JP3714094B2

JP3714094B2 - High-tensile hot-dip galvanized steel sheet with excellent workability and strain age hardening characteristics and method for producing the same

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Publication number: JP3714094B2
Application number: JP2000059174A
Authority: JP
Inventors: 金晴奥田; 力上; 真次郎金子; 章男登坂; 古君　　修
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-03-03
Filing date: 2000-03-03
Publication date: 2005-11-09
Anticipated expiration: 2020-03-03
Also published as: JP2001247946A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車車体用として好適な加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に係り、特に連続溶融亜鉛めっきラインで製造される延性、加工性、めっき性、歪時効硬化特性および耐衝撃特性の良好な高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。なお、本発明における鋼板は、鋼板および鋼帯を含むものとする。また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は熱延鋼板または冷延鋼板として利用できるものである。
【０００２】
また、本発明でいう「歪時効硬化特性に優れる」とは、引張歪10％の予変形後、170 ℃の温度で20min 保持する条件で時効処理したとき、この時効処理前後の変形応力増加量（ＢＨ量と記す；ＢＨ量＝（時効処理後の降伏応力）−（時効処理前の予変形応力））が80MPa 以上であり、かつ歪時効処理( 前記予変形＋前記時効処理）前後の引張強さ増加量（ΔＴＳと記す；ΔＴＳ＝（時効処理後の引張強さ）−（予変形前の引張強さ））が50MPa 以上であることを意味する。
【０００３】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに加えて、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求され、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では自動車部品に高張力鋼板が積極的に使用される傾向となっている。
【０００４】
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れたプレス成形性が要求される。優れたプレス成形性を実現するには、第一義的には高い延性を確保することが肝要である。しかし、高張力鋼を使用すると、強度が高いことから、形状凍結性が劣化する、延性が不足し成形時に割れとかネッキングといった不具合が発生する、などの問題がある。また、さらに、乗員の安全性確保という観点から、自動車部品用鋼板には耐衝撃特性に優れることも要求されている。
【０００５】
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性が要求され、このため、溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板が必要となる。
したがって、自動車車体の軽量化および高強度化をより一層推進するためには、耐食性に優れ、しかも延性、さらには耐衝撃特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が必要不可欠な素材となる。
【０００６】
すでに、延性、耐衝撃特性に優れた高張力鋼板としては、複合組織を有する鋼板が開発されている。この鋼板は、主相と第２相からなる複合組織鋼板であり、主相であるフェライト相中に、第２相としてマルテンサイト相のような硬質な相を分散させた組織強化型の鋼板である。
この複合組織鋼板の製造方法としては、Mnなどの合金元素を含有した低炭素鋼板を、フェライト（α）とオーステナイト（γ）の２相域に加熱したのち、冷却して、γ相をマルテンサイト相（Ｍ）に変態させ、α＋Ｍの複合組織とする。このγ→Ｍ変態に際し、周囲のαにも可動転位が多数導入される。これにより、降伏強さが低下し、降伏比（＝降伏強さ／引張強さ）60％以下という低降伏比が達成でき、プレス成形時のしわ発生を抑制しプレス成形性に優れた鋼板であるとされている。さらに、複合組織鋼板は、ｎ値も高く、均一伸びも大きく加工性に優れた鋼板であるといわれている。しかしながら、２相域に加熱し冷却してマルテンサイトを生成させるために、多量の合金元素の含有を必要とする。
【０００７】
