher, bainite transformation and cementite precipitation are promoted, and it is necessary to realize high strength, excellent ductility, and excellent shape freezing property. It is difficult to secure a strengthening phase such as martensite and retained austenite.
このような中にあって、引張強度を９８０ＭＰａ以上とする高強度溶融めっき鋼板が提案されている。
例えば、特許文献１には、所定の成分組成を有する冷延鋼板をフェライトとオーステナイトとが共存する二相温度域で還元焼鈍することにより、フェライトを主体とし、オーステナイトを３％以上含む複合組織とする方法が開示されている。
Under such circumstances, a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more has been proposed.
For example, Patent Document 1 discloses that a cold-rolled steel sheet having a predetermined component composition is subjected to reduction annealing in a two-phase temperature range in which ferrite and austenite coexist, thereby forming a composite structure mainly containing ferrite and containing 3% or more of austenite. A method is disclosed.
一方、降伏比を低くすることに着目した、引張強度を９８０ＭＰａ以上とする高強度溶融めっき鋼板も提案されている。
例えば、特許文献２には、所定の成分組成を有する冷延鋼板をオーステナイトの単相域に焼鈍し、４５０℃以下の温度域まで急冷することにより、ベイニティックフェライト主体とし、残留オーステナイトを５％以上含む複合組織とする方法が開示されている。
For example, Patent Document 2 discloses that a cold-rolled steel sheet having a predetermined component composition is annealed to a single phase region of austenite and rapidly cooled to a temperature range of 450 ° C. or less, so that bainitic ferrite is mainly used, and residual austenite is 5%. A method of forming a composite tissue containing at least% is disclosed.
上述したように、引張強度を９８０ＭＰａ以上とする高強度溶融めっき鋼板が従来から提案されているが、実用上十分な高強度、優れた延性、優れた形状凍結性が得られているとはいい難い。 As described above, high-strength hot-dip galvanized steel sheets with a tensile strength of 980 MPa or more have been proposed in the past, but it is said that practically sufficient high strength, excellent ductility, and excellent shape freezing properties have been obtained. hard.
すなわち、特許文献１に開示されているような合金元素を多量に含有する成分組成を有する鋼板を二相温度域で焼鈍すると未再結晶が残存しやすく、引張強度や降伏強度の変動が生じやすくなるので、プレス成形加工時のスプリングバック量がばらつき、成形不良が生じやすい。 That is, when a steel sheet having a component composition containing a large amount of an alloy element as disclosed in Patent Document 1 is annealed in a two-phase temperature range, non-recrystallization tends to remain, and fluctuations in tensile strength and yield strength are likely to occur. Therefore, the amount of spring back at the time of press molding varies, and molding defects tend to occur.
また、特許文献１に開示されている技術は降伏強度を低くすることに着目しておらず、未再結晶が残存すると降伏強度は高くなることからすれば、特許文献１に開示された鋼板の形状凍結性は本質的に悪いと推測される。 In addition, the technique disclosed in Patent Document 1 does not focus on lowering the yield strength, and the yield strength increases when unrecrystallized remains, so that the steel sheet disclosed in Patent Document 1 increases. The shape freezing property is assumed to be essentially bad.
また、特許文献２に開示されている技術は降伏比の低下を目的とするものであるが、降伏強度は７５０ＭＰａ以上であり、優れた形状凍結性が得られているとはいえない。
本発明は上記従来技術に鑑みてなされたものであり、従来困難であった、９８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有するとともに、延性および形状凍結性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
Moreover, although the technique disclosed in Patent Document 2 aims at lowering the yield ratio, the yield strength is 750 MPa or more, and it cannot be said that excellent shape freezing property is obtained.
The present invention has been made in view of the above-described prior art, and provides an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having high tensile strength of 980 MPa or more and excellent ductility and shape freezing property, and a method for producing the same, which has been difficult in the past. The task is to do.
本発明の鋼板において、延性は引張試験における全伸びを指標とし、その目標値は１３％以上である。また、形状凍結性は降伏強度を指標とし、その目標値は６４０ＭＰａ以下である。好ましくは６００ＭＰａ以下である。 In the steel sheet of the present invention, the ductility is based on the total elongation in the tensile test as an index, and the target value is 13% or more. The shape freezing property uses the yield strength as an index, and the target value is 640 MPa or less. Preferably it is 600 MPa or less.
本発明の鋼板を、自動車用補強部材の代表的部材であるクロスメンバー等のより高強度かつ複雑な形状の部品に適用するには、上記特性に加えて、ＪＦＳ Ｔ １００１に規定される穴拡げ率が２５％以上の優れた伸びフランジ性を具備することが好ましい。 In order to apply the steel plate of the present invention to a part having a higher strength and a complicated shape such as a cross member which is a representative member of an automobile reinforcing member, in addition to the above characteristics, the hole expansion defined in JFS T 1001 It is preferable to have excellent stretch flangeability with a rate of 25% or more.
本発明らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った結果、以下の新たな知見を得た。
Ｔｉおよび／またはＮｂを多量に含有させるとともに所定量のＳｉを含有させた鋼板にオーステナイト域で焼鈍する所定の熱処理を施すと、Ｔｉおよび／またはＮｂの炭化物や窒化物や炭窒化物による強化作用と鋼組織の微細化作用とが相俟って高い引張強度が得られる。さらに、上記鋼組織の微細化作用と所定量のＳｉを含有させることによる残留オーステナイト生成作用とが相俟って、変形初期に加工誘起変態を生じる塊状の残留オーステナイトの生成が促進され、これにより高い延性と低い降伏強度とが得られる。さらにまた、上記鋼組織の微細化作用により、所定量のＳｉを含有するにも拘わらず良好なめっき濡れ性と合金化処理性が確保され、これにより良好な表面外観が得られる。
As a result of intensive studies to solve the above-mentioned problems, the present inventors have obtained the following new knowledge.
When steel sheet containing a large amount of Ti and / or Nb and containing a predetermined amount of Si is subjected to a predetermined heat treatment for annealing in the austenite region, strengthening action by Ti, and / or Nb carbides, nitrides and carbonitrides High tensile strength is obtained in combination with the refinement of the steel structure. Furthermore, the refining action of the steel structure and the residual austenite generating action due to the inclusion of a predetermined amount of Si promote the generation of massive retained austenite that causes work-induced transformation in the early stage of deformation, thereby High ductility and low yield strength are obtained. Furthermore, by the refinement effect of the steel structure, good plating wettability and alloying processability are ensured despite containing a predetermined amount of Si, thereby obtaining a good surface appearance.
本発明は上記新知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.１０％以上０.１８％以下、Ｓｉ：０.１０％以上０.６０％以下、Ｍｎ：２.２％以上３.０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１％以上０.１０％以下およびＮ：０.０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０.１５％以下およびＮｂ：０.１５％以下の１種または２種を下記式（ｉ）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有するとともに、残留オーステナイトの面積率が５.０％以上１５％以下、当該残留オーステナイト中のＣ濃度が０.８５質量％以下である鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上、全伸びが１３％以上および降伏強度が６４０ＭＰａ以下である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
０.０５≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０.１５ （ｉ）
The present invention has been made on the basis of the above new findings, and the gist thereof is as follows.
(1) An alloyed hot-dip galvanized steel sheet having an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet, wherein the steel sheet is in mass%, C: 0.10% to 0.18%, Si: 0.00. 10% or more and 0.60% or less, Mn: 2.2% or more and 3.0% or less, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, sol.Al: 0.01% or more and 0.10 % or less and N: to 0.01% or less, further, Ti: 0.15% or less and Nb: one or more than 0.15% of the incorporated within a range that satisfies the following formula (i) , Yes with the balance having a Ru chemical composition Na Fe and impurities, 15% area ratio is 5.0% or more of residual austenite less, the steel structure C concentration of the retained austenite is less than 0.85 wt% The galvannealed steel sheet has a tensile strength of 980 MPa or more and a total elongation of 13% or more. Galvannealed steel sheet characterized in that fine yield strength has mechanical properties equal to or less than 640 MPa.
