JP2002030403A - Hot dip galvannealed steel sheet and its production method - Google Patents

Hot dip galvannealed steel sheet and its production method

Info

Publication number
JP2002030403A
JP2002030403A JP2000214833A JP2000214833A JP2002030403A JP 2002030403 A JP2002030403 A JP 2002030403A JP 2000214833 A JP2000214833 A JP 2000214833A JP 2000214833 A JP2000214833 A JP 2000214833A JP 2002030403 A JP2002030403 A JP 2002030403A
Authority
JP
Grant status
Application
Patent type
Prior art keywords
less
si
steel sheet
phase
fe
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
JP2000214833A
Other languages
Japanese (ja)
Inventor
Masahiko Hori
Hirotatsu Kojima
雅彦 堀
啓達 小嶋
Original Assignee
Sumitomo Metal Ind Ltd
住友金属工業株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date

Links

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a hot dip galvannealed steel sheet excellent in ductility, in which the base material is excellent in local ductility, and plating wettability and powdering properties are improved and to provide its production method. SOLUTION: This steel sheet has a composition containing, by mass, 0.05 to 0.2% C, 0.02 to 0.70% Si, 0.5 to 3.0% Mn, 0.005 to 0.10% P, <=0.1% S, 0.10 to 2.0% Al and <=0.01% N, also satisfying Si(%)+Al(%)>=0.5, and the balance Fe with inevitable impurities, the base material contains an austenitic phase of >=1% by volume, further, in the plating film, the concentration of Fe is 8 to 15 mass%, also, the average Γ phase thickness in the plating film is <=2 μm, the maximum Γ1 phase length in the thickness direction is <=1.5 μm, and the relation of the maximum Γ1 phase length/the Γ phase thickness <=1.0 is satisfied.

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、局部延性に優れた母材を用い、且つ、高い防錆能を有する、パウダリング性の良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関するものである。 BACKGROUND OF THE INVENTION The present invention uses an excellent base material local ductility, and, to a higher having antirust ability, powdering of good galvannealed steel sheet and a manufacturing method thereof .

【0002】 [0002]

【従来の技術】近年、家電、建材、及び自動車の産業分野においては溶融亜鉛めっき鋼板が大量に使用されているが、とりわけ経済性、防錆機能、塗装後の性能の点で合金化溶融亜鉛めっき鋼板が広く用いられている。 In recent years, consumer electronics, building materials, and in the industrial sector of the automobile, but hot-dip galvanized steel sheets are used in large quantities, especially the economy, anti-corrosion function, alloyed molten zinc in terms of performance after painting plated steel sheet is widely used.

【0003】一方、母材性能としては、各種機械、装置類には高性能化と同時に軽量化が強く推進されており、 [0003] On the other hand, as the base material performance, various machines, has been promoted weight reduction is strong at the same time as the performance of the device class,
高強度化技術が数多く開発されている。 High-strength technology have been developed. しかしながら、 However,
高強度化に伴い、鋼板の延性は損なわれるため、加工性が劣化するという問題を有していた。 With the higher strength, since the ductility of the steel sheet is impaired, it has a problem that workability is deteriorated.

【0004】このような問題に対して、特に、穴広げ性が良好であり、真にプレス時の加工性が良好である鋼板として、特開平5−70886号公報は、Si、Alを適量添加し、鋼中に残留オーステナイトを含み、局部延性の著しく改善された材料を提案している。 [0004] To solve this problem, in particular, has good hole expansion, truly a steel sheet formability is excellent in press, JP-A-5-70886, the appropriate amounts Si, and Al and, in the steel containing retained austenite, we have proposed a significantly improved materials local ductility.

【0005】一方、製品としての鋼板の性能としては、 [0005] On the other hand, as the performance of the steel sheet as a product is,
高強度で且つ加工性に優れ、さらに、経済的に防錆能の高いものが要求される。 Excellent and workability high strength, further, those economically highly anticorrosive ability is required. 従って、上記母材に、合金化溶融亜鉛めっきを施した材料が要求されるようになった。 Therefore, the above base material, came to the material subjected to hot-dip galvannealed is required.

【0006】このようなめっき鋼板を製造するためには、まず、母材は通常、適当な脱脂洗浄工程を経た後、 [0006] In order to manufacture such a plated steel sheet, first, the base material is usually after a suitable degreasing step,
もしくは脱脂洗浄を行うことなく、鋼板を弱酸化性雰囲気もしくは還元性雰囲気で予熱した後、水素+窒素の還元性雰囲気で鋼板を焼鈍し、しかる後、鋼板をめっき温度付近まで冷却してから溶融亜鉛浴に浸漬することにより製造される。 Or without performing degreasing, after preheating the steel sheet in a weak oxidizing atmosphere or a reducing atmosphere, melting the steel sheet in a reducing atmosphere of hydrogen and nitrogen annealing, thereafter, after cooling the steel plate to near the plating temperature It is prepared by immersing the zinc bath. さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、 Further, the galvannealed steel sheet,
この後、連続的に熱処理炉で500 〜600 ℃の材料温度に Thereafter, the material temperature of 500 to 600 ° C. with continuous heat treatment furnace
3 〜60秒加熱することにより、Fe-Zn 合金めっき層を形成せしめることになる。 By heating 3-60 seconds, so that allowed to form a Fe-Zn alloy plating layer. このときのめっき層は、Fe-Zn Plating layer at this time is, Fe-Zn
の金属間化合物よりなり一般にその平均Fe濃度は8 〜12 The average Fe concentration in general made of intermetallic compound 8-12
質量%である。 % By mass. そのめっきの付着量は通常片面当り20〜 Adhesion amount of the plating 20 to the normal per side
70g/m 2であり、この範囲以下のものは通常の手段において製造することが難しく、また、この範囲を上回るものはめっき層の耐パウダリング性を確保することが困難であるので一般には供給されていない。 A 70 g / m 2, it is difficult to manufacture in conventional means is the following this range, also generally supply since those above this range it is difficult to secure powdering resistance of the plating layer It has not been.

【0007】このような合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材として、残留オーステナイトを含有する材料を採用する場合、通常の条件下では改善できない次のような問題が生じる。 [0007] As the base material of such a galvannealed steel sheet, when employing a material containing residual austenite, the following problems that can not be improved is generated under normal conditions.

【0008】まず、Si、Alを添加した鋼板は、還元焼鈍時にSi、Alの酸化物が表面に濃化し、溶融めっき時の濡れ性を著しく劣化することになる。 [0008] First, the addition Si, the Al steel sheet, upon reduction annealing Si, oxide of Al is concentrated on the surface, it will significantly degrade the wettability at the time of hot dipping. この点に関し、従来にあってもSiの単独添加鋼に対しては、様々な改善方法が提案されており、例えば、特開平8-13114 In this regard, for the single steels also in the conventional Si, have been proposed various improving method, for example, JP-A-8-13114
号公報で示されるように、鋼板を前酸化させ、表面のS No. As shown in Japanese, it is pre-oxidized steel sheet, the surface of the S
i酸化物の濃化量を減少させる改善法が提案されている。 Improvement method for reducing the thickening amount of i oxides have been proposed.

【0009】しかしながら、Si、Alを複合添加した鋼材については、SiよりAlの方が酸素濃度が低くても酸化されるため、より改良された技術が必要となる。 However, Si, the steel material with a combined addition of Al, since the direction of Al than Si is oxidized even at low oxygen concentration, it is necessary to more improved techniques.
勿論、Al、Siが複合添加された場合の濡れ性についての改善は、未だなされていない。 Of course, improvements in the wettability of the case where Al, Si was added in combination has not been made yet.

【0010】さらに、合金化時にも、合金化が遅延するために操業性が悪くなるという問題が生じている。 Furthermore, even when the alloying, the problem that operability is deteriorated for alloying is delayed it occurs. これらの濡れ性および合金化時の問題について、現在までのところ、実質的には改善法が提案されていないため、S These wetting and problems during alloying, to date, since the substantial improvement method has not been proposed, S
i、Al複合添加鋼における残留オーステナイトを含む組成を有する母材の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は製造されてはいない。 i, galvannealed steel sheet base material having a composition containing retained austenite in the Al composite addition steel not been produced.

【0011】 [0011]

【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、主として自動車に使用される合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供するものである。 The object of the present invention is to provide a, there is provided a method of manufacturing a galvannealed steel sheet used mainly in automobiles.

【0012】さらに具体的には、本発明の課題は、特に、その母材を局部延性に優れた残留オーステナイトを含む鋼板とし、そのときのめっき濡れ性の低下および合金化時の残留オーステナイトの消失を防止し、さらに、 [0012] More specifically, the object of the present invention, particularly, its base material a steel sheet containing high residual austenite in local ductility, reduction in plating wettability at that time and the loss of residual austenite at the time of alloying to prevent, further,
パウダリング性を改善し、延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供するものである。 Improving powdering resistance, there is provided a method of manufacturing an excellent galvannealed steel sheet ductility.