例えば、特開昭57-152421 号公報には、Ｃ：0.02〜0.20％、Mn：0.50〜2.00％を含み、必要に応じCr：1.00％以下、Ni：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Mo：0.20％以下、Ｂ：0.0006〜0.010 ％を含む鋼を熱間圧延終了後、Ａr₃変態点以下の温度で保持したのち、合金元素含有量に依存する冷却速度以上で300 ℃以下の温度まで冷却し、フェライト・マルテンサイトの複合組織を得る、高張力熱延鋼板の製造方法が提案されている。特開昭57-152421 号公報に記載された技術では、フェライト・マルテンサイトの複合組織を得るために、Mnをはじめとして、Cr、Ni、Cu、Mo等の合金元素を多量添加している。
【０００８】
また、多くの連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備を連続化して設置している。この連続化されためっき工程の存在により、焼鈍後の冷却はめっき温度で中断され、工程を通じた平均冷却速度も必然的に小さくなる。したがって、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される鋼板では、冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトをめっき後の鋼板中に含有させることは難しくなる。このため、フェライト・マルテンサイトの複合組織を有するめっき鋼板を得るために、さらに多量のMn、Cr等の合金元素を含有させる必要がある。
【０００９】
しかしながら、Mn、Crはめっき性を阻害する元素として知られており、とくに溶融亜鉛めっきでは、めっき濡れ性を低下させる元素として知られている。したがって、溶融亜鉛めっき処理あるいはさらに合金化処理を施し、複合組織を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板として、非常に低い降伏比を得ることができたとしても、Mn、Crの多量添加に起因する不めっきが発生し、めっき外観が不良となると自動車用部品への適用は困難となる。
【００１０】
このようなめっき濡れ性の低下を解消し、不めっきを回避する方法として、例えば、特開平2-194156号公報には、Fe−Ｂ合金電気めっきを施したのち溶融亜鉛めっきを施す、難めっき鋼板の溶融亜鉛めっき方法が提案されている。
また、特開平3-199363号公報には、外層を内層にくらべSi、Mn含有量を低減した鋳込クラッド鋼を用いて、めっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法が提案されている。
【００１１】
しかしながら、特開平2-194156号公報、特開平3-199363号公報に記載された技術では、複雑な工程を必要とするため生産性が低下し、製造コストが上昇するなど実操業上問題を残していた。
さらに、溶融亜鉛めっき鋼板におけるMn、Cr等の含有は、めっき濡れ性の低下に加えて、合金化処理を施した場合に合金化の著しい遅滞を生じることが知られている。そのため、Mn、Cr等を含有した高張力溶融亜鉛めっき鋼板の合金化処理においては、合金化加熱温度を高温度とするか、あるいは合金化時間を長くする（通板速度を低速とする）必要がある。しかし、合金化加熱温度を高温度とすると、めっき層中のFe含有量を適正値に調整することが困難となり、めっき密着性が低下し、また、合金化時間を長時間とする、すなわち通板速度を低速とすると、生産性が低下し、製造コストが上昇するなどの問題がある。
【００１２】
このような合金化の遅滞を解消する方法として、例えば、特開昭58-120771 号公報には、鋼板の還元焼鈍前にNi、Cuめっきを施す溶融亜鉛めっき鋼板の合金化促進方法が提案されている。しかしながら、特開昭58-120771 号公報に記載された技術では、前処理を必要とし工程が複雑となるうえ、めっきラインに新たにNi、Cuめっきのための装置を必要とし、設備費が多大となるといった問題があった。
【００１３】
一方、最近では、耐食性の向上と乗員の安全性向上の観点から、プレス成形時には軟質で加工性に優れ、加工後に塗装焼付処理等の熱処理により高強度となり部品強度を高くできる、加工性と耐衝撃特性がともに改善された溶融亜鉛めっき鋼板が要望されている。
このような要望に対し、例えば、特開平10-310824 号公報、特開平10-310847 号公報には、Ｃ：0.01〜0.08％、Si：0.005 〜1.0 ％、Mn：0.01〜3.0 ％、Al：0.001 〜0.1 ％、Ｎ：0.0002〜0.01％を含み、さらにＷ、Cr、Moの１種または２種以上を合計量が0.05〜3.0 ％含有し、組織がフェライトあるいはフェライトを主体とする成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。ここでいう、成形後強度上昇熱処理性能とは、２％以上の歪が加わる成形加工後、200 〜450 ℃で加熱する熱処理を施して、熱処理前の引張強さに比べ、熱処理後の引張強さが増加する性能をいう。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平10-310824 号公報、特開平10-310847 号公報に記載された技術で製造された鋼板では、塗装焼付け処理を従来（170 ℃）より高い200 〜450 ℃という温度で行う必要があり、部品製造の生産性が低下し経済的に不利となるという問題があった。