0.05 ≦ Ti + Nb / 2 ≦ 0.15 (i)
（２）前記化学組成が、さらにＢ：０.０１質量％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 (2) The galvannealed steel sheet according to (1), wherein the chemical composition further contains B: 0.01% by mass or less.
（３）ＪＦＳ Ｔ １００１に規定される方法により測定した穴拡げ率が２５％以上で
ある機械特性を有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
(3 ) The alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to ( 1 ) or (2) above, which has mechanical properties such that the hole expansion rate measured by the method specified in JFS T 1001 is 25% or more. .
（４）下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼材を１１２０℃以上１３００℃以下とし、仕上温度：８００℃以上９５０℃以下、巻取温度：４５０℃以上７２０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる焼鈍を施し、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上５０℃／秒以下として４００℃以上５６０℃以下の温度域に冷却し、４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間を５００秒間以下として溶融亜鉛めっき処理および４３０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施し、次いで常温まで冷却する連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
( 4 ) The method for producing an galvannealed steel sheet according to any one of (1) to (3) above, comprising the following steps (A) to (C):
(A) The steel material having the chemical composition described in (1) or (2) above is set to 1120 ° C to 1300 ° C, finishing temperature: 800 ° C to 950 ° C, winding temperature: 450 ° C to 720 ° C Hot rolling process to hot rolled steel sheet by hot rolling;
(B) a cold rolling step in which the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet; and (C) the cold-rolled steel sheet is subjected to a temperature range of Ac 3 points to 950 ° C. for 5 seconds to 200 seconds. Then, annealing is performed, the average cooling rate in the temperature range of 600 ° C. to 750 ° C. is set to 3 ° C./second or more and 50 ° C./second or less, and is cooled to a temperature range of 400 ° C. or more and 560 ° C. or less. A continuous annealing-alloying hot dip galvanizing process in which the residence time in the following temperature range is set to 500 seconds or shorter, alloying is performed in a temperature range of 430 ° C. to 600 ° C., and then cooled to room temperature.
本発明により、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、延性および形状凍結性に優れた高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して得ることができる。本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、産業上、特に、自動車分野において、広範に使用可能である。 According to the present invention, a high-strength galvannealed steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and excellent in ductility and shape freezing property can be obtained stably. The alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention can be widely used industrially, particularly in the automobile field.
１．鋼組成
本発明の鋼板の化学組成を上述のように規定した理由について説明する。なお、本明細書において鋼板の化学組成を規定する「％」は「質量％」である。
1. Steel composition The reason why the chemical composition of the steel sheet of the present invention is defined as described above will be described. In this specification, “%” defining the chemical composition of the steel sheet is “mass%”.
Ｃ：０.１０％以上０.１８％以下
Ｃは、鋼板の引張強度を高めるとともに、残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することや５．０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０.１０％以上とする。好ましくは０．１２％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１８％超では、溶接性の劣化が顕著となる。したがって、Ｃ含有量は０.１８％以下とする。
C: 0.10% or more and 0.18% or less C is an element having an effect of enhancing the tensile strength of the steel sheet and promoting the formation of retained austenite. If the C content is less than 0.10%, it may be difficult to ensure a tensile strength of 980 MPa or more and to secure retained austenite of 5.0 area% or more. Therefore, the C content is 0.10% or more. Preferably it is 0.12% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.18%, the weldability is significantly deteriorated. Therefore, the C content is 0.18% or less.
Ｓｉ：０.１０％以上０.６０％以下
Ｓｉは、固溶強化により鋼板の引張強度を高め、さらに、残留オーステナイトの面積率を高める作用により延性を向上させるとともに、後述するＴｉおよび／またはＮｂによる鋼組織の微細化作用と相俟って、降伏強度を低下させる作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％未満では上記作用による効果を得ることが困難となる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０.１０％以上とする。好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．６０％超では、めっきの濡れ性の低下と合金化処理性の低下を招いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面外観を劣化させるとともに、残留オーステナイト中のＣ濃度を過剰に高めてしまい穴拡げ性をも劣化させる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０.６０％以下とする。
Si: 0.10% or more and 0.60% or less Si increases the tensile strength of the steel sheet by solid solution strengthening, further improves ductility by the action of increasing the area ratio of retained austenite, and Ti and / or Nb described later. Combined with the refinement of the steel structure by the element, it is an element having the action of reducing the yield strength. If the Si content is less than 0.10%, it may be difficult to obtain the effect of the above action. Therefore, the Si content is set to 0.10% or more. Preferably it is 0.20% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 0.60%, the surface wettability of the galvannealed steel sheet is deteriorated by reducing the wettability of the plating and the alloying processability, and the C concentration in the retained austenite is reduced. It may be excessively increased and the hole expandability may be deteriorated. Therefore, the Si content is not more than 0.60%.
なお、本発明においては、後述するように、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有させることにより、Ｓｉを０．１０％以上含有するにもかかわらず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について良好な表面外観を確保することを可能にしている。 In the present invention, as described later, by including Ti and / or Nb, a good surface appearance is secured for the galvannealed steel sheet despite containing 0.10% or more of Si. It is possible to do.
Ｍｎ：２.２％以上３.０％以下
Ｍｎは、固溶強化により鋼板の引張強度を高めるとともに、鋼のＡｃ３点を低下させることにより好適な焼鈍温度範囲を拡げて製造安定性を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が２．２％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は２.２％以上とする。好ましくは２．３％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％超では、延性を劣化させるとともに降伏強度を著しく上昇させる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は３.０％以下とする。好ましくは２.８％以下である。
Mn: 2.2% or more and 3.0% or less Mn increases the tensile strength of the steel sheet by solid solution strengthening and expands the suitable annealing temperature range by lowering the Ac 3 point of the steel to increase the production stability. It is an element having an action. If the Mn content is less than 2.2%, it may be difficult to obtain the effect by the above action. Therefore, the Mn content is set to 2.2% or more. Preferably it is 2.3% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.0%, the ductility may be degraded and the yield strength may be significantly increased. Therefore, the Mn content is 3.0% or less. Preferably it is 2.8% or less.
Ｐ：０.１％以下
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板の引張強度を高める作用を有する元素でもあるので、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が０．１％超では、溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.１％以下とする。上記固溶強化による引張強度を高める作用をより確実に得るには、Ｐ含有量を０.００２％以上とすることが好ましい。
P: 0.1% or less P is an element that is generally contained as an impurity. However, since P is also an element that has an effect of increasing the tensile strength of a steel sheet by solid solution strengthening, it may be positively contained. However, when the P content exceeds 0.1%, the weldability is significantly deteriorated. Therefore, the P content is 0.1% or less. In order to more reliably obtain the effect of increasing the tensile strength by the solid solution strengthening, the P content is preferably set to 0.002% or more.
Ｓ：０.０１％以下
Ｓは、不純物として含有される元素である。Ｓ含有量が０．０１％超では穴拡げ性および溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００５％以下、さらに好ましくは０.００３％以下である。
S: 0.01% or less S is an element contained as an impurity. If the S content exceeds 0.01%, the hole expandability and weldability are significantly deteriorated. Therefore, the S content is 0.01% or less. Preferably it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.003% or less.
ｓｏｌ．Ａｌ：０.０１〜０.１％
Ａｌは、鋼を脱酸することにより鋼材を健全化する作用を有し、また、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留りを向上させるのに有効に作用する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.０１％未満では上記作用による効果を得ることが困難となる場合がある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０.０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１％超では、酸化物系介在物の増加が著しくなり、表面性状や成形加工性の劣化を招く場合がある。また、製造コストの増加を招く。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０８％以下である。
sol. Al: 0.01 to 0.1%
Al is an element that has the effect of making the steel material sound by deoxidizing the steel, and that effectively acts to improve the yield of carbonitride-forming elements such as Ti. sol. If the Al content is less than 0.01%, it may be difficult to obtain the effect of the above action. Therefore, sol. The Al content is 0.01% or more. Preferably it is 0.02% or more. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 0.1%, the oxide inclusions increase remarkably, and the surface properties and molding processability may be deteriorated. In addition, the manufacturing cost increases. Therefore, sol. Al content shall be 0.1% or less. Preferably it is 0.08% or less.