【0013】 [0013]

【課題を解決するための手段】本発明者らは、まず、S Means for Solving the Problems The present inventors first, S
i、Al複合添加の残留オーステナイト含有材料に、溶融亜鉛めっきを行い、そのときの濡れ性について検討した。 i, the residual austenite content material Al composite addition performs galvanizing was examined wettability at that time.

【0014】まず、鋼中にSiおよびAlを含有している材料で、特定の還元焼鈍ヒートパターンで熱処理を行うと、残留オーステナイトが1体積%以上残存し、局部延性に優れ、且つ、高強度の鋼板を製造できることを確認した。 [0014] First, a material containing Si and Al in the steel, the heat treatment is performed in particular reducing annealing heat pattern, and the remaining residual austenite least 1% by volume, excellent local ductility, and high strength it was confirmed that can be produced of steel plate.

【0015】この材料は、鋼中Si量と鋼中Al量を足すと、0.5%以上であり、鋼中C量は0.05%以上0.20%以下が良好であった。 [0015] This material, when adding the Si amount and in the steel Al content in the steel is 0.5% or more, C content in the steel was good 0.20% or less 0.05% or more. Si量は0.02%以上で、ほぼ0.3%であった。 The amount of Si in 0.02% or more, was almost 0.3%. Al量は2.0%以下であった。 Al amount was less than 2.0%.

【0016】次に、この材料について、780℃以上8 [0016] Next, for this material, 780 ℃ more than 8
70℃以下でまず還元焼鈍し、次いで550℃以下35 First reduced annealing at 70 ° C. or less, then 550 ° C. or less 35
0℃以上の低温保持温度領域で冷却を行い、この温度域で20s以上滞留させた後、常温まで冷却を行うと、1 0 ℃ performed cooled in cryostat temperature range above, after 20s was retained over at this temperature range, when the cooling to room temperature, 1
体積%以上の残留オーステナイトを含有する鋼材を製造できることを確認した。 It was confirmed to be able produce a steel material containing vol% or more of retained austenite.

【0017】これらの材料について、上記ヒートパタ− [0017] For these materials, the Hitopata -
ンの還元焼鈍を行った場合、濡れ性を確保するために、 If you make the emissions of reduction annealing, in order to ensure the wettability,
鋼中の問題元素であるSi、Alの成分を単独または、 Si is a problem element in steel, the components of Al alone or,
複合添加したときの、濡れ性について調査したところ、 When added in combination, it was investigated wettability,
Siは0.70%より高いと濡れ性を確保することがてきない。 Si is not Teki ensuring wettability higher 0.70%. また、Alについては2.0 %より高いと、濡れ性を確保することができないことが判明した。 Also, if higher than 2.0% for Al, it was found that it is impossible to ensure wettability.

【0018】さらに、両方の鋼中成分を含有した材料についても検討を行ったが、それぞれの濡れ性への関与効果は独立で生じることが判明し、少なくとも、Si: 0. Furthermore, although also examined contained in both of the steel component materials, the involvement effect on each wettability was found to occur independently, at least, Si: 0.
70%以下、Al: 2.0%以下の材料では、濡れ性を確保できることが判明した。 70% or less, Al: at 2.0% or less of the material, was found to be able to secure the wettability.

【0019】このようにして濡れ性を確保でき、且つ、 [0019] can be ensured this way, the wettability, and,
残留オーステナイトが所要量だけ存在する材料成分を規定するに至った。 Residual austenite came to define the material components present by a required amount. これらの鋼材はめっきが可能な延性に富んだめっき材であるが、自動車用として用いるには、 The These steels are rich plating material to the plating capable ductility, used for automotive,
このめっき材を合金化させ、合金化溶融亜鉛めっき鋼材とすることが目標となる。 The plating material is alloyed, it becomes a target of the galvannealed steel material.

【0020】そこで、通常の合金化温度460℃〜60 [0020] Therefore, the normal alloying temperature 460 ℃ ~60
0℃程度で合金化を行ったところ、高温領域での合金化で、極端に加工性が劣化することが判明した。 It was subjected to alloying at about 0 ° C., alloying at a high temperature region, extremely workability was found to degrade. その理由については、高温領域での合金化処理により、残留オーステナイト相の消失が進行したためと推定された。 The reason for the alloying treatment at a high temperature region, the disappearance of retained austenite phase is estimated to be due to progressed.

【0021】そこで、本発明者らは、残留オーステナイト相が消失しない領域を限定するため、鋭意検討した結果、550℃以上600℃以下の温度域で5s超処理されたものについて、著しくオーステナイト相が減少することが判明した。 [0021] Accordingly, the present inventors have, to limit the area where residual austenite phase does not disappear, a result of intensive studies, the those 5s ultra treated in a temperature range of 550 ° C. or higher 600 ° C. or less, significantly austenite phase reduction was found to.

【0022】以上のことから、合金化時に550℃以上600℃以下の温度域に5s超は処理しないことにより、材料特性の良好な残留オーステナイトを1体積%以上含有するGA鋼板を製造することが可能となった。 [0022] From the above, by 5s than no treatment at a temperature range of 550 ° C. or higher 600 ° C. or less during alloying is possible to manufacture a GA steel sheet containing a good residual austenite in material properties over 1% by volume It has become possible.

【0023】これらの残留オーステナイト相を含むGA [0023] GA containing these residual austenite phase
鋼板 (合金化溶融亜鉛めっき鋼板、以下同じ) をプレス加工したところ、加工性が極めて高く、耐パウダリングが極めて高いことが要求されることが問題となった。 Steel was (galvannealed steel sheet, hereinafter the same) pressing a workability is extremely high, that powdering resistance is required to be extremely high it became an issue. そこで、様々な温度域での合金化を行い、皮膜中Fe濃度が8〜15%のGA鋼板を作成し、詳細な調査を行った。 Therefore, perform alloying at various temperature ranges, the film in Fe concentration creates 8-15% of the GA steel sheet was subjected to detailed investigation.

【0024】皮膜を断面方向から、0.01〜1.00 [0024] The film from the sectional direction, from 0.01 to 1.00
%程度の薄いナイタール液でエッチングしたものをSE SE those etched in% of thin nital solution
M観察し、断面の組織観察を行い、耐パウダリング性との関係を調査した結果、Γ相厚みと、Γ 1相の最大長さとの比をとると、パウダリング性との相関が良いことが判った。 And M observed, performs a cross-section of the structure observation, the result of investigating the relationship between powdering resistance, and gamma phase thickness, taking the ratio of the maximum length of the gamma 1-phase, that the correlation between the powdering property is good It was found.

【0025】Γ 1相の最大長さ/Γ相厚みの比が1.0 The ratio of the maximum length / gamma phase thickness of gamma 1-phase 1.0
を越えると急激にパウダリング性が劣化するが、1.0 The rapidly powdering property is deteriorated when it exceeds it, 1.0
未満であれば、パウダリング性が良好であることが判明した。 It is less than, it has been found powdering property is good.

【0026】この条件にあう皮膜を製造するための条件についても詳細に調査したところ、まず、合金化温度との相関があることが判明した。 [0026] was also investigated in detail the conditions for producing the film meet this condition, first, it was found that there is a correlation between alloying temperatures. さらに、鋼中Si量の高いものでは、合金化温度が高くても上記皮膜条件を満たすことが可能であり、また、皮膜中Fe濃度が低い場合も良好であることが判った。 Furthermore, the intended high in the steel Si content, even higher alloying temperature is possible the coating conditions are satisfied, also been found that even if the lower film in Fe concentration is good.

【0027】そこで、合金化温度の上限について、鋼中Siと皮膜中Fe濃度との関係を式化することにより、 [0027] Therefore, the upper limit of the alloying temperature, by formalized the relationship between Si and the film of Fe concentration in the steel,
皮膜中の合金層構造を決定することが可能であることを見いだし、実験により、下記式2を導くことができた。 It found that it is possible to determine the alloy layer structure in the film, by experiments, it was possible to derive the following equation 2.

【0028】 TA1(℃)≦530+100×[Si]−0.25×[Fe]・・・・・(式2) (Γ 1相の最大長さ/Γ相厚み)の値が1.0を越える皮膜構造の場合、パウダリング性の著しい劣化が生じる理由については詳細は不明であるが、下記のように推定することができる。 [0028] The value of TA1 (℃) ≦ 530 + 100 × [Si] -0.25 × [Fe] ····· ( Formula 2) (gamma 1 phase of maximum length / gamma phase thickness) 1.0 If the film structure exceeds, the detail why the significant degradation of the powdering property occurs is unknown, can be estimated as follows.