【００１５】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、低降伏比で均一伸びが大きく、延性、加工性に優れ、さらに歪時効硬化特性に優れ、部品成形後の耐衝撃特性に優れる機械的特性を有するとともに、不めっきもなく、めっき性に優れ、さらに耐パウダリング性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらめっき鋼板を、安定して製造できる方法を提案することを目的とする。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、機械的特性とめっき性の改善について鋭意研究した。その結果、従来高加工性を要求させる分野では積極的に利用されなかったＮを強化元素として、鋼板の組成バランスを調整し、さらに合金元素含有量に応じて溶融亜鉛めっき工程の冷却速度を調整し、溶融亜鉛めっき前の加熱処理条件を調整することにより、めっき性に悪影響を及ぼすことなくフェライト相にマルテンサイト相が分散した複合組織とすることができることを知見した。これにより、低降伏比が達成できるとともに延性、加工性が向上し、さらにＮにより発現される歪時効硬化現象を有利に活用することにより、加工後の強度が増加し、部品特性としての耐衝撃特性が改善できることを見い出した。さらに、めっき処理前に、合金元素の表面濃化を促進する焼鈍処理と、その後の酸洗による表面濃化層の除去処理を組み合わせることにより、さらにめっき性が改善し、めっき性と機械的特性の両立が顕著に図れることを見いだした。
【００１７】
本発明は、上記した知見に基づいて、さらに検討を加え完成されたものである。
すなわち、第１の本発明は、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.15％、Mn：0.3 〜3.0 ％、Mo：0.05〜1.0 ％、Al：0.005 〜0.02％、Ｎ：0.005 〜0.0200％を含み、かつＮ／Al：0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有し、あるいはさらに、Si：0.5 ％以下、Cr：1.0 ％以下、Ｐ：0.005 〜0.1 ％、Ｂ：0.01％以下、Ni：1.5 ％以下、Cu：1.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライトを主相とし、第２相としてマルテンサイトを体積率で３％以上含む組織を有することを特徴とする加工性および歪時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１８】
また、第２の本発明は、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.15％、Mn：0.3 〜3.0 ％、Mo：0.05〜1.0 ％、Al：0.005 〜0.02％、Ｎ：0.005 〜0.0200％を含み、あるいはさらにSi： 0.5％以下、Cr： 1.0％以下、Ｐ： 0.005〜 0.1％、Ｂ：0.01％以下、Ni： 1.5％以下、Cu： 1.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、かつＮ／Al：0.3 以上を含む組成を有し、固溶Ｎ量が0.0010％以上である鋼板に、（Ａc₁変態点）〜（Ａc₃変態点）の温度に加熱する加熱処理工程と、450 〜550 ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成するめっき処理工程と、を順次施すにあたり、前記加熱処理工程後めっき処理工程までの冷却速度、およびめっき処理工程後300 ℃までの冷却速度を、次（１）式または（２）式
Ｂ≦0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si− 2.0Cr−0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.50 …………（１）
Ｂ＞0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si−2.0Cr −0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.20 …………（２）
（ここで、ＣＲ：臨界冷却速度（℃／ｓ）、Mo、Mn、Si、Cr、Ni、Cu、Ｐ：各元素の含有量（質量％））
で定義される臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）以上とすることを特徴とする加工性および歪時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、また、第２の本発明では、前記加熱処理工程前に、Ａc₁変態点以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、ついで鋼板表層の成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処理とを施すことが好ましい。