Ｎ：０.０１％以下
Ｎは、一般に不純物として含有される元素であるが、後述するようにＴｉおよび／またはＮｂを含有させる本発明においては、鋼板中にＴｉ系、Ｎｂ系、またはＴｉ−Ｎｂ複合系の窒化物や炭窒化物を形成することにより、鋼板の引張強度を高める作用を有する元素でもあるので、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｎ含有量が０．０１％超では、鋼板中に粗大なＴｉＮを形成することにより穴拡げ性の著しい劣化を招く場合がある。したがって、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。上記引張強度を高める作用をより確実に得るには、Ｎ含有量を０.０００５％以上とすることが好ましい。
N: 0.01% or less N is an element generally contained as an impurity, but in the present invention in which Ti and / or Nb is contained as described later, in the steel sheet, Ti, Nb, or Ti- Since it is also an element having an effect of increasing the tensile strength of the steel sheet by forming Nb composite nitride or carbonitride, it may be actively contained. However, if the N content exceeds 0.01%, the formation of coarse TiN in the steel sheet may lead to significant deterioration of hole expansibility. Therefore, the N content is 0.01% or less. In order to more reliably obtain the effect of increasing the tensile strength, the N content is preferably set to 0.0005% or more.
Ｔｉ：０.１５％以下、Ｎｂ：０.１５％以下、０.０５≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０.１５
ＴｉおよびＮｂは、鋼板中に炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することにより、鋼板の引張強度を高める作用を有する元素である。さらに、鋼組織を微細化する作用を有し、上述したＳｉによる残留オーステナイト促進作用と相俟って、変形初期に加工誘起変態を生じる塊状の残留オーステナイトの生成が促進され、これにより高い延性と低い降伏強度とが得られる。さらにまた、上記鋼組織の微細化作用よりめっきの濡れ性と合金化処理性を高めることを可能とし、Ｓｉを０．１０％以上含有するにもかかわらず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について良好な表面外観を確保することを可能にする。
Ti: 0.15% or less, Nb: 0.15% or less, 0.05 ≦ Ti + Nb / 2 ≦ 0.15
Ti and Nb are elements having an effect of increasing the tensile strength of the steel sheet by forming carbide, nitride or carbonitride in the steel sheet. Furthermore, it has the effect of refining the steel structure, and in combination with the above-described retained austenite promoting action by Si, the formation of massive retained austenite that causes work-induced transformation in the early stage of deformation is promoted, and thereby high ductility and Low yield strength is obtained. Furthermore, it is possible to improve the wettability of plating and alloying processability due to the above-mentioned refinement of the steel structure, and it is good for galvannealed steel sheets despite containing 0.10% or more of Si. It is possible to ensure the surface appearance.
上記作用による効果を得るために、ＴｉおよびＮｂの１種または２種を含有させるとともに、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値で０.０５以上とする。好ましくは、０.０６以上である。一方、Ｔｉ含有量を０．１５％超としたり、Ｎｂ含有量を０．１５％超としたり、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値で０．１５超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Ｔｉ含有量を０．１５％以下、Ｎｂ含有量を０．１５％以下とするとともに、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値で０．１５以下とする。 In order to acquire the effect by the said effect | action, while containing 1 type or 2 types of Ti and Nb, it is set to 0.05 or more by the value of Ti + Nb / 2. Preferably, it is 0.06 or more. On the other hand, even if the Ti content exceeds 0.15%, the Nb content exceeds 0.15%, or the value of Ti + Nb / 2 exceeds 0.15, the effect of the above action is saturated and mischievous. Incurs an increase in cost. Therefore, the Ti content is 0.15% or less, the Nb content is 0.15% or less, and the value of Ti + Nb / 2 is 0.15 or less.
Ｂ：０.０１％以下
Ｂは、任意元素であり、変態強化により鋼板の引張強度を高める作用を有する元素であるので、含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．０１％超では、鋼板の延性の劣化が著しくなる。したがって、Ｂ含有量は０.０１％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。
B: 0.01% or less B is an optional element and may be contained because it is an element having an effect of increasing the tensile strength of the steel sheet by transformation strengthening. However, if the B content exceeds 0.01%, the ductility of the steel sheet deteriorates significantly. Therefore, the B content is 0.01% or less. In order to more reliably obtain the effect of the above action, the B content is preferably set to 0.0003% or more.
２．鋼組織
次に、本発明の鋼板の鋼組織を上述のように規定した理由について説明する。
2. Next, the reason why the steel structure of the steel sheet of the present invention is defined as described above will be described.
残留オーステナイトの面積率：５.０％以上１５％以下
本発明の鋼板は、残留オーステナイトの面積率が５.０％以上１５％である鋼組織を有する。
本発明においては、上述したように、Ｔｉおよび／またはＮｂによる鋼組織微細化作用とＳｉによる残留オーステナイト生成作用とにより、変形初期に加工誘起変態する塊状の残留オーステナイトの生成が促進されるので、延性の向上のみならず、降伏強度の低下が達成される。したがって、上記作用による効果を得るために残留オーステナイトの面積率を５.０％以上とする。一方、残留オーステナイトは、加工が施されると加工誘起変態によって硬質なマルテンサイトに変態し、マイクロクラック発生を助長して穴拡げ性を劣化させる作用を有する。したがって、残留オーステナイトの面積率は１５％以下とする。
Area ratio of retained austenite: 5.0% to 15% The steel sheet of the present invention has a steel structure in which the area ratio of retained austenite is 5.0% to 15%.
In the present invention, as described above, the steel structure refinement effect by Ti and / or Nb and the residual austenite generation effect by Si promote the generation of massive retained austenite that undergoes work-induced transformation in the early stage of deformation. Not only is ductility improved, but yield strength is reduced. Therefore, the area ratio of retained austenite is set to 5.0% or more in order to obtain the effect by the above action. On the other hand, retained austenite, when processed, transforms to hard martensite by processing-induced transformation, has the effect of promoting microcracking and degrading hole expansibility. Therefore, the area ratio of retained austenite is set to 15% or less.
ここで、残留オーステナイト中のＣ濃度が低ければ、加工誘起変態により生じるマルテンサイトの硬さが低下するので、穴拡げ性の劣化を抑制することができる。したがって、良好な穴拡げ性を確保するには、残留オーステナイト中のＣ濃度を０.８５質量％以下とすることが好ましい。残留オーステナイト中のＣ濃度の下限は特に限定する必要はないが、オーステナイト中のＣ質量を０．５％未満とするには、合金化処理温度を高くしたり、合金化処理時間を長くしたりする必要が生じ、合金化溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量を適度な合金化度である８〜１３質量％程度とすることが困難となる。したがって、残留オーステナイト中のＣ濃度を０.５質量％以上とすることが好ましい。 Here, if the C concentration in the retained austenite is low, the hardness of martensite generated by the processing-induced transformation is lowered, so that it is possible to suppress the deterioration of the hole expansibility. Therefore, in order to ensure good hole expansibility, the C concentration in the retained austenite is preferably 0.85% by mass or less. The lower limit of the C concentration in the retained austenite is not particularly limited, but in order to make the C mass in the austenite less than 0.5%, the alloying treatment temperature is increased or the alloying treatment time is increased. Therefore, it becomes difficult to set the Fe content in the galvannealed layer to about 8 to 13% by mass, which is an appropriate degree of alloying. Therefore, the C concentration in the retained austenite is preferably 0.5% by mass or more.
３．製造方法
次に、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好適な製造方法について説明する。
上記化学組成を有する溶鋼を転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とするのが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。
3. Production Method Next, a preferred production method for the high-strength galvannealed steel sheet of the present invention will be described.