【0029】まず、Γ相は鋼板母材側で均一に生成される。 Firstly, gamma phase is uniformly generated in the steel base metal. この上方(皮膜側)にΓ 1相,δ 1相の順に生成されるが、Γ 1相は均一には生成されず、局所的に、成長の速い部分がある。 Gamma 1 phase to the upper (film side), but are generated in the order of [delta] 1-phase, the gamma 1 phase uniformly without being generated locally, there is a fast part of the growth. Γ 1相が皮膜中では一番硬い合金相であるため、皮膜が加工を受けたとき、加工に対して一番追従できない相となる。 Since gamma 1 phase in the in the coating is the most hard alloy phase, when the film is subjected to processing, the most follow can not phase against working. 従って、この相の周辺では、 Therefore, in the vicinity of this phase,
歪みが生じることになるが、Γ 1相が長くなればなるほど、その周辺での歪みは大きくなることになる。 But so that the distortion occurs, the longer the Γ 1 phase, distortion in the peripheral will be larger. この歪みは、接している合金相との界面で生じることになるため、Γ相とδ 1相との界面で生じることになるがΓ 1相の次に加工性の乏しいΓ相との界面で歪みが最大になるものと推定される。 This distortion at the interface between the contact with to become to occur at the interface between the alloy phase are, gamma phase and [delta] 1-phase and following the workability poor gamma phase but will occur at the interface of the gamma 1-phase distortion is estimated that the maximum. この歪みがΓ相とΓ This distortion is Γ phase and the Γ 1相との密着力の限界を超えると、界面に亀裂が生じることになる。 Beyond the limits of adhesion between the one-phase, so that the cracks in the interface. 亀裂は、皮膜剥離の起点となり、パウダリングを生じることになるため、これらの一連の現象はパウダリング性と関連することになる。 Cracks, become a starting point of decapsulation, since that would cause powdering, these series of events will be associated with powdering property.

【0030】以上のことより、Γ 1相の最大長さとΓ相の比をとり、これが耐パウダリング性と関係があると推定している。 [0030] From the above facts, taking the maximum length and gamma phase ratio of gamma 1-phase, which is estimated to be related to powdering resistance. 本発明にあっては、皮膜設計を行うために、式2を設定しているが、この理由についても詳細は不明であるが、現象としては、合金化温度の上昇,皮膜中Fe濃度の増加については、Γ 1相の成長を促すものであるが、鋼中Si量の増加は、Γ 1相の成長を抑制するものであるため、これを経験的に領域規定したものが、式2である。 In the present invention, in order to perform a film design, but are set Equation 2, is unknown detail also this reason, the phenomenon, increase in the alloying temperature, increase of the film in the Fe concentration for, although one which facilitates the growth of the gamma 1-phase, increases in the steel amount of Si, because it is intended to inhibit the growth of gamma 1-phase, those empirically region defining this is by the formula 2 is there.

【0031】これらのパラメータについてのΓ相,Γ 1 [0031] Γ phase for these parameters, Γ 1
相への成長への影響についての詳細は不明であるが、Γ Although the details of the impact of the growth of the phase is unknown, Γ
1相は通常Γ相より、成長速度が速いことと局所的な成長が生じることが特徴であるものと推定される。 1 phase than usual Γ phase, that is the local growth and it is faster growth rates occur is estimated that a feature. この傾向は、皮膜中のFe濃度が高くなると、各相の成長の差が明確になることにより、Γ 1相の最大長さ/Γ相厚みの比は大きくなる。 This trend, the Fe concentration in the film is increased, by the difference between the phases of growth becomes clear, the ratio of the maximum length / gamma phase thickness of gamma 1-phase increases. また、高温での合金化は、合金相の成長を促進させることになるが、Γ相より、Γ 1相の成長をより、助長するため、高温での合金化ほど、Γ 1相の最大長さ/Γ相厚みは大きくなる。 Moreover, alloying at a high temperature, but would promote the growth of the alloy phase, than gamma phase, more growth gamma 1-phase, to facilitate, as the alloying at a high temperature, the maximum length of the gamma 1-phase is / gamma phase thickness increases.

【0032】これらのパラメータはパウダリング性を劣化させる方向に効くものと考えられる。 [0032] These parameters are believed to be effective in a direction to degrade the powdering property. 鋼中Siについては、Γ 1相の局所的な成長を抑制する傾向にあり、Γ For steel Si, they tend to suppress local growth of gamma 1-phase, gamma
1相を平均的に成長させるため、Fe拡散量が等しい場合、最大長さが小さくなる。 To grow 1 phase average, when Fe diffusion amount is equal, the maximum length is reduced. すなわち、Γ 1相の最大長さ/Γ相厚みは小さくなり、パウダリング性は良好となる。 That is, the maximum length / gamma phase thickness of gamma 1-phase is reduced, powdering property is good. これらのことから、式2を作成し、これに従うことでパウダリング性を改善することが可能となった。 From these results, it creates an expression 2, it becomes possible to improve the powdering property by following thereto.

【0033】以上のことから、残留オーステナイト相を1体積%以上含有し、且つ、パウダリング性の良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが可能となり、 [0033] From the above, the residual austenite phase contains at least 1 vol%, and, it is possible to produce a good galvannealed steel sheet powdering property,
本発明を完成した。 And it completed the present invention.

【0034】ここに、本発明は次の通りである。 [0034] Here, the present invention is as follows. (1) 鋼板母材の表面にめっき皮膜が設けられた合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記母材の化学組成が、質量%で、C:0.05%以上0.20%以下、Si:0.02 %以上 (1) A galvannealed steel sheet plated film is provided on the surface of the plate matrix, the chemical composition of the base material, in mass%, C: 0.05% to 0.20% or less, Si: 0.02% that's all
0.70%以下、Mn:0.50%以上3.0 %以下、P:0.005 0.70% or less, Mn: 0.50% to 3.0% or less, P: 0.005
%以上0.10%以下、S:0.1 %以下、sol.Al:0.10%以上2 .0%以下、N:0.01%以下で、且つ、Si(%)+ % To 0.10% or less, S: 0.1% or less, sol. Al: 2 .0% 0.10% inclusive, N: 0.01% or less, and, Si (%) +
Al(%)≧0.5を満足すると共に残部がFeおよび不可避不純物から成り、前記母材が、オーステナイト相を体積%で1%以上含有し、さらに、前記めっき皮膜は、 Al (%) and the balance of Fe and inevitable impurities while satisfying ≧ 0.5, wherein the base material contains 1% or more of austenite phase by volume%, further, the plating film,
Fe濃度が8質量%以上15質量%以下であり、且つ、 Fe concentration is 15 mass% or less 8 mass% or more and,
該めっき皮膜におけるΓ相平均厚み:2μm以下、厚み方向の最大Γ 1相長さ:1.5μm以下であって、さらに下記式1を満足することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 The plated film in the gamma phase average thickness: 2 [mu] m or less, the maximum gamma 1 Ainaga in the thickness direction: A is 1.5μm or less, galvannealed steel sheet, characterized by further satisfying the following equation 1.

【0035】 最大Γ 1相長さ/Γ相厚み≦1.0 ・・・(式1) (2) 上記(1) 記載の化学組成を有する鋼板に、750℃ The maximum gamma 1 Ainaga of / gamma phase thickness ≦ 1.0 · · · the steel sheet having a chemical composition of (Formula 1) (2) above (1), wherein, 750 ° C.
以上870℃以下で還元焼鈍を行い、次いで350℃以上550℃以下の低温保持温度(TK)に、滞留時間(t Above 870 ° C. performs reduction annealing below, then the 350 ° C. or higher 550 ° C. or less of the cryostat temperature (TK), the residence time (t
K )20s以上保持し、その後、溶融亜鉛めっきを行ってから、460℃以上600℃未満であって、下記式2 And K) 20s or longer, then, after performing hot-dip galvanizing, it is less than 600 ° C. 460 ° C. or higher, the following equation 2
を満足する合金化温度(TA1)で合金化処理を行い、その際に合金化温度が550℃以上600℃未満での滞留時間(tA2)をゼロまたは5s以下とすることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 Perform alloying alloying temperature (TA1) which satisfies, alloying, characterized in that the time alloying temperature is to a residence time of less than 600 ° C. 550 ° C. or higher (tA2) following zero or 5s manufacturing method of hot-dip galvanized steel sheet.