【００１９】
また、第３の本発明は、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.15％、Mn：0.3 〜3.0 ％、Mo：0.05〜1.0 ％、Al：0.005 〜0.02％、Ｎ：0.005 〜0.0200％を含み、あるいはさらにSi： 0.5％以下、Cr： 1.0％以下、Ｐ：0.005 〜 0.1％、Ｂ：0.01％以下、Ni： 1.5％以下、Cu： 1.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、かつＮ／Al：0.3 以上を含む組成を有し、固溶Ｎ量が0.0010％以上である鋼板に、（Ａc₁変態点）〜（Ａc₃変態点）の温度に加熱する加熱処理工程と、450 〜550 ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成するすめっき処理工程と、470 ℃〜（Ａc₁変態点）の温度に加熱し前記溶融亜鉛めっき層の合金化を行う合金化処理工程と、を順次施すにあたり、前記加熱処理工程後めっき処理工程までの冷却速度、および前記合金化処理工程後300 ℃までの冷却速度を、次（１）式または（２）式
Ｂ≦0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si− 2.0Cr−0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.50 …………（１）
Ｂ＞0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si−2.0Cr −0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.20 …………（２）
（ここで、ＣＲ：臨界冷却速度（℃／ｓ）、Mo、Mn、Si、Cr、Ni、Cu、Ｐ：各元素の含有量（質量％））
で定義される臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）以上とすることを特徴とする加工性および歪時効硬化特性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、また、第３の本発明は、前記加熱処理工程前に、Ａc₁変態点以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、ついで鋼板表層の成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処理を施すことが好ましい。
【００２０】
なお、第２の本発明または第３の本発明において、（１）式および（２）式を用いてlog ＣＲを計算する際には、Si、Cr、Ni、Cu、Ｐを積極的に添加しない場合はゼロとして計算してもよいが、不可避的不純物としてのこれら元素の実含有量を用いて計算するのが好ましい。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板である。まず、本発明に用いる鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は単に％と記す。
【００２２】
Ｃ：0.005 〜0.15％
Ｃは、鋼板の高強度化に必須の元素であり、さらに第２相としてマルテンサイト相の生成に寄与するとともに、マルテンサイト相の強度を高めるのに有効に作用する。Ｃ含有量が0.005 ％未満では、このような効果が認められず、とくに溶融亜鉛めっきサイクルでは安定して複合組織を得ることが困難となる。一方、Ｃ含有量が0.15％を超えると、マルテンサイト変態温度が低下しすぎて、溶融亜鉛めっきサイクルではマルテンサイト相の生成が困難となる。このため、Ｃは0.005 〜0.15％の範囲に限定した。
【００２３】
Mn：0.3 〜3.0 ％
Mnは、固溶強化により鋼を強化するとともに、鋼の焼入性を向上させ、マルテンサイト相の生成を促進し、複合組織の形成を容易にする元素である。このような作用を利用して、溶融亜鉛めっきサイクルで安定して複合組織を得るためには、少なくとも0.3 ％以上のMnの含有を必要とする。一方、3.0 ％を超えて含有すると、加工性が低下し、めっき性が顕著に低下し、本発明の方法によっても、めっき性の改善が図れなくなる。このため、Mnは0.3 〜3.0 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、 1.0〜 2.5％である。
【００２４】
Mo：0.05〜1.0 ％
Moは、鋼の焼入性を向上し、マルテンサイト相の生成を促進する作用を有する元素であり、かつ溶融亜鉛めっき性に影響の少ない元素であり本発明では積極的に含有させる。溶融亜鉛めっきサイクルで安定して複合組織を得るためには、少なくとも0.05％以上の含有を必要とするが、1.0 ％を超えて含有すると、めっき層合金化の遅滞を生じる。このため、Moは0.05〜1.0 ％の範囲に限定した。
【００２５】
Al：0.005 〜0.02％