It is preferable that molten steel having the above chemical composition is melted by a known melting method such as a converter or an electric furnace, and a steel material such as a slab is formed by a continuous casting method. In place of the continuous casting method, an ingot casting method, a thin slab casting method, or the like may be employed.
（熱間圧延工程）
このようにして得られる鋼素材に熱間圧延を施して熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼素材を室温まで冷却させずに高温状態のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延を施す直送圧延、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延を施す直接圧延、あるいは、一旦室温まで冷却された冷片を再加熱して圧延を行ってもよい。このとき、熱間圧延工程が粗圧延工程と仕上圧延工程とからなる場合には、粗圧延後仕上圧延前の粗バーに対して、誘導加熱等により全長の温度の均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。
(Hot rolling process)
The steel material thus obtained is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet. In hot rolling, cast steel material is charged directly into a heating furnace without being cooled to room temperature, heated in a heating furnace and then rolled, or rolled immediately after a little heat retention. Direct rolling may be performed, or rolling may be performed by reheating a cold piece once cooled to room temperature. At this time, when the hot rolling process is composed of a rough rolling process and a finish rolling process, the characteristics of the rough bar before the rough rolling after the rough rolling and the finish rolling are equalized by induction heating or the like. It is preferable because fluctuation can be suppressed.
鋼素材の圧延開始温度：１１２０℃以上１３００℃以下
本発明においては、鋼板中にＴｉおよび／またはＮｂの炭化物、窒化物または炭窒化物を形成させることにより、鋼板の引張強度を高めるとともに、結晶粒径を著しく微細化することにより、めっきの濡れ性と合金化処理性を高める。したがって、熱間圧延に供する鋼材中に粗大なＴｉＣやＮｂＣが存在する場合には、熱間圧延に供する前にこれらを極力固溶状態とすることが重要である。
Rolling start temperature of steel material: 1120 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower In the present invention, Ti and / or Nb carbides, nitrides or carbonitrides are formed in the steel plate, thereby increasing the tensile strength of the steel plate and By remarkably reducing the particle size, the wettability and alloying processability of plating are enhanced. Therefore, when coarse TiC and NbC are present in the steel material to be subjected to hot rolling, it is important that these are brought into a solid solution state as much as possible before being subjected to hot rolling.
熱間圧延に供する鋼材の温度が１１２０℃未満ではＴｉＣやＮｂＣを固溶状態とすることが不十分となる場合がある。したがって、熱間圧延に供する鋼材の温度は１１２０℃以上とすることが好ましい。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を１３００℃超とすると、スケールロスによる歩留り低下が著しくなる。したがって、熱間圧延に供する鋼材の温度は１３００℃以下とすることが好ましい。 If the temperature of the steel material used for hot rolling is less than 1120 ° C, it may be insufficient to make TiC or NbC into a solid solution state. Therefore, the temperature of the steel material used for hot rolling is preferably 1120 ° C. or higher. On the other hand, when the temperature of the steel material subjected to hot rolling exceeds 1300 ° C., the yield decreases due to scale loss. Therefore, the temperature of the steel material used for hot rolling is preferably 1300 ° C. or less.
なお、冷片を再加熱して熱間圧延に供する場合には、ＴｉＣやＮｂＣをより確実に固溶状態とするために、１１２０℃以上の温度域に滞在させる時間を１０分間以上とすることが好ましい。さらに好ましくは３０分間以上である。直送圧延または直接圧延を行う場合には、ＴｉＣ、ＮｂＣが固溶している限り、そのまま圧延を開始すればよいが、その場合にも圧延開始温度を上記温度域とすることが好ましい。また、スケールロスによる歩留り低下を抑制する観点からは、上記温度域に保持する時間は３時間以下とすることが好ましい。さらに好ましくは２時間以下である。 In addition, when reheating a cold piece and using it for hot rolling, in order to make TiC and NbC into a solid solution state more reliably, the time for staying in a temperature range of 1120 ° C. or higher is set to 10 minutes or more. Is preferred. More preferably, it is 30 minutes or more. When direct rolling or direct rolling is performed, rolling may be started as it is as long as TiC and NbC are dissolved, but in that case as well, the rolling start temperature is preferably set to the above temperature range. In addition, from the viewpoint of suppressing yield reduction due to scale loss, the time for which the temperature is maintained is preferably 3 hours or less. More preferably, it is 2 hours or less.
仕上温度：８００℃以上９５０℃以下
熱間圧延の仕上温度は８００℃以上９５０℃以下とすることが好ましい。
仕上温度が８００℃未満では、熱間圧延時の変形抵抗が過大となり、操業が困難となる場合がある。したがって、仕上温度は８００℃以上とすることが好ましい。一方、仕上温度が９５０℃超では、後述する巻取温度への制御が困難となり、操業が困難となる場合がある。したがって、仕上温度は９５０℃以下とすることが好ましい。
Finishing temperature: 800 ° C. or higher and 950 ° C. or lower The hot rolling finishing temperature is preferably 800 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
When the finishing temperature is less than 800 ° C., deformation resistance during hot rolling becomes excessive, and operation may be difficult. Accordingly, the finishing temperature is preferably 800 ° C. or higher. On the other hand, when the finishing temperature is higher than 950 ° C., it is difficult to control the coiling temperature described later, and the operation may be difficult. Therefore, the finishing temperature is preferably 950 ° C. or lower.
巻取温度：４５０℃以上７２０℃以下
熱間圧延の巻取温度は４５０℃以上７２０℃以下とすることが好ましい。
巻取温度が４５０℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成してしまい、その後の冷間圧延が困難となる場合がある。したがって、巻取温度は４５０℃以上とすることが好ましい。さらに好ましくは５２０℃以上である。一方、巻取温度が７２０℃超では、ＴｉやＮｂの析出物が粗大化してしまい、鋼板の引張強度を高める作用や、めっきの濡れ性と合金化処理性を高める作用による効果を得ることが困難となる場合がある。したがって、巻取温度は７２０℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは６９０℃以下である。
Winding temperature: 450 ° C. or higher and 720 ° C. or lower The hot rolling winding temperature is preferably 450 ° C. or higher and 720 ° C. or lower.
When the coiling temperature is less than 450 ° C., hard bainite and martensite are generated, and the subsequent cold rolling may be difficult. Therefore, the winding temperature is preferably 450 ° C. or higher. More preferably, it is 520 degreeC or more. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 720 ° C., the precipitates of Ti and Nb are coarsened, and the effect of increasing the tensile strength of the steel sheet and the effect of increasing the wettability of plating and the alloying processability can be obtained. It can be difficult. Therefore, the winding temperature is preferably 720 ° C. or lower. More preferably, it is 690 degrees C or less.
（冷間圧延工程）
熱間圧延工程により得られた熱延鋼板は、酸洗等の常法により脱スケール処理が施された後に冷間圧延が施されて、冷延鋼板とされる。
(Cold rolling process)
The hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling process is subjected to descaling treatment by a conventional method such as pickling, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
冷間圧延工程は常法でかまわないが、後述する連続焼鈍が施された後の鋼板の鋼組織をより微細化するには、冷間圧延の圧下率を３０％以上とすることが好ましい。また、冷間圧延設備に対する過度の負荷を避ける観点から、冷間圧延の圧下率は７０％以下とすることが好ましい。 The cold rolling process may be performed by a conventional method, but in order to further refine the steel structure of the steel sheet after being subjected to the continuous annealing described later, it is preferable that the rolling reduction of the cold rolling is 30% or more. Further, from the viewpoint of avoiding an excessive load on the cold rolling equipment, the rolling reduction of the cold rolling is preferably 70% or less.