【0036】 TA1(℃)≦530+100×[Si]−0.25×[Fe]・・・・・ (式2) TA1:合金化温度、[Si]:鋼中Si量、[Fe]:皮膜中F [0036] TA1 (℃) ≦ 530 + 100 × [Si] -0.25 × [Fe] ····· (Equation 2) TA1: alloying temperature, [Si]: in the steel Si content, [Fe]: coating medium F
e濃度 e concentration

【0037】 [0037]

【発明の実施の形態】本発明において、母材の化学組成、熱処理条件を上述のように規定した理由について以下に述べる。 DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION In the present invention, the chemical composition of the base material, will be described below reasons for defining the heat treatment conditions as described above. 本明細書において化学組成を規定する「%」は特にことわりがない限り、「質量%」である。 "%" For defining the chemical composition herein unless otherwise specified, is "% by mass".

【0038】母材の化学組成について:Cについて、0.0 [0038] The chemical composition of the base material: for C, 0.0
5%以上0.20%以下と規定する。 0.20% more than 5% or less as defined. 下限は、残留オーステナイト相を安定に析出させるために、必要なC量であり、0.05%より、低いとオーステナイト相中のC量が下がるため不安定になり、製造することが困難になる。 Lower limit, in order to stably precipitate the retained austenite phase, a C amount required, from 0.05%, becomes unstable due to low amount of C of the austenite phase decreases, it becomes difficult to manufacture. C
量の上限は、0.20%とするが、高張力鋼板を製造するためには、C量を増加させることが得策ではあるが、溶接を行う時にCが高すぎると、溶接できない問題があり、 The upper limit of the amount is 0.20% in order to produce a high-tensile steel plate is to increase the C content is a good idea, there is the C is too high, can not be welded problems when performing welding,
0.20%を上限とした。 The 0.20% was made the upper limit.

【0039】また、C量を増加させると、簡易に強度を高くすることは可能であるが、延性が劣化することも同時に生じるため、残留オーステナイト相を安定に含有し、且つ、延性が非常に高いことを考慮すると、C量は Further, increasing the C content, it is possible to increase the strength in simple, since the simultaneously occurring that the ductility is deteriorated, the residual austenite phase containing stably, and the ductility is very considering high that, C amount
0.08%以上0.15%以下で制御することが好ましい。 It is preferably controlled at 0.08% or more and 0.15% or less.

【0040】Siについては、0.02%以上0.70%以下と規定する。 [0040] For Si, defined 0.70% or less 0.02% or more. 下限については、オーステナイト相の成長を助長し、生成したオーステナイト相中へのCの濃縮を助ける働きがある。 The lower limit, promotes the growth of the austenite phase and acts to assist the enrichment of C in the generated austenite phase. この濃度未満では、残留オーステナイト相の安定生成が少なく、下限を0.02%とした。 Below this concentration, less stable generation of residual austenite phase, and the lower limit was made 0.02%. 上限については、0.70%としており、これを超えたSi量のときは前述したように、還元焼鈍時に特定のヒートパターン(温度域)をとることから、Si酸化物が表面に濃化するため、溶融めっきを行うときに、濡れ性を確保することができない。 The upper limit has been 0.70% as was described above when the Si amount exceeds this, since taking specific heat pattern a (temperature range) during reduction annealing, since the Si oxide is concentrated on the surface, when performing the hot-dip plating can not be ensured wettability. 従って、鋼中Si濃度を上記のように規定する。 Thus, defining the Si concentration in the steel as described above. 後工程での合金化が速やかに起こることも考慮すると、Si量を0.02%以上0.50%以下とすることがより好ましい範囲である。 When alloying at the later step is also considered to occur rapidly, it is more preferred range for the Si content and 0.02% to 0.50% or less.

【0041】Mnについては、0.50%以上3.0 %以下と規定する。 [0041] For Mn is defined as more than 0.50% to 3.0%. Mnはオーステナイト相の安定化元素であり、下限値0.50%以上添加することにより、オーステナイト相の安定化の効果がある。 Mn is an element for stabilizing the austenite phase, by adding the lower limit 0.50% or more, an effect of stabilizing the austenitic phase. しかし、添加量が多すぎると、鋼板の脆化が生じるため、上限を3.0 %とする。 However, when the amount is too large, the embrittlement of the steel sheet occurs, a 3.0% upper limit.
また、Mn添加量が増加すると、鋼板の製造コストが上がるため、この好ましい範囲としては2.5 %程度が良く、Mn量の適正範囲としては0.50%以上2.5 %以下とすることが良い。 Further, when the amount of Mn addition increases, the increased manufacturing cost of the steel sheet may be about 2.5% as the preferred range, the proper range of the Mn content may be not less than 0.50% 2.5%.

【0042】Pについては、0.005 %以上0.10%以下と規定する。 [0042] For P, and defined as 0.10% 0.005% or more. Pは不可避的に混入する元素であるため、低い方が好ましいが、0.005 %未満に調整するためには、 Because P is an element inevitably mixed, but is preferably low, in order to adjust to less than 0.005%, the
コストが高くなるため、0.005 %を下限とする。 Since cost is high, the lower limit 0.005%. 0.10% 0.10%
超では鋼板の延性が劣化するため、0.10%以下と規定する。 In the super to deteriorate the ductility of the steel sheet, it is defined as 0.10% or less.

【0043】Sについては、0.1 %以下と規定する。 [0043] For the S, defined as more than 0.1%. S
も不純物として鋼中に含有されるものであるため、低濃度である方が良い。 Because are intended to be contained in the steel in as an impurity, it is better at low concentrations. 0.1 %を越えて含有されると、Mn Once content exceeds 0.1%, Mn
Sの析出が目立つようになり、鋼板の延性を阻害するのみならず、オーステナイト相の安定化元素であるMnを析出物として消費してしまうため、S含有量は0.1 %以下と規定している。 Look like S precipitation is conspicuous, not only inhibits the ductility of the steel sheet, because consume a Mn a stabilizing element of austenite phase as a precipitate, S content is limited to be less than 0.1% . 下限については特に設定しないが、 Although not specifically set for the lower limit,
通常は0.001 %程度の材料までであれば、特に問題なく製造可能である。 If usually the up about 0.001% material can be manufactured without any problems.

【0044】Alについては、0.10%以上2.0 %以下と規定する。 [0044] For Al, defined as 2.0% to 0.10%. Alも、Siと同様に、フエライト相の体積率を増加させることにより、オーステナイト相中のC量を増加させる元素である。 Al, similarly to Si, by increasing the volume fraction of the ferrite phase, which is an element increasing the C content of the austenite phase. このような効果は0.10%以上で発揮される。 Such effect is exerted by 0.10% or more. 上限については2.0 %とするが、2.0 % For the upper limit is made 2.0% but 2.0%
を超えると、鋼中に介在物が多数増加し、延性を劣化させる。 Beyond, inclusions in steel is increased many deteriorates the ductility.

【0045】AlはSiと同様の効果により、オーステナイト中のC量を増加させることが可能であるが、実際にはSi、Alともに添加することにより、効果的にフェライトの体積率を増加させ、オーステナイト中のC量を増加させ、オーステナイト相の安定化を行うことが可能である。 [0045] Al is the same effect as Si, it is possible to increase the C content in austenite, in fact Si, by Al together added, effectively increases the volume fraction of the ferrite, increasing the C content in austenite, it is possible to perform the stabilization of the austenite phase.

【0046】これらのことより、残留オーステナイトを鋼中に1体積%以上残存させるためには、Si(%)+ [0046] From these things, in order to leave 1% or more by volume of residual austenite in the steel is, Si (%) +
Al(%)≧0.5を満足する必要がある。 It is necessary to satisfy the Al (%) ≧ 0.5. SiおよびAl量が上式を満たすと、残留オーステナイトが1体積%以上残存する鋼材を製造することが可能である。 Satisfies Si and Al content above equation, it is possible to produce a steel residual austenite remained above 1% by volume.

【0047】Nについては、0.01%以下と規定する。 [0047] For N is defined as 0.01% or less. 鋼中Nも不可避不純物であり、含有量は低い方が好ましい。 In steel N is also an inevitable impurity, the content is preferably as low as. N含有量が0.01%を越えるとAlN が生成されやすく、Alを消耗してしまうので、0.01%以下と規定する。 N content is easily generated AlN exceeds 0.01%, since thereby consumes Al, is defined as 0.01% or less.
下限は規定しないが、通常0.0002%程度までであれば、 The lower limit is not specified, if usually up to about 0.0002 percent,
特に問題なく製造可能である。 In particular it can be manufactured without any problems.

【0048】本発明において母材の化学組成は上記各成分以外はFeおよび不純物であるが、不可避不純物としてのN、S以外に、Ni、Co、Cu、Cr等が合計で0.2 %以下程度は許容される。 [0048] While the chemical composition of the base material in the present invention other than the above components is Fe and impurities, N as unavoidable impurities, in addition to S, Ni, Co, Cu, degree of 0.2% or less Cr and the like in total Permissible.