Al含有量の制御は本発明において特に重要である。Alは、脱酸剤として作用し鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素であり、本発明では0.005 ％以上の含有を必要とする。一方、AlはＮと結合するため、過剰のAl含有は、固溶状態のＮ量を減少させ、歪時効硬化現象に寄与する固溶Ｎを確保し難くする。また、固溶Ｎを確保できたとしてもAlが0.02％を超えると、製造条件の変動による歪時効硬化特性のバラツキが大きくなる。このため、本発明では、Al含有量は0.02％以下と低く限定した。なお、歪時効硬化特性向上の観点からは、Alは 0.012％以下とするのが好ましい。
【００２６】
Ｎ：0.005 〜0.0200％
Ｎは、固溶強化と歪時効硬化により鋼板の強度を増加させる元素であり、本発明において最も重要な元素である。本発明では、適量のＮを含有して、さらに製造条件を制御することにより、最終製品で必要かつ十分な量の固溶状態のＮを確保し、それによって固溶強化と歪時効硬化による強度（ＹＳ、ＴＳ）上昇効果を十分に発揮し、焼付け硬化量（ＢＨ量）80MPa 以上、塗装焼付け処理前後での引張強さの増加量ΔＴＳ50MPa 以上という本発明鋼板の機械的性質要件を安定して満足することができる。
【００２７】
Ｎが0.0050％未満では、上記の強度上昇効果が安定して現れにくい。一方、Ｎが0.0200％を超えると、伸び等の材質低下が著しくなり、鋼板の内部欠陥発生率が高くなるとともに、連続鋳造時のスラブ割れなどが多発するようになる。このため、Ｎは0.0050〜0.0200％の範囲とした。なお、製造工程全体を考慮した材質の安定性・歩留り向上、歪時効硬化特性向上の観点からは、Ｎは0.0070〜0.0150％の範囲とするのが好ましい。
【００２８】
固溶状態のＮ：0.0010％以上
最終製品で十分な強度が確保され、さらにＮによる歪時効硬化が十分に発揮されるには、鋼中に固溶状態のＮ（固溶Ｎともいう）が0.0010％以上の量（濃度）で存在する必要がある。
ここで、固溶Ｎ量は、鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めるものとする。なお、析出Ｎ量の分析法としては、本発明者らが種々の分析法を比較検討した結果によれば、電解抽出を用いた分析法により求めるのが最適である。この分析法は、アセチル・アセトンを溶媒として用いて定電位電解により地鉄を溶解して抽出した残渣について化学分析により析出物となっているＮ量を求めるものである。
【００２９】
なお、より高いＢＨ量、ΔＴＳを得るためには、固溶状態のＮ量は0.0020％以上、さらに高い値を得るためには、0.0030％以上とするのが好ましい。
Ｎ／Al（Ｎ含有量とAl含有量の比）：0.3 以上
前述のように、製造条件の変動によらず安定して固溶Ｎを0.0010％以上残留させるためには、Ｎを強力に固定する元素であるAlの量を0.02％以下に制限する必要がある。本発明の組成範囲内のＮ含有量とAl含有量の組合せを広範囲に変えた鋼板について検討した結果、最終製品での固溶Ｎを安定して0.0010％以上とするには、Ｎ／Alを0.3 以上とすることが必要であることがわかった。すなわち、Al含有量はＮ／0.3 以下に制限される。
【００３０】
Si：0.5 ％以下、Cr：1.0 ％以下、Ｐ：0.005 〜0.1 ％、Ｂ：0.01％以下、Ni：1.5 ％以下、Cu：1.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Si、Cr、Ｐ、Ｂ、Ni、Cuは、いずれも焼入れ性を向上させる元素であり、必要に応じ１種または２種以上を選択して含有できる。
さらに、Siは、焼入れ性を向上させるだけでなく、固溶強化によっても鋼を強化する作用を有する元素であり、0.05％以上含有するのがより好ましい。一方、Siはめっき性のうち濡れ性を阻害する元素でもあり、添加する場合には0.5 ％以下に限定する必要がある。
【００３１】
Crは、焼入れ性を向上させ、強度を増加させる元素であり、0.05％以上含有するのがより好ましい。また、Crは第２相のマルテンサイト相の分布を均一とする作用を有し、降伏比を低くする効果を有する。一方、Crもめっき性のうち濡れ性を阻害する元素であるため、添加する場合には1.0 ％以下に限定する必要がある。
【００３２】
Ｐは、焼入れ性を向上させるとともに、伸びやｒ値の向上に有効に寄与する元素であり、このためには0.005 ％以上含有するのが好ましい。一方、0.1 ％を超えると加工性、靱性が低下する。このため、添加する場合には、Ｐは0.005 〜0.1 ％に限定する必要がある。
Ｂは、焼入れ性を向上させ、さらに伸びの改善に有効に寄与する元素であり、0.0003％以上含有するのがより好ましい。一方、0.01％を超えると硼素化合物が析出し、加工性が低下する。このため、添加する場合には、Ｂは0.01％以下に限定する必要がある。
【００３３】
Niは、焼入れ性を向上させ、強度を増加させる元素であり、0.05％以上含有するのがより好ましい。一方、1.0 ％を超えて含有すると伸び等の加工性が低下する。このため、添加する場合には、Niは1.0 ％以下に限定する必要がある。
Cuは焼入れ性を向上させ、強度を増加させる元素であり、0.05％以上含有するのがより好ましい。一方、1.5 ％を超えて含有すると熱間加工性が低下し、スケール疵の原因となる。このため、添加する場合には、Cuは1.5 ％以下に限定する必要がある。
【００３４】