なお、酸洗の前または後に０〜５％程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の観点から好ましい。また、この軽度の圧延により、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、合金化溶融亜鉛めっきのめっき密着性を向上させる効果が得られる。 Incidentally, modifying the shape by performing a mild rolling about 0-5% before or after pickling, from the viewpoint of flatness securing. In addition, the mild rolling improves pickling properties, promotes removal of surface enriching elements, and provides an effect of improving the plating adhesion of the alloyed hot dip galvanizing.
（連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程）
冷間圧延工程により得られた冷延鋼板は、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる焼鈍を施し、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上５０℃／秒以下として５６０℃まで冷却し、４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間を５００秒間以下として溶融亜鉛めっき処理および４３０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施し、次いで常温まで冷却されて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とされることが好ましい。以下、上記処理を連続溶融亜鉛めっきラインで行う場合を例にとって説明する。
(Continuous annealing-alloying hot dip galvanizing process)
The cold-rolled steel sheet obtained by the cold rolling process is annealed to stay in a temperature range of Ac 3 points or more and 950 ° C. or less for 5 seconds or more and 200 seconds or less, and the average cooling rate in the temperature range of 600 ° C. or more and 750 ° C. or less is set. It is cooled to 560 ° C. at 3 ° C./second or more and 50 ° C./second or less, and a hot-dip galvanizing treatment is performed with a stay time in the temperature range of 400 ° C. or more and 600 ° C. or less being 500 seconds or less, It is preferable to apply a crystallization treatment and then cool to room temperature to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet. Hereinafter, the case where the said process is performed in a continuous hot dip galvanizing line is demonstrated as an example.
本発明では、Ｔｉおよび／またはＮｂを多量に含有させているため、加工フェライトの再結晶は著しく抑制される。そのため、焼鈍に際しての昇温時にオーステナイト域まで加工歪が残存し、オーステナイトへの相変態が著しく促進される。したがって、以下のような連続焼鈍条件にて所望の組織が達成される。 In the present invention, since Ti and / or Nb are contained in a large amount, recrystallization of the processed ferrite is remarkably suppressed. Therefore, processing strain remains up to the austenite region at the time of temperature rise during annealing, and the phase transformation to austenite is significantly promoted. Therefore, a desired structure is achieved under the following continuous annealing conditions.
焼鈍：Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在
焼鈍は、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させることにより行うことが好ましい。焼鈍温度がＡｃ３点未満では、未再結晶組織が残存して均一な鋼組織が得られなくなり、高い延性と低い降伏強度を確保することが困難となる場合がある。一方、焼鈍温度が９５０℃超では、析出物が粗大化して微細な析出物が得られなくなり、連続焼鈍後において目的とする引張強度を確保することが困難となる場合がある。
Annealing: Ac in a temperature range of not lower than 3 points 950 ° C. or less than 200 seconds 5 seconds or more stay annealing is preferably carried out by stay 200 seconds or more for 5 seconds or less in a temperature range above 3 points 950 ° C. or less of Ac. If the annealing temperature is less than Ac 3 points, an unrecrystallized structure remains and a uniform steel structure cannot be obtained, and it may be difficult to ensure high ductility and low yield strength. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 950 ° C., the precipitates become coarse and fine precipitates cannot be obtained, and it may be difficult to ensure the target tensile strength after continuous annealing.
また、上記温度域に滞在させる時間が５秒間未満では、冷間圧延組織である加工フェライトからオーステナイトへの変態が十分に進行せずに、未再結晶組織が残存して均一な鋼組織が得られなくなり、安定した機械特性を確保することが困難となる場合がある。一方、上記温度域に滞在させる時間が２００秒間超では、粒成長が過度に進行して鋼組織が粗大化し、連続焼鈍後において目的とする引張強度を確保することが困難となる場合がある。上記温度域に滞在させる時間は、生産性の観点から１２０秒間以下とすることが好ましい。 In addition, when the time for staying in the above temperature range is less than 5 seconds, the transformation from the processed ferrite, which is a cold-rolled structure, to austenite does not proceed sufficiently, and a non-recrystallized structure remains to obtain a uniform steel structure. In some cases, it becomes difficult to ensure stable mechanical properties. On the other hand, if the time for staying in the temperature range exceeds 200 seconds, the grain growth proceeds excessively, the steel structure becomes coarse, and it may be difficult to ensure the target tensile strength after continuous annealing. The time for staying in the temperature range is preferably 120 seconds or less from the viewpoint of productivity.
６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度：３℃／秒以上５０℃／秒以下
焼鈍後は、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施すために溶融亜鉛めっき浴近傍の温度域まで冷却するが、この冷却は６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上５０℃／秒以下として行うことが好ましい。
Average cooling rate in the temperature range above 600 ° C. and below 750 ° C .: 3 ° C./second or more and 50 ° C./second or less After annealing, it is cooled to a temperature range near the hot dip galvanizing bath in order to perform hot dip galvanizing treatment and alloying treatment However, this cooling is preferably performed at an average cooling rate in the temperature range of more than 600 ° C. and not more than 750 ° C. at 3 ° C./second or more and 50 ° C./second or less.
本発明のようにＴｉおよび／またはＮｂを多量に含有する鋼種は、６００℃超７５０℃以下の温度域においてオーステナイトからフェライトへの変態が最も進行する。このため、上記温度域における冷却速度を規定することにより、目的とする機械特性を得るための鋼組織への制御を効果的に行うことができる。 In the steel type containing a large amount of Ti and / or Nb as in the present invention, the transformation from austenite to ferrite proceeds most in the temperature range of more than 600 ° C. and 750 ° C. or less. For this reason, by controlling the cooling rate in the temperature range, it is possible to effectively control the steel structure in order to obtain the target mechanical characteristics.
６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度が３℃／秒未満では、粒成長が過度に進行して鋼組織が粗大化し、連続焼鈍後において目的とする引張強度を確保することが困難となる場合がある。したがって、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度は３℃／秒以上とすることが好ましい。一方、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度が５０℃／秒超では、コイル全体に亘って冷却速度を制御することが困難となり、操業が困難となる場合がある。したがって、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度は５０℃／秒以下とすることが好ましい。 When the average cooling rate in the temperature range of more than 600 ° C. and less than 750 ° C. is less than 3 ° C./second, the grain growth proceeds excessively and the steel structure becomes coarse, and it is difficult to ensure the target tensile strength after continuous annealing. It may become. Therefore, it is preferable that the average cooling rate in the temperature range of more than 600 ° C. and not more than 750 ° C. is 3 ° C./second or more. On the other hand, if the average cooling rate in the temperature range of more than 600 ° C. and less than 750 ° C. is more than 50 ° C./second, it is difficult to control the cooling rate over the entire coil, and operation may be difficult. Therefore, it is preferable that the average cooling rate in the temperature range of more than 600 ° C. and 750 ° C. or less is 50 ° C./second or less.
冷却停止温度：５６０℃以下
通常４１０℃以上４９０℃以下である溶融亜鉛めっき浴への入熱が過大となって操業が困難になるのを避けるとともに、ベイナイト変態やセメンタイト析出を抑制して、目的とする強度を確保するとともに、５.０面積％以上の残留オーステナイトを確保して高い延性と低い降伏強度を確保するために、上記冷却は５６０℃まで行うことが好ましい。粗大なセメンタイトの析出を抑制するとともに残留オーステナイト中のＣ濃度の上昇を抑制することにより良好な穴拡げ性を確保するという観点からは、上記冷却を５３０℃まで行うことがさらに好ましい。
Cooling stop temperature: 560 ° C or less Usually, the heat input to the hot dip galvanizing bath, which is 410 ° C or more and 490 ° C or less, is avoided and the operation becomes difficult, and the purpose is to suppress bainite transformation and cementite precipitation. The above cooling is preferably performed up to 560 ° C. in order to ensure the strength of the above, and to secure a retained austenite of 5.0 area% or more to ensure high ductility and low yield strength. From the viewpoint of ensuring good hole expansibility by suppressing the precipitation of coarse cementite and suppressing the increase in the C concentration in the retained austenite, it is more preferable to perform the cooling to 530 ° C.