【0049】次に、上記母材を溶融めっき製造ラインで溶融亜鉛めっきを施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法について、各工程を順次説明する。 [0049] Next, a method for manufacturing a galvannealed steel sheet galvanized with the base material in a molten plating production lines, sequentially illustrating the steps. まず、鋼板である母材は、上記組成であれば、熱間圧延後、酸洗を行った鋼板であっても、あるいは熱延鋼板を冷間圧延した材料でも、どちらでも良い。 First, the base material is a steel sheet, if the composition, after hot rolling, even steel were pickled, or even rolled material cold hot-rolled steel sheet, either good.

【0050】鋼板には、圧延油または、防錆油などの油が塗布されている場合が多いため、溶融めっきの前処理としては、脱脂を行うことが好ましい。 [0050] The steel sheet, rolling oil or, because often oils such as rust-preventive oil is applied, as a pretreatment for hot dipping, it is preferable to perform degreasing. 脱脂方法としては、アルカリ脱脂、アルカリ中での電解脱脂などを使用することが多く、通常の製造ラインでは、5〜20%の水酸化ナトリウムを使用することが多い。 As degreasing method is often used such as alkaline degreasing, electrolytic degreasing in an alkaline, in a normal production line, it is often used 5-20% sodium hydroxide. また、熱延黒皮材をCGL設備で直接還元し、めっきする場合、または、黒皮材を溶融めっき設備中で酸洗し脱スケールするような場合には、脱脂は必要はない。 Also, the hot-rolled mill scale material by direct reduction in CGL equipment, when plating, or when the black skin material such as descaling and pickling in the molten plating equipment, degreasing is not necessary.

【0051】また、鋼板表面の油分を燃焼させてしまうために、脱脂を省略することも可能である。 [0051] In order to cause by burning oil surface of the steel sheet, it is also possible to omit the degreasing. このように、本発明では、どのような鋼板でも、特に問題なく適応可能である。 Thus, in the present invention, in any steel plate is adaptable without any particular problem.

【0052】次工程としては、予備加熱を行う。 [0052] As the next step is carried out a pre-heating. ここでは、バーナによるガス加熱方式のもの、または、ラジアントチューブを用いた加熱方式などがあるが、どちらの方式の炉を使用しても問題はない。 Here, those of the gas heating method with a burner, or there are such heating method using radiant tubes, there is no problem in using a furnace which method.

【0053】但し、Si、Al量は、少なくとも、合計量が0.5 %以上となるため、まず表面を酸化して表面へのSi、Alの酸化物の優先酸化を防止し、そして後の還元焼鈍により、還元鉄を生成させる方が、濡れ性を確保するには好ましい。 [0053] However, Si, Al content is at least, because the total amount is 0.5% or more, first, Si of the surface to the surface is oxidized, to prevent preferential oxidation of the oxide of Al, and after the reduction annealing Accordingly, better to produce reduced iron, to ensure wettability preferred. この段階での目標酸化量としては、S The target amount of oxidation at this stage, S
i:0.2%以下、または、Al:1.0%以下では0. i: 0.2% or less, or, Al: at most 1.0% 0.
2g/m 2以上であれば、十分めっき可能である。 If 2 g / m 2 or more, it is possible sufficient plating.

【0054】また、Si:0.2%越えるか、または、 [0054] Also, Si: more than 0.2%, or,
Al:1.0%越える場合については、0.5 g/m 2以上の酸化鉄を生成させることが好ましい。 Al: case exceeds 1.0%, it is preferable to generate a 0.5 g / m 2 or more iron oxide. 次に、還元焼鈍を行う。 Next, the reduction annealing. 還元焼鈍は、まず、780℃以上870℃以下の温度に昇温することで行う。 Reduction annealing is first performed by heating to a temperature below 870 ° C. 780 ° C. or higher. ここでは、フェライト+オーステナイト2相組織を製造するために、Ac 1変態点以上Ac 3変態点以下の温度域に加熱する必要があり、低すぎると、セメンタイトの再固溶に時間がかかりすぎ、一方、高すぎると、オーステナイトの体積率が増加しすぎるため、オーステナイト中のC量が低下する。 Here, in order to produce a ferrite + austenite dual phase structure, it is necessary to heat the Ac 1 or less temperature range transformation point or higher Ac 3 transformation point, too low, too much time to re-dissolution of cementite, On the other hand, too high, since the volume ratio of austenite is too increased, C content in austenite decreases.

【0055】以上のことから、温度の上下限を870℃ [0055] From the above, the upper and lower limits of the temperature of 870 ℃
および780℃と規定している。 And 780 ℃ to be defined. 以降のヒートパターンについては、700℃までを徐冷することが好ましく、 The subsequent heat pattern, it is preferable to gradually cooling to 700 ° C.,
また、700℃から次の温度領域の350℃〜550℃ Also, 350 ° C. to 550 ° C. in the following temperature range from 700 ° C.
への冷却速度は50℃/s程度が好ましい。 Cooling rate to is preferably about 50 ° C. / s. しかしながら、これらの冷却パターンは溶融めっき設備では実現できないことも多い。 However, often not possible with these cooling patterns melt plating equipment.

【0056】しかし、残留オーステナイトを安定に生成させ、適当なフェライト体積濃度に調整することができれば、上記、ヒートパターンに固執する必要はない。 [0056] However, to stably generate a residual austenite, if it is possible to adjust to a suitable ferrite volume concentration, the need not to stick to the heat pattern. 例えば、780℃から20℃/sで500℃まで直線的に冷却された材料でも、残留オーステナイトを1体積%以上に調整することは十分可能である。 For example, even a material that is linearly cooled from 780 ° C. to 500 ° C. at 20 ° C. / s, it is sufficiently possible to adjust the residual austenite at least 1% by volume.

【0057】350℃〜550℃での処理は20s以上と規定する。 [0057] treatment at 350 ℃ ~550 ℃ is defined as more than 20s. まず、この温度域では、オーステナイトをベイナイト変態させながら、Cの濃縮を促進させる。 First, in this temperature range, while the austenite is bainite transformation, to promote the concentration of C. 5
50℃を上回るとベイナイト変態が生じず、一方、35 Bainite transformation does not occur exceeds the 50 ° C., whereas, 35
0℃を下回ると下部ベイナイトとなって、オーステナイトへのC濃縮が十分起こらなくなる。 Below the 0 ℃ becomes lower bainite, C enrichment to austenite does not occur sufficiently. 従って、350℃ Therefore, 350 ℃
以上550℃以下と規定する。 It is defined as 550 ℃ or less.

【0058】この温度域での滞留時間は、20s以上と規定するが、この時間は、オーステナイト中に十分Cが濃縮するための必要時間であり、好ましくは60s以上が良い。 [0058] The residence time in this temperature range is defined as above 20s, this time is needed time for sufficient C is concentrated in the austenite, preferably 60s or better.

【0059】過時効処理の温度域は、次工程で溶融めっきを施すため、浴温以上、最低でも浴温より、10℃低い温度以上で行う方が良い。 [0059] temperature range of over-aging treatment, for performing the hot-dip plating in the next step, or hot bath, than the bath temperature at a minimum, is better carried out at 10 ° C. temperature lower or higher. 例えば、浴温が450℃の場合、過時効処理温度は、440℃以上が好ましい。 For example, if the bath temperature is 450 ° C., overaging temperature, 440 ° C. or more. 以降の合金化処理で残留オーステナイトの体積率が減少することを考慮すると、この温度域での滞留時間の好ましい範囲は、60s以上であり、できる限り、この温度域で長時間滞留している方が良いが、実質上の滞留時間は90s程度が最長滞留時間となることが多い。 When the volume fraction of retained austenite in the subsequent alloying treatment is considered to be reduced, the preferred range of residence time at this temperature range is a 60s or more, as much as possible, who are staying a long time in this temperature range Although good, substantially the residence time is often about 90s becomes the longest residence time.

【0060】このような予備処理工程を経てから、続いて、溶融めっきを行う。 [0060] From Through such pretreatment step, followed by performing hot dipping. このときの溶融めっき方法は従来法に準じており、浴中Al濃度は0.08%〜0.1 Hot dipping method at this time is in accordance with the conventional method, the bath Al concentration 0.08% to 0.1
6%程度で行われることが多く、めっき浴温度は440 Carried out often by about 6%, the plating bath temperature is 440
℃から480℃程度で行われることが多い。 ℃ from is often carried out at about 480 ℃. めっき後には、ガスワイピングにより、目付量を調整し、引き続き、合金化炉に入る。 After plating, the gas wiping to adjust the basis weight, subsequently, into the alloying furnace.