本発明に用いる鋼板では、上記した化学成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ｓ：0.01％以下、Ｐ：0.005 ％未満、Ｏ：0.0050％以下が許容できる。
さらに、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した組成と、フェライトを主相とし、第２相として少なくともマルテンサイト相を含む複合組織を有する鋼板である。本発明でいう、主相とは体積率で60％以上を占める相をいう。本発明では、フェライト相である。
【００３５】
フェライトは、軟質な相であり、高い変形能を有し、鋼板の延性を向上させる。本発明の鋼板では、このようなフェライトを、主相として、体積率で60％以上含有する。フェライト量が60％未満では、顕著な延性向上効果が期待できない。なお、フェライト量が97％を超えると、複合組織化による利点が得にくくなるため、フェライト量は97％以下とするのが望ましい。
【００３６】
第２相としてのマルテンサイト相は、体積率で３％以上、好ましくは20％以下含まれる。マルテンサイト相は、主相であるフェライトの主に粒界に分散して存在する。マルテンサイトは硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有する。さらに、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、延性向上、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。これらの効果は、マルテンサイトが３％以上存在した場合に顕著となる。なお、20％を超えて含まれると伸びの低下という問題がある。また、第２相として、マルテンサイト相に加えて、体積率で20％以下のベイナイトが含有してもなんら問題はない。
【００３７】
上記した組成と、組織を有する本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、延性、加工性に優れ、さらに歪時効硬化特性に優れ、加工後の塗装焼付け処理等の熱処理により、降伏応力、および引張強さが顕著に向上し、ＢＨ量は80MPa 以上、ΔＴＳは50MPa 以上と、歪時効硬化特性に優れた鋼板である。
つぎに、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
【００３８】
上記した組成の鋼板（薄鋼板）をめっき素材として使用する。めっき素材となる鋼板は冷延板、あるいは熱延板いずれも好適である。
ここで、後述する加熱処理工程および溶融亜鉛めっき工程では、窒化物として析出しているＮを再溶解することはできないので、固溶Ｎを0.0010％以上含有している素材を用いる必要がある。このような素材の製造方法については、特に限定されないが、例えば、熱延板の製造方法としては、上記した組成の鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造するにあたり、1000℃以上に加熱した後に、粗圧延してシートバーとなし、該シートバーを仕上圧延出側温度を 800℃以上として仕上圧延を行った後、 0.5ｓ以内に20℃／ｓ以上で冷却し、 650℃以下で巻取るという方法が挙げられ、また、冷延板の製造方法としては、上記のようにして得られた熱延板を冷間圧延することが挙げられる。
【００３９】
所望の板厚に調整されためっき素材鋼板は、脱脂等の通常公知の前処理を施されたのち、まず、加熱処理を施される。加熱処理工程は、その後のめっき処理工程とともに連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。
加熱処理工程では、めっき素材鋼板は（Ａc₁変態点）〜（Ａc₃変態点）の２相域の温度に加熱される。２相域に加熱することにより、Mn、Mo等の置換型の合金元素がγ相へ濃化しやすくなり、冷却中にそのγ相がマルテンサイトへ変態して、複合組織を形成する。通常の焼鈍条件では、これら置換型の合金元素は拡散しにくく、特定の場所への濃化は困難であるため、第２相としてのマルテンサイト相を分散形成しにくいのである。これら置換型の合金元素が濃化しやすい条件を整えること、すなわち、２相域に加熱することがまず複合組織を得るために重要となる。一方、加熱温度がＡc₁変態点未満、あるいはＡc₃変態点超えでは、第２相となるγ相への合金元素の濃化が不十分となる。なお、加熱処理の保持時間は10〜 300ｓとするのが好ましい。
【００４０】
（α＋γ）２相域で加熱処理された鋼板は、ついでめっき処理を施される。
本発明では、加熱処理工程後、めっき処理工程までの冷却速度（平均冷却速度）を、次（１）式または（２）式
Ｂ≦0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si− 2.0Cr−0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.50 …………（１）
Ｂ＞0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si−2.0Cr −0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.20 …………（２）