冷却停止温度の下限は特に規定しないが、通常４１０℃以上４９０℃以下である溶融亜鉛めっき浴からの抜熱が過大となって操業が困難になるのを避けるため溶融亜鉛めっき浴浸漬前の鋼板の温度は制約されること、冷却後溶融亜鉛めっき浴浸漬までの過程において昇温処理施すことはコスト的に不利となることから、上記冷却は４００℃以上の温度域で停止することが好ましい。 The lower limit of the cooling stop temperature is not particularly specified, but the steel plate before dipping in the hot dip galvanizing bath is avoided in order to avoid excessive heat removal from the hot dip galvanizing bath, which is usually 410 ° C. or higher and 490 ° C. or lower. It is preferable that the cooling is stopped in a temperature range of 400 ° C. or higher because the temperature is restricted, and it is disadvantageous in terms of cost to perform the heating treatment in the process from cooling to immersion in the hot dip galvanizing bath.
４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間：５００秒間以下
上記冷却後、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施す。ここで、溶融亜鉛めっき浴の浴温が通常４１０℃以上４９０℃以下であることから、溶融亜鉛めっき浴からの抜熱が過大となって操業が困難になるのを避けるため、溶融亜鉛めっき浴浸漬前の温度は通常４００℃以上とされる。また、合金化処理温度は後述するように４３０℃以上６００℃以下とすることが好ましい。このため、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理の一連の処理を施すために４００℃以上６００℃以下の温度域に不可避的に滞在させることになる。しかしながら、当該温度域はベイナイト変態およびセメンタイト析出が進行する温度域であるため、当該温度域に長時間滞在させると、目的とする引張強度が困難になるとともに、５.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となり、高い延性と低い降伏強度の確保が困難になる。したがって、４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間、すなわち焼鈍後の冷却開始から溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を経て常温まで冷却する過程において４００℃以上６００℃以下の温度域に滞在する時間は５００秒間以下とする。生産性の観点から好ましくは２００秒間以下である。溶融亜鉛めっき処理および合金化処理が可能であれば上記滞在時間は短ければ短いほど好ましいのであるが、良好な外観を確保するには溶融亜鉛めっき浴浸漬前の温度を一定とすることが好ましく、このような観点から上記滞在時間は２０秒間以上とすることが好ましい。
Residence time in a temperature range of 400 ° C. or more and 600 ° C. or less: 500 seconds or less After the cooling, hot dip galvanizing treatment and alloying treatment are performed. Here, since the bath temperature of the hot dip galvanizing bath is usually 410 ° C. or higher and 490 ° C. or lower, in order to avoid excessive heat removal from the hot dip galvanizing bath and difficult operation, The temperature before immersion is usually 400 ° C. or higher. The alloying treatment temperature is preferably 430 ° C. or more and 600 ° C. or less as will be described later. For this reason, in order to perform a series of processes of the hot dip galvanizing process and the alloying process, it is unavoidably kept in a temperature range of 400 ° C. or more and 600 ° C. or less. However, since the temperature range is a temperature range in which bainite transformation and cementite precipitation proceed, if the stay in the temperature range for a long time, the intended tensile strength becomes difficult and more than 5.0 area% retained austenite It is difficult to ensure the high ductility and low yield strength. Accordingly, the residence time in the temperature range of 400 ° C. or more and 600 ° C. or less, that is, stay in the temperature range of 400 ° C. or more and 600 ° C. or less in the process of cooling to normal temperature through the hot dip galvanizing treatment and alloying treatment after the start of cooling after annealing The time is 500 seconds or less. From the viewpoint of productivity, it is preferably 200 seconds or shorter. If the hot-dip galvanizing treatment and alloying treatment are possible, the shorter the staying time is preferable, but in order to ensure a good appearance, it is preferable to make the temperature before immersion in the hot-dip galvanizing bath constant, From such a point of view, the staying time is preferably 20 seconds or longer.
合金化処理温度：４３０℃以上６００℃以下
合金化処理温度は４３０℃以上６００℃以下とすることが好ましい。
合金化処理温度が４３０℃未満では、合金化未処理が発生し、鋼板の表面性状が劣化する場合がある。したがって、合金化処理温度は４３０℃以上とすることが好ましい。一方、合金化処理温度が６００℃超では、ベイナイト変態とセメンタイト析出が促進され、目的とする引張強度を確保することが困難となるとともに、５.０面積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難となって、目的とする降伏強度を確保が困難になる場合がある。したがって、合金化処理温度は６００℃以下とすることが好ましい。合金化溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量を適度な合金化度である８〜１３質量％程度とするために、合金化処理温度を５００℃以上５３０℃以下の温度域として、当該温度域に滞在させる合金化処理時間を１０秒間以上６０秒間以下とすることがさらに好ましい。
Alloying temperature: 430 ° C. or higher and 600 ° C. or lower The alloying temperature is preferably 430 ° C. or higher and 600 ° C. or lower.
When the alloying treatment temperature is less than 430 ° C., unalloyed treatment occurs, and the surface properties of the steel sheet may deteriorate. Therefore, the alloying treatment temperature is preferably 430 ° C. or higher. On the other hand, when the alloying treatment temperature exceeds 600 ° C., bainite transformation and cementite precipitation are promoted, and it becomes difficult to secure the target tensile strength, and it is possible to secure a retained austenite of 5.0 area% or more. It may become difficult to secure the desired yield strength. Therefore, the alloying treatment temperature is preferably 600 ° C. or lower. In order to set the Fe content in the alloyed hot-dip galvanized layer to an appropriate degree of alloying of 8 to 13% by mass, the alloying treatment temperature is set to a temperature range of 500 ° C. or higher and 530 ° C. or lower, and stays in the temperature range. More preferably, the alloying treatment time is 10 seconds or more and 60 seconds or less.
なお、焼鈍に際しての平均昇温速度は１℃／秒以上とすることが好ましい。平均昇温速度を１℃／秒以上とすることより、昇温中における不均一な粒成長を抑制し、鋼組織をより一層均一にすることができ、これにより穴拡げ性を一層向上させることができる。 In addition, it is preferable that the average temperature increase rate at the time of annealing shall be 1 degree-C / sec or more. By setting the average heating rate to 1 ° C./second or more, non-uniform grain growth during heating can be suppressed, and the steel structure can be made more uniform, thereby further improving the hole expandability. Can do.
また、合金化処理後は、０.０５％以上１％以下の伸び率のスキンパス圧延を施すことが好ましい。スキンパス圧延によって降伏点伸びが抑制されるとともに、降伏強度の調整が容易になり、目的とする機械特性の確保が容易になる。 Moreover, after the alloying treatment, it is preferable to perform skin pass rolling with an elongation of 0.05% or more and 1% or less. Yield point elongation is suppressed by skin pass rolling, and the yield strength can be easily adjusted, and the desired mechanical properties can be easily secured.
このように、鋼の化学組成の調整、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっきの諸条件の適正化により、残留オーステナイトの面積率が５.０％以上１５％である鋼組織を得ることができ、９８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有するとともに、延性および形状凍結性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。さらに、連続焼鈍における冷却停止温度の適正化により、前記残留オーステナイト中のＣ濃度を０．８５質量％以下とすることができ、伸びフランジ性も良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。 Thus, the area ratio of retained austenite is 5.0% or more and 15% by adjusting the chemical composition of steel, hot rolling, cold rolling, and appropriate conditions of continuous annealing-alloyed hot dip galvanizing. A steel structure can be obtained, and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a high tensile strength of 980 MPa or more and excellent in ductility and shape freezing property is obtained. Furthermore, by optimizing the cooling stop temperature in the continuous annealing, the C concentration in the retained austenite can be made 0.85% by mass or less, and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet with good stretch flangeability can be obtained.