【0061】このときの合金化によっては、皮膜中Fe [0061] Depending on the alloying of this time, the film in Fe
濃度を8%以上15%以下とする。 It is referred to as 15% or less than 8% concentration. 下限については、これより低いFe濃度では、表面にη- Znが残存するため、塗装性、溶接性、フレーキング性が劣化してしまう。 The lower limit, the lower this Fe concentration, since the surface .eta. Zn remains, paintability, weldability, flaking resistance is deteriorated. また、上限については、皮膜中鉄濃度が15%より高くなると、Γ相の厚みが2.0μmの規定量を超えてしまい、パウダリング性の劣化が著しくなる。 Further, the upper limit, the film in the iron concentration is higher than 15%, the thickness of the Γ phase exceeds the prescribed amount of 2.0 .mu.m, powdering property markedly deteriorate. 従って、 Therefore,
皮膜中鉄濃度を8%以上15%以下と規定する。 A film in the iron concentration is defined to be 15% or less than 8%. 好ましくは8〜11%である。 Preferably 8 to 11%.

【0062】合金化後のめっき皮膜の特徴としては、Γ [0062] As a feature of the plating film after alloying, gamma
相厚み:2.0μm以下、最大Γ 1相長さ:1.5μm Phase Thickness: 2.0 .mu.m or less, the maximum gamma 1 Ainaga of: 1.5 [mu] m
以下とし、下記式1を満足することを規定する。 It follows and defines a satisfies the following formula 1. 最大Γ 1相長さ/Γ相厚み≦1.0 ・・・(式1) 本発明において、Γ相厚みを2.0μm以下とするのは、それを超えると、パウダリング性の劣化が著しく増加するためである。 In the maximum gamma 1 Ainaga of / gamma phase thickness ≦ 1.0 · · · (Equation 1) The present invention, to the gamma phase thickness and 2.0μm or less, beyond which, powdering degradation significantly in order to increase. 従って、2.0μm以下と規定する。 Therefore, it is defined as 2.0μm or less. パウダリング性の良い範囲として、より好ましい範囲では1.0μm以下である。 As good range of powdering property is 1.0μm or less in a more preferred range. Γ相厚みの下限は特に規定しないが、TEMなどで確認できる範囲として、0. The lower limit of the Γ phase thickness is not particularly defined, but, as the range that can be confirmed by such TEM, 0.
01μm程度が適当と考えられる。 About 01μm is considered to be appropriate.

【0063】Γ 1相については、最大長さによって規定する。 [0063] For gamma 1-phase, defined by the maximum length. Γ 1相は、通常の場合、成長は不均一に起こり、 Gamma 1 phase, usually, the growth occurs unevenly,
針状の形状をしており、局所的に成長している。 Has a needle-like shape, are locally grown. この局所的に成長している部分とΓ相との間で亀裂が生じ、皮膜剥離の起点となる。 Crack occurs between the part and the Γ phase this is locally grown, a starting point of decapsulation. 従って、Γ 1相の最大長さを規定する必要がある。 Therefore, it is necessary to define the maximum length of the gamma 1 phase.

【0064】本発明においてΓ 1相の最大長さを1.5 μ [0064] The maximum length of the gamma 1-phase in the present invention 1.5 mu
m以下とするのは、この値を超えると、Γ相厚みの制限と同様に、パウダリング性が著しく劣化する。 To hereinafter as m is above this value, as with the Γ phase thickness limit, powdering is remarkably deteriorated. 従って、 Therefore,
1.5μm以下と規定する。 It is defined as 1.5μm or less. 好ましくは1.0 μm以下である。 Preferably 1.0 μm or less.

【0065】さらに、上記範囲でも、Γ 1相の最大長さ/Γ相厚みの比が1.0 を超えるとパウダリング性が著しく劣化することが確認された。 [0065] Further, in the above-mentioned range, the ratio of maximum length / gamma phase thickness of gamma 1-phase, it was confirmed that the powdering property is remarkably deteriorated when it exceeds 1.0. この原因については、詳細は不明であるが、Γ 1相とΓ相厚みとの比で一番歪みが集中する部分が、上記式1で規定する値が1.0 超の領域と一致しており、かかる領域ではΓ相とΓ 1相との界面に歪みが集中することにより、歪みエネルギーがこの界面の密着力を越えると、亀裂が生じ、パウダリングを引き起こすものと考えられる。 For this cause, details are unclear, the ratio most distortion is concentrated part of the gamma 1-phase and the gamma phase thickness, and the values defined by the formula 1 is consistent with greater than 1.0 regions, by distortion at the interface between the gamma phase and gamma 1 phase at such regions are concentrated, the strain energy exceeds the adhesion force of the interface, a crack occurs believed to cause powdering.

【0066】従って、Γ 1の最大長さ/Γ相厚みの比を1.0以下とする。 [0066] Thus, the ratio of the gamma 1 maximum length / gamma phase thickness is 1.0 or less. 以上のような皮膜構造および母材構造をもった合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するために、合金化温度 (TA1)を460℃以上600℃未満とし、合金化温度が550℃以上600℃未満での滞留時間(tA2)をゼロもしくは5s以下とする。 To prepare the coating structure and galvannealed steel sheet having a base material structure as described above, alloying temperature (TA1) and 460 ° C. to 600 below ° C., 600 less than ° C. 550 ° C. or higher alloying temperature the residence time (tA2) below zero or 5s in.

【0067】 TA1(℃)≦530+100×[Si]−0.25×[Fe]・・・・(式2) TA1:合金化温度、[Si]:鋼中Si量、[Fe]:皮膜中F [0067] TA1 (℃) ≦ 530 + 100 × [Si] -0.25 × [Fe] ···· (Equation 2) TA1: alloying temperature, [Si]: amount in steel Si, [Fe]: film in F
e濃度 合金化温度(TA1) の範囲を460℃以上600℃未満とする。 The range of e concentration alloying temperature (TA1) and 460 ° C. to 600 below ° C.. 下限未満では、合金化速度が遅く、生産性が悪く実質上の合金化処理を行うことができない。 Is less than the lower limit, slow alloying velocity can not perform an alloying treatment of poor substantially productivity. 上限については、これ以上高い温度で合金化を行うと、皮膜中にΓ The upper limit, when the alloying higher than this temperature, in the coating Γ
相が非常に多量に出現するため、パウダリング性の劣化が著しく製品とならない。 Since the phase is very large amount of appearance, powdering degradation does not become significantly product.

【0068】さらに、この合金化温度の範囲内で550 [0068] Moreover, within this alloying temperature 550
℃以上600℃以下の範囲内での滞留時間をゼロまたは5s以下と規定する。 ° C. The residence time in the range of 600 ° C. or less than is defined as less than zero, or 5s. 550℃以上600℃未満の範囲では、鋼中のオーステナイト相が不安定になり、分解することになる。 In a range of less than 550 ° C. or higher 600 ° C., the austenite phase in the steel becomes unstable, it will be degraded. 鋼中のオーステナイト相が分解してしまうと、高強度であり、延性を持つ特性が失われてしまう。 When the austenite phase in the steel is decomposed, high strength, characteristic with ductility is lost. しかしながら、合金化温度が高いと合金化速度が速く、特に、鋼中Si量の高い材料については、有利である。 However, fast alloying rate and alloyed temperature is high, especially for high steel content of Si material, it is advantageous. この温度域に滞留した場合には、オーステナイト相が消失してしまわないで、材料特性を保持できる時間として、5s以下を規定している。 If this staying in the temperature range, without Shimawa and austenite phase is lost, as the time to hold the material properties, defining the following 5s.

【0069】このように本発明によれば、残留オーステナイト相を1体積%以上含有するGA鋼板を製造することが可能となる。 [0069] According to the present invention, it is possible to manufacture a GA steel sheet containing retained austenite phase at least 1% by volume. 残留オーステナイト相が1体積%以上とする理由は、これより低い量では、延性を良好にすることができないからである。 Why residual austenite phase is 1% by volume or more, in an amount lower than this, it is not possible to improve the ductility. 上限は規定しないが、上記に規定される母材成分では、多くても15体積%以下の残留オーステナイトを生成する材料となることが多い。 The upper limit is not specified, the matrix component as defined above, is often used as a material for generating the most 15% by volume or less of residual austenite.

【0070】最後に、合金化温度の上限を式2により、 [0070] Finally, by the equation (2) the upper limit of the alloying temperature,
規定しているが、その限定理由は次の通りである。 It is defined, but its limited reason is as follows. 式2 Equation 2
は、前述の皮膜構造において、Γ 1相の最大長さ/Γ相の厚みの比を1.0以下とするための経験式であり、Si , In coating structure described above, it is an empirical formula for the maximum length / gamma phase ratio of the thickness of the gamma 1-phase and 1.0 or less, Si
濃度は合金化温度を上げてもパウダリング性を劣化させない作用を持っており、Fe濃度は、高くなると、パウダリング性を劣化させることになる。 Concentration has a function of not deteriorating even powdering resistance by increasing the alloying temperature, Fe concentration becomes higher, thereby degrading the powdering property.

【0071】以上のことから、経験的に、合金化温度の上限を式2により規定し、パウダリング性の劣化を抑制することができる。 [0071] From the above, empirically, it is possible to limit the alloying temperature is defined by equation 2, to suppress the powdering degradation. このように本発明にしたがって、母材を規定し、還元焼鈍、溶融めっきおよび合金化条件を設定することにより、延性に富み、さらに、皮膜密着性の優れたGA鋼板を製造することが可能となった。 According to this manner, the present invention defines a base material, reducing annealing, by setting the hot dipping and alloying conditions, rich in ductility, further possible to produce a superior GA steel sheet film adhesion became.

【0072】 [0072]

【実施例】表1に化学組成を示す鋼材を実験室で溶製し、熱間圧延および冷間圧延して、厚さ1.4mm の母材となる鋼板とした。 EXAMPLES steel showing the chemical compositions in Table 1 were melted in the laboratory, by hot rolling and cold rolling, and the steel sheet as a base material having a thickness of 1.4 mm.

【0073】これらの鋼板から幅80mm、長さ200 mm [0073] width 80mm from these steel plate, length 200 mm
の板片を切り出し、この冷延鋼板を溶融めっきシミュレータ(レスカ (株) 製)装置を使用し、予備加熱を大気中または、窒素中で 550℃まで15℃/sで昇温し保持時間2sで行い200 ℃まで冷却した後、還元焼鈍を10%水素−窒素(露点−60℃以下)の雰囲気で表2に示す所定のヒートパターンにより、還元焼鈍した後、溶融めっきを行った。 The cut out plate piece, the cold-rolled steel sheet hot-dip plating simulator (manufactured by Rhesca Corporation) using a device, a preheating atmosphere or heated holding time at 15 ° C. / s up to 550 ° C. in a nitrogen 2s in after cooling to perform 200 ° C., reduction annealing 10% hydrogen - by a predetermined heat pattern shown in Table 2 in an atmosphere of nitrogen (dew point -60 ° C. or less), after reduction annealing were melt plating.

【0074】溶融めっき浴は、Al濃度が0.12%でFe飽和浴を使用し、浴温は460℃で行った。 [0074] melting bath, using Fe saturated bath Al concentration 0.12%, the bath temperature was carried out at 460 ° C.. 合金化処理については、めっき直後、シミュレータ内で赤外加熱炉を使用して行った。 For alloying treatment, after plating was performed using an infrared heating furnace in the simulator. このときのヒートパターンは表3に記入する。 Heat pattern at this time is to fill in Table 3.

【0075】このようにして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、次の要領で特性を行い、結果は表3 [0075] The galvannealed steel sheet thus obtained, performs characteristic in the following manner, the results in Table 3
にまとめて示す。 Collectively shown in. そのときの各特性の評価方法は次の通りであった。 Evaluation method of the characteristics of the time were as follows.

【0076】(1)引張り試験 得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 (GA) をJIS5 [0076] The (1) tensile test obtained galvannealed steel sheet (GA) JIS 5
号引張試験片のサイズに加工し、引張り試験を行った。 Processed to the size of the issue tensile test pieces were subjected to tensile test.

【0077】(2)穴広げ試験 同様のGAについて70mm角に切断し、クリアランス [0077] (2) was cut into 70mm angle for hole expanding test similar GA, clearance
0.1 mmで直径10mmの穴を打ち抜いた試験片について、内径36.5mmψのダイスを用いてしわ押さえ力3トンで押さえた状態で33mmψのポンチを押込み、 0.1 The test specimens were punched out holes with a diameter of 10mm in mm, a punch 33mmψ in a state of pressing by the blank holding force 3 tons using a die having an inner diameter 36.5mmψ indentation,
亀裂発生限界の穴直径を測定した。 It was measured hole diameter crack occurrence limit.

【0078】(3)オーステナイト量の測定 皮膜を酸溶解にて除去した後、X線反射強度測定により、残留オーステナイト量の測定を行った。 [0078] (3) After removing the measurement coating austenite amount in acid dissolution, the X-ray reflection intensity measurements were measured amount of retained austenite.

【0079】(4)パウダリング性の測定 GA鋼板から直径60mmの円盤を打ち抜き、ポンチ径30mm、ダイス肩R3mm金型で円筒カップをプレス成形し、カップの壁の外面にて粘着テープによる剥離を行い、めっきの総剥離重量を測定した。 [0079] (4) powdering punched ring of measuring GA steel sheet with a diameter of 60mm disc, punch diameter 30 mm, a cylindrical cup was press-molded at a die shoulder R3mm mold, the peeling due to the adhesive tape at an outer surface of the wall of the cup carried out, to measure the total peel weight of the plating.

【0080】(5)Γ相厚みおよびΓ 1相最大長さの測定 皮膜および母材界面を断面方向から研磨し、0.05%の硝酸−アルコール液(ナイタール液)で1分間エッチングして、電子顕微鏡により、10ヶ所のΓ相厚みを測定し、平均値をΓ相厚みとした。 [0080] (5) gamma phase thickness and gamma 1-phase maximum length measured film and the base metal interface is polished cross direction, 0.05% nitric acid - to 1 minute etching alcohol solution (nital solution), electron microscopy the measures the Γ phase thickness of 10 places, the average value was Γ phase thickness. 同様の方法でΓ 1相厚みについても測定を行い、30個以上のΓ 1相の長さを測定し、最大5点の平均を最大長さとした。 It was measured also gamma 1 phase thickness by the same method to measure the length of 30 or more gamma 1-phase, and the maximum length of the average of up to 5 points.

【0081】 [0081]

【表1】 [Table 1]

【0082】 [0082]

【表2】 [Table 2]

【0083】 [0083]

【表3】 [Table 3]

【0084】 [0084]

【発明の効果】以上の説明からも明らかなように、本発明によれば、優れたパウダリング性と延性、そして加工性が確保できる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、自動車用の材料として特に適するものであって、本発明の実用上に意義は大きい。 As it is clear from the foregoing description, according to the present invention, excellent powdering resistance and ductility, and workability are obtained galvannealed steel sheet capable of securing, as a material for automobiles be those particularly suitable, practical significance of this invention is great.

Claims (2)

    【特許請求の範囲】 [The claims]
  1. 【請求項1】 鋼板母材の表面にめっき皮膜が設けられた合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記母材の化学組成が、質量%で、C:0.05%以上0.20%以下、Si: 1. A galvannealed steel sheet plated film is provided on the surface of the plate matrix, the chemical composition of the base material, in mass%, C: 0.05% to 0.20% or less, Si:
    0.02 %以上0.70%以下、Mn:0.50%以上3.0 %以下、P:0.005 %以上0.10%以下、S:0.1 %以下、so 0.70% 0.02% inclusive, Mn: 0.50% to 3.0% or less, P: 0.005% to 0.10%, S: 0.1% or less, so
    l.Al:0.10%以上2 .0%以下、N:0.01%以下で、且つ、Si(%)+Al(%)≧0.5を満足すると共に残部がFeおよび不純物から成り、前記母材が、オーステナイト相を体積%で1%以上含有し、さらに、前記めっき皮膜は、Fe濃度が8質量%以上15質量%以下であり、且つ、該めっき皮膜におけるΓ相平均厚み:2μm l.Al:0.10% least 2.0% or less, N: 0.01% or less, and made of Si (%) + Al (%) balance with satisfying ≧ 0.5 is Fe and impurities, wherein the base material , containing 1% or more of austenite phase by volume%, further, the plating film, Fe concentration is 15 mass% or less 8 mass% or more and, gamma-phase average thickness of the plating film: 2 [mu] m
    以下、厚み方向の最大Γ 1相長さ:1.5μm以下であって、さらに下記式1を満足することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 Hereinafter, the maximum gamma 1 Ainaga in the thickness direction: A is 1.5μm or less, galvannealed steel sheet, characterized by further satisfying the following equation 1. 最大Γ 1相長さ/Γ相厚み≦1.0 ・・・(式1) Maximum gamma 1 Ainaga of / gamma phase thickness ≦ 1.0 · · · (Equation 1)
  2. 【請求項2】 請求項1記載の化学組成を有する鋼板に、750℃以上870℃以下で還元焼鈍を行い、次いで350℃以上550℃以下の低温保持温度(TK)に、 To 2. A steel sheet having a chemical composition according to claim 1, carried out reduction annealing at 750 ° C. or higher 870 ° C. or less, then the 350 ° C. or higher 550 ° C. or less of the cryostat temperature (TK),
    滞留時間(tK )20s以上保持し、その後、溶融亜鉛めっきを行ってから、460℃以上600℃未満であって、下記式2を満足する合金化温度(TA1)で合金化処理を行い、その際に合金化温度が550℃以上600℃ Holding residence time (tK) 20s or more, then, after performing hot-dip galvanizing, be less than 600 ° C. 460 ° C. or higher, subjected to alloying treatment at the alloying temperature (TA1) satisfying the following formula 2, its 600 ° C. alloying temperature of 550 ° C. or higher when
    未満での滞留時間(tA2)をゼロまたは5s以下とすることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 Method for manufacturing a galvannealed steel sheet, characterized in that the residence time (tA2) below zero, or 5s in less than. TA1(℃)≦530+100×[Si]−0.25×[Fe]・・・・・ (式2) TA1:合金化温度、[Si]:鋼中Si量、[Fe]:皮膜中F TA1 (℃) ≦ 530 + 100 × [Si] -0.25 × [Fe] ····· (Equation 2) TA1: alloying temperature, [Si]: amount in steel Si, [Fe]: film in F
    e濃度 e concentration
JP2000214833A 2000-07-14 2000-07-14 Hot dip galvannealed steel sheet and its production method Pending JP2002030403A (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2000214833A JP2002030403A (en) 2000-07-14 2000-07-14 Hot dip galvannealed steel sheet and its production method