表１に示す化学組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製して２０ｍｍ厚のスラブを作製した。得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し３.５ｍｍ厚の熱延鋼板を製板した。得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延し、１．２ｍｍ厚の冷延鋼板を製板した。得られた冷延鋼板に連続溶融亜鉛めっき設備の熱処理条件を模擬した表２に示す条件の熱処理を施した。すなわち、表２に示す加熱速度で表２に示す焼鈍温度まで加熱して当該温度に表２に示す焼鈍時間だけ保持し、次いで、表２に示す冷却速度で表２に示す冷却停止温度まで冷却して当該温度に表２に示す冷却停止保持時間だけ保持し、次いで、７秒間かけて表２に示す浴温度まで冷却して当該温度に表２に示す浴温度保持時間だけ保持し、次いで、５秒間かけて表２に示す合金化処理温度まで加熱して当該温度に１４秒間保持し、次いで、５℃／秒の冷却速度で室温まで冷却したのちに一部について表２に示す調質圧延伸び率で調質圧延することにより焼鈍冷延鋼板を作成した。 Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace to produce a 20 mm thick slab. The obtained slab was hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to produce a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3.5 mm. The obtained hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled to produce a 1.2 mm-thick cold-rolled steel sheet. The obtained cold-rolled steel sheet was subjected to heat treatment under the conditions shown in Table 2 simulating the heat treatment conditions of the continuous hot-dip galvanizing equipment. That is, it is heated to the annealing temperature shown in Table 2 at the heating rate shown in Table 2, and held at that temperature for the annealing time shown in Table 2, and then cooled to the cooling stop temperature shown in Table 2 at the cooling rate shown in Table 2. Then, the temperature is held for the cooling stop holding time shown in Table 2, and then cooled to the bath temperature shown in Table 2 over 7 seconds and held at the temperature for the bath temperature holding time shown in Table 2, Heating to the alloying treatment temperature shown in Table 2 over 5 seconds, holding at that temperature for 14 seconds, then cooling to room temperature at a cooling rate of 5 ° C./second, and then partially temper rolling shown in Table 2 Annealed cold-rolled steel sheet was prepared by temper rolling at an elongation rate.
本実施例において作製した焼鈍冷延鋼板は溶融亜鉛めっきが施されていないが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同じ熱履歴を受けているので、鋼板の組織および機械的性質は、同じ熱履歴を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板と実質的に同一である。 The annealed cold rolled steel sheet produced in this example is not hot dip galvanized, but receives the same thermal history as the alloyed hot dip galvanized steel sheet, so the structure and mechanical properties of the steel sheet have the same thermal history. It is substantially the same as the alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
表１に示す化学組成を有する鋼片のＡｃ３点を測定するとともに、得られた焼鈍冷延鋼板について、Ｘ線回折により鋼組織を解析し、引張試験および穴拡げ試験を実施して機械特性を評価した。その結果を表２に併せて示す。 In addition to measuring Ac 3 points of steel slabs having the chemical composition shown in Table 1, the annealed cold-rolled steel sheet was analyzed for steel structure by X-ray diffraction, and subjected to a tensile test and a hole expansion test to obtain mechanical properties. Evaluated. The results are also shown in Table 2.
さらに、焼鈍冷延鋼板について目標とする機械特性が得られた鋼種について、その冷延鋼板を用いて溶融亜鉛めっき鋼板を製造してめっき濡れ性を評価し、さらに、良好なめっき濡れ性が得られた溶融亜鉛めっき鋼板について合金化処理性を評価した。その結果を表３に示す。 Furthermore, for steel grades that have achieved the desired mechanical properties for annealed cold-rolled steel sheets, hot-dip galvanized steel sheets are manufactured using the cold-rolled steel sheets, and the plating wettability is evaluated. The obtained galvanized steel sheet was evaluated for alloying processability. The results are shown in Table 3.
［試験方法］
（Ａｃ３点）
表１に示す化学組成の鋼の冷延鋼板を用いて、１０℃／秒の昇温速度で加熱した際の膨張率変化を解析することによって、各供試鋼のＡｃ３点を測定した。
[Test method]
(Ac 3 points)
By using a cold-rolled steel plate having a chemical composition shown in Table 1, the change in the expansion coefficient when heated at a heating rate of 10 ° C./second was measured to measure Ac 3 points of each test steel.
（残留オーステナイト面積率および残留オーステナイト中のＣ濃度）
２５ｍｍ×２５ｍｍ×１．２ｍｍの各焼鈍冷延鋼板の片面に化学研磨を施して０.３ｍｍ減厚し、化学研磨後の鋼板表面に対しＸ線回折を３回実施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイト面積率（残留γ面積率）と残留オーステナイト中のＣ濃度（残留γ中Ｃ濃度）の平均値を算出した。
(Residual austenite area ratio and C concentration in retained austenite)
One side of each 25 mm × 25 mm × 1.2 mm annealed cold-rolled steel sheet is chemically polished to reduce the thickness by 0.3 mm, and X-ray diffraction is performed three times on the steel sheet surface after chemical polishing. Analysis was performed, and the average value of the retained austenite area ratio (residual γ area ratio) and the C concentration in the retained austenite (residual γ C concentration) was calculated.
（機械特性）
圧延方向に対する直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。また、ＪＦＳ Ｔ １００１に規定の方法で穴拡げ率（ＨＥＲ）を測定した。
(Mechanical properties)
JIS No. 5 tensile test specimens were taken from the direction perpendicular to the rolling direction, and the yield strength (YS), tensile strength (TS), and elongation (El) were measured. Moreover, the hole expansion rate (HER) was measured by the method prescribed | regulated to JFST1001.
（めっき濡れ性）
表１に示す鋼種Ａ、Ｃ〜ＧおよびＭの化学組成を有する、表２に示す鋼板Ｎｏ．１、５、６、１０、１２、１３および２０の冷延鋼板を、露点が−３０℃であり体積率１０％の水素を含有し残部が窒素である混合ガス雰囲気中で、１０℃／秒で８８０℃まで加熱し、８８０℃で６０秒間保持し、１０℃／秒で４６０℃まで冷却し、４６０℃で２０秒間保持し、Ａｌ濃度が０.１３質量％である４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に３秒間浸漬し、１０℃／秒で室温まで冷却することにより、溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。得られた溶融亜鉛めっき鋼板の外観を目視で観察した。不めっきがないものを濡れ性良好とし、不めっきがあるものを濡れ性不良とした。
(Plating wettability)
Steel plates No. 2 having the chemical compositions of steel types A, C to G and M shown in Table 1 are shown in Table 2. Cold-rolled steel sheets of 1, 5, 6, 10, 12, 13 and 20 are 10 ° C./second in a mixed gas atmosphere having a dew point of −30 ° C., containing 10% by volume of hydrogen, and the balance being nitrogen. To 880 ° C., hold at 880 ° C. for 60 seconds, cool to 460 ° C. at 10 ° C./second, hold at 460 ° C. for 20 seconds, and hot-dip galvanizing at 460 ° C. with an Al concentration of 0.13 mass% A hot-dip galvanized steel sheet was prepared by immersing in a bath for 3 seconds and cooling to room temperature at 10 ° C./second. The appearance of the obtained hot-dip galvanized steel sheet was visually observed. Those with no plating were considered good wettability, and those with no plating were considered poor wettability.
（合金化処理性）
上記試験において良好なめっき濡れ性が確認された溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、４００℃と５００℃の塩浴に４０秒浸漬することにより、それぞれの温度での溶融亜鉛合金化処理を模擬した。合金化溶融亜鉛めっき被膜中のＦｅ濃度が１０質量％以上となる合金化溶融亜鉛めっき鋼板を合金化処理性良好とし、１０質量％未満となる合金化溶融亜鉛めっき鋼板を合金化処理性不良とした。
(Alloyability)
By using a hot dip galvanized steel sheet that was confirmed to have good plating wettability in the above test, it was immersed in a salt bath at 400 ° C. and 500 ° C. for 40 seconds, thereby simulating hot galvanizing at each temperature. An alloyed hot-dip galvanized steel sheet in which the Fe concentration in the alloyed hot-dip galvanized film is 10% by mass or more is good, and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet in which the Fe concentration is less than 10% by weight is poor in alloying processability. did.