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2000214833A JP2002030403A (en) 2000-07-14 2000-07-14 Hot dip galvannealed steel sheet and its production method

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP2002030403A true true JP2002030403A (en) 2002-01-31

Family

ID=18710346

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2000214833A Pending JP2002030403A (en) 2000-07-14 2000-07-14 Hot dip galvannealed steel sheet and its production method

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP2002030403A (en)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005200766A (en) * 2003-12-19 2005-07-28 Jfe Steel Kk Method for producing high strength alloyed zinc hot dip galvanized steel sheet having excellent stability of mechanical property
US20080175743A1 (en) * 2005-03-31 2008-07-24 Jfr Steel Corporation, A Corporation Of Japan Alloyed Hot-Dip Galvanized Steel Sheet and Method of Producing the Same
JP2010077480A (en) * 2008-09-25 2010-04-08 Nippon Steel Corp Hot-dip zincing steel sheet, and method for manufacturing the same
WO2012168567A1 (en) * 2011-06-07 2012-12-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Cold-rolled steel plate coated with zinc or a zinc alloy, method for manufacturing same, and use of such a steel plate
WO2013047808A1 (en) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 High-strength hot-dip galvanized steel sheet and process for producing same
WO2013047810A1 (en) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 Alloyed hot-dip galvanized steel sheet
JP2014201818A (en) * 2013-04-09 2014-10-27 新日鐵住金株式会社 Powdering resistance evaluation method of plated steel sheet
KR101553757B1 (en) * 2010-11-12 2015-09-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 High strength galvanized steel sheet having excellent uniform elongation and zinc coatability and method for manufacturing the same

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005200766A (en) * 2003-12-19 2005-07-28 Jfe Steel Kk Method for producing high strength alloyed zinc hot dip galvanized steel sheet having excellent stability of mechanical property
JP4604699B2 (en) * 2003-12-19 2011-01-05 Jfeスチール株式会社 Method of producing a high strength galvannealed steel sheet excellent in stability of the mechanical properties
US20080175743A1 (en) * 2005-03-31 2008-07-24 Jfr Steel Corporation, A Corporation Of Japan Alloyed Hot-Dip Galvanized Steel Sheet and Method of Producing the Same
JP2010077480A (en) * 2008-09-25 2010-04-08 Nippon Steel Corp Hot-dip zincing steel sheet, and method for manufacturing the same
KR101553757B1 (en) * 2010-11-12 2015-09-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 High strength galvanized steel sheet having excellent uniform elongation and zinc coatability and method for manufacturing the same
WO2012168567A1 (en) * 2011-06-07 2012-12-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Cold-rolled steel plate coated with zinc or a zinc alloy, method for manufacturing same, and use of such a steel plate
WO2012168564A1 (en) * 2011-06-07 2012-12-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Cold-rolled steel plate coated with zinc or a zinc alloy, method for manufacturing same, and use of such a steel plate
CN103649343A (en) * 2011-06-07 2014-03-19 安赛乐米塔尔研发有限公司 Cold-rolled steel plate coated with zinc or a zinc alloy, method for manufacturing same, and use of such a steel plate
WO2013047810A1 (en) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 Alloyed hot-dip galvanized steel sheet
US9181598B2 (en) 2011-09-30 2015-11-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Alloyed hot-dip galvanized steel sheet
EP2762602A4 (en) * 2011-09-30 2015-09-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Alloyed hot-dip galvanized steel sheet
WO2013047808A1 (en) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 High-strength hot-dip galvanized steel sheet and process for producing same
KR101609331B1 (en) * 2011-09-30 2016-04-05 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 Alloyed hot-dip galvanized steel sheet
JP2014201818A (en) * 2013-04-09 2014-10-27 新日鐵住金株式会社 Powdering resistance evaluation method of plated steel sheet

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2011025042A1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet and process for producing same
EP1041167A1 (en) High strength thin steel sheet, high strength alloyed hot-dip zinc-coated steel sheet, and method for producing them
WO2011065591A1 (en) HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT HYDROGEN EMBRITTLEMENT RESISTANCE AND MAXIMUM TENSILE STRENGTH OF 900 MPa OR MORE, AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF
JP2007314817A (en) Steel sheet to be hot-pressed, hot-pressed steel sheet member, and method for manufacturing them
JP2002294397A (en) High strength galvanized steel sheet having excellent plating adhesion and press formability and production method therefor
JPH11279691A (en) High strength hot dip galvannealed steel sheet good in workability and its production
JP2008266778A (en) High-strength hot dip zinc-plated steel sheet having excellent moldability, and method for production thereof
JP2005105367A (en) High yield ratio and high strength cold-rolled steel plate and high yield ratio and high strength galvanized steel plate excellent in weldability and ductility, and high yield ratio and high strength alloyed galvanized steel plate and its manufacturing method
JP2007211279A (en) Ultrahigh strength steel sheet having excellent hydrogen brittleness resistance, method for producing the same, method for producing ultrahigh strength hot dip galvanized steel sheet and method for producing ultrahigh strength hot dip alloyed galvanized steel sheet
JP2004211157A (en) High-strength high-ductility hot dip galvanized steel sheet and its production method
JP2007211280A (en) High strength hot dip galvanized steel sheet and high strength hot dip alloyed galvanized steel sheet having excellent formability and hole expandability, method for producing high strength hot dip galvanized steel sheet and method for producing high strength hot dip alloyed galvanized steel sheet
JP2011117041A (en) HIGH-Si-CONTAINING HOT-DIP GALVANNEALED STEEL SHEET SUPERIOR IN WELDABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
JP2003055751A (en) High strength hot dip galvanized steel sheet having excellent plating adhesion on high working and excellent ductility, and production method therefor
JP2001355044A (en) High strength steel sheet excellent in formability and hole expansibility, and its production method
CN1771344A (en) High strength hot dip galvanized steel sheet, and its production method
JP2005060742A (en) High-strength galvannealed steel sheet with superior adhesiveness, and manufacturing method therefor
JP2001207237A (en) Hot dip galvanized steel sheet excellent in ductility and producing method therefor
JPH10204580A (en) Hot-dip galvanized hot rolled steel plate with high strength
JP2004018971A (en) High-strength, high-ductility hot dip galvanized steel sheet of excellent burring machinability, and method for manufacturing the same
JP2007302992A (en) High strength hot rolled steel sheet and galvanized steel sheet having excellent stretch flange formability and method for producing them
EP1207213A1 (en) High tensile cold-rolled steel sheet excellent in ductility and in strain aging hardening properties, and method for producing the same
WO2002103073A2 (en) High-strength alloyed aluminum-system plated steel sheet and high-strength automotive part excellent in heat resistance and after-painting corrosion resistance
JP2011153349A (en) Hot-dip galvannealed steel sheet having excellent appearance characteristic, and method for manufacturing the same
JP2004115843A (en) High tensile hot dip galvannealed steel sheet and its manufacturing method
JP2006517257A (en) High strength hot-dip galvanized steel sheet and a manufacturing method thereof

Legal Events

Date Code Title Description
A977 Report on retrieval

Effective date: 20040729

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20040824

A02 Decision of refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02

Effective date: 20041221