なお、各表において下線が付された含有量、条件、特性値などは、本発明の規定の範囲外または所望の特性が得られていない場合であることを示している。
表２に示すように、比較例の鋼板Ｎｏ.２、８、１４と２１は製造条件が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られない。鋼板Ｎｏ.３、１１と２２は製造条件が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られないだけでなく、所望のオーステナイト面積率が得られないので、所望の降伏強度が得られない。鋼板Ｎｏ.７は製造条件が本発明の範囲から外れており、所望の降伏強度が得られず、所望の延性も得られない。鋼板Ｎｏ.４は化学組成が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られないだけでなく、所望のオーステナイト面積率が得られないので、所望の降伏強度が得られない。鋼板Ｎｏ.５、１５、１７、１９は化学組成が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られない。鋼板Ｎｏ.１８は化学組成が本発明の範囲から外れており、所望の降伏強度が得られず、所望の延性も得られない。表３に示すように、鋼板Ｎｏ．５および１２は、化学組成が本発明の範囲から外れており、めっき濡れ性が悪く、溶融亜鉛めっき処理を施すことが困難である。
In addition, underlined contents, conditions, characteristic values, and the like in each table indicate that they are outside the specified range of the present invention or when desired characteristics are not obtained.
As shown in Table 2, the steel plate Nos. 2, 8, 14 and 21 of the comparative examples are out of the scope of the present invention and the desired tensile strength cannot be obtained. Steel plate Nos. 3, 11 and 22 have manufacturing conditions that are out of the scope of the present invention, and not only the desired tensile strength can be obtained, but also the desired austenite area ratio cannot be obtained, so that the desired yield strength can be obtained. I can't. Steel plate No. 7 has manufacturing conditions outside the scope of the present invention, and a desired yield strength cannot be obtained, and a desired ductility cannot be obtained. Steel plate No. 4 has a chemical composition that is out of the scope of the present invention, and not only a desired tensile strength cannot be obtained, but also a desired austenite area ratio cannot be obtained, so that a desired yield strength cannot be obtained. Steel plates No. 5, 15, 17, and 19 are out of the scope of the present invention in chemical composition, and a desired tensile strength cannot be obtained. Steel plate No. 18 has a chemical composition that is out of the scope of the present invention, and a desired yield strength cannot be obtained, and a desired ductility cannot be obtained. As shown in Table 3, the steel plate No. Nos. 5 and 12 have chemical compositions that are out of the scope of the present invention, have poor plating wettability, and are difficult to perform hot dip galvanizing treatment.
これに対し、本発明例の鋼板は、表２に示すように、面積％で、残留オーステナイトを５.０〜１５％含む鋼組織を有し、９８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有するにもかかわらず、伸びが１３％以上の優れた延性を有するとともに、降伏強度が６４０ＭＰａ以下の優れた形状凍結性を有する。また、表３に示すように、溶融亜鉛めっき処理におけるめっき濡れ性も良好であり、合金化処理条件が本発明の範囲にある５００℃の合金化処理を模擬した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は合金化処理性も良好である。 On the other hand, as shown in Table 2, the steel sheet of the present invention example has a steel structure containing 5.0 to 15% of retained austenite in area% and despite having a high tensile strength of 980 MPa or more. In addition to having excellent ductility with an elongation of 13% or more, it has excellent shape freezing property with a yield strength of 640 MPa or less. Moreover, as shown in Table 3, the galvannealed steel sheet simulating the alloying treatment at 500 ° C., which has good plating wettability in the hot dip galvanizing treatment and the alloying treatment conditions are within the scope of the present invention, is an alloy. The chemical conversion is also good.
また、本発明例の鋼板の中で、鋼板Ｎｏ.１、６、９および２０は、Ｓｉ量が好ましい範囲であり、降伏強度が６００ＭＰａ以下と好ましい範囲になり、さらに形状凍結性が良好となる。また、鋼板Ｎｏ.１、６、１０、１３および２０は、残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８５質量％以下であり、さらに穴広げ性が良好となる。 Further, among the steel plates of the present invention examples, the steel plates No. 1, 6, 9 and 20 have a preferable Si amount, a yield strength of 600 MPa or less, and a good shape freezing property. . Steel plates No. 1, 6, 10, 13, and 20 have a C concentration in the retained austenite of 0.85% by mass or less, and further have good hole expandability.
ただし、表３に示すように、化学組成が本発明の範囲にある鋼種Ａ、Ｄ、Ｅ、ＧおよびＭであっても、合金化処理条件が本発明の範囲外にある４００℃の合金化処理を模擬した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化処理性が不良である。 However, as shown in Table 3, even when the chemical compositions are steel types A, D, E, G and M within the scope of the present invention, alloying at 400 ° C. where the alloying treatment conditions are outside the scope of the present invention. An alloyed hot-dip galvanized steel sheet that simulates the treatment has poor alloying processability.
Claims (4)
前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.１０％以上０.１８％以下、Ｓｉ：０.１０％以上０.６０％以下、Ｍｎ：２.２％以上３.０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１％以上０.１０％以下およびＮ：０.０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０.１５％以下およびＮｂ：０.１５％以下の１種または２種を下記式（１）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有するとともに、残留オーステナイトの面積率が５.０％以上１５％以下、当該残留オーステナイト中のＣ濃度が０.８５質量％以下である鋼組織を有し、
前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上、全伸びが１３％以上および降伏強度が６４０ＭＰａ以下である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
０.０５≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０.１５ （１） An alloyed hot-dip galvanized steel sheet provided with an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet,
The steel sheet is, in mass%, C: 0.10% to 0.18%, Si: 0.10% to 0.60%, Mn: 2.2% to 3.0%, P: 0 0.1% or less, S: 0.01% or less, sol.Al: 0.01% or more and 0.10% or less and N: 0.01% or less, and Ti: 0.15% or less and Nb : one or more than 0.15% of the incorporated within a range satisfying the following formula (1), with the remainder having a Ru chemical composition Na Fe and impurities, the area ratio of residual austenite is 5.0% 15% or less , having a steel structure in which the C concentration in the retained austenite is 0.85% by mass or less ,
The alloyed hot dip galvanized steel sheet has mechanical properties such that a tensile strength is 980 MPa or more, a total elongation is 13% or more, and a yield strength is 640 MPa or less.
0.05 ≦ Ti + Nb / 2 ≦ 0.15 (1)
（Ａ）請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼材を１１２０℃以上１３００℃以下とし、仕上温度：８００℃以上９５０℃以下、巻取温度：４５０℃以上７２０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる焼鈍を施し、６００℃超７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上５０℃／秒以下として４００℃以上５６０℃以下の温度域に冷却し、４００℃以上６００℃以下の温度域における滞在時間を５００秒間以下として溶融亜鉛めっき処理および４３０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施し、次いで常温まで冷却する連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
The method for producing an galvannealed steel sheet according to any one of claims 1 to 3, comprising the following steps (A) to (C):
(A) The steel material having the chemical composition according to claim 1 or 2 is made 1120 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, finishing temperature: 800 ° C. or higher and 950 ° C. or lower, and winding temperature: 450 ° C. or higher and 720 ° C. or lower. Hot rolling process to give hot-rolled steel sheet;
(B) a cold rolling step in which the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet; and (C) the cold-rolled steel sheet is subjected to a temperature range of Ac 3 points to 950 ° C. for 5 seconds to 200 seconds. Then, annealing is performed, the average cooling rate in the temperature range of 600 ° C. to 750 ° C. is set to 3 ° C./second or more and 50 ° C./second or less, and is cooled to a temperature range of 400 ° C. or more and 560 ° C. or less. A continuous annealing-alloying hot dip galvanizing process in which the residence time in the following temperature range is set to 500 seconds or shorter, alloying is performed in a temperature range of 430 ° C. to 600 ° C., and then cooled to room temperature.
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