で定義される臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）以上とする。ここで、ＣＲは臨界冷却速度（℃／ｓ）、Mo、Mn、Si、Cr、Ni、Cu、Ｐ：各元素の含有量（質量％）である。なお、含有しない元素については０として計算するものとする。
【００４１】
合金元素含有量に応じ、（１）または（２）式のうちのいずれかの臨界冷却速度ＣＲ以上とすることにより、冷却中でのパーライトの析出を防止できる。上記した臨界冷却速度未満の冷却速度で冷却すると、第２相をマルテンサイトとすることができず、所望のα＋Ｍからなる複合組織を確保することができなくなる。
本発明におけるめっき処理工程は、通常、溶融亜鉛めっきラインで行われる条件と同様に、450 〜550 ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成する。なお、亜鉛浴は、0.10〜0.15％Alを含有するZn浴とするのが好ましい。また、めっき処理後、必要に応じ目付量調整のためのワイピングを行ってもよいのはいうまでもない。
【００４２】
めっき処理工程後、鋼板は冷却されるが、めっき処理後300 ℃までの温度域では、合金元素量に応じ、上記した（１）または（２）式のうちのいずれかで定義される臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却する。これにより、冷却後に所定のマルテンサイト量を確保できる。
なお、本発明では、めっき性の更なる改善のために、上記した加熱処理工程前に、Ａc₁変態点以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、ついで鋼板表層の成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処理とを施すのが好ましい。
【００４３】
この加熱処理工程前の焼鈍処理は、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）で行うの好ましい。焼鈍処理の雰囲気は、還元性雰囲気である、２〜５体積％のＨ₂ガスを含む窒素ガス中とするのが好ましい。焼鈍処理の加熱温度は、板温でＡc₁変態点以上の温度とするのが好ましい。この焼鈍により、鋼板表面に合金元素の濃化が促進されるとともに、第２相となるγ相に、あるいは粒界の３重点近傍に合金元素が濃化する。これにより、一旦複合組織を形成でき、あるいは合金元素の濃化領域を形成でき、最終組織を容易に複合組織にすることができる。加熱温度がＡc₁変態点未満では、合金元素の濃化度が少ない。なお、加熱温度の上限は 900℃以下とするのが好ましい。 900℃を超えると、合金元素の濃化度が少なくなる。
【００４４】
上記した焼鈍処理により、鋼板表面には、Ｐが析出し、さらにMn、Si、Cr等が酸化物として濃化する。本発明では、形成されたこれら鋼板表層の成分濃化層を、酸洗により除去する。なお、この焼鈍処理により、表面近傍の粒界には、Mn、Si等のミクロな酸化物層が形成される。これらミクロな酸化物層は、その後の酸洗処理によっては完全に除去できず、表面近傍に残留し、その後の焼鈍等の加熱に際して生ずる鋼板内部からのSi、Mn等の合金元素の表面への拡散を阻止して、Si、Mnの表面への濃化を防止する。そのため、めっき性が改善される。
【００４５】
鋼板表層の成分濃化層を除去する酸洗処理は、通常行われる酸洗処理と同様としてなんら問題はない。使用する酸類は、塩酸水溶液が好ましい。
また、本発明では、めっき処理工程後、めっき層を合金化処理する合金化処理工程を施してもよい。合金化処理における加熱温度は、470 ℃〜（Ａc₁変態点）の温度とするのが好ましい。加熱温度が、470 ℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する。一方、加熱温度が、Ａc₁変態点を超えると、めっき層の合金化が進行しすぎてめっき層が脆化する。このため、本発明では、合金化処理の加熱温度を470 ℃〜（Ａc₁変態点）の温度とするのが好ましい。
【００４６】
また、本発明では、合金化処理を行う場合は合金化処理工程後300 ℃までの冷却速度を、合金元素含有量に応じ、前記（１）または（２）式のうちのいずれかの臨界冷却速度以上とする必要がある。これにより、冷却後に所定のマルテンサイト量を確保できる。
なお、めっき処理工程後、あるいは合金化処理工程後の鋼板には、形状矯正、表面粗さ等の調整のための調質圧延を加えてもよい。
【００４７】
【実施例】
表１に示す組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を1150℃に加熱し、仕上げ圧延終了温度を850 〜900 ℃とし、圧延終了後 0.5ｓ以内に20℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、 650℃以下の温度で巻取る熱間圧延により熱延板（ 1.6〜3.2mm 厚）とした。次いで、これら熱延板を酸洗し、一部はさらに、冷間圧延により板厚 0.8〜1.6 mmの冷延板とした。
【００４８】
【表１】

【００４９】
次いで、これら熱延板、および冷延板に、表２に示す条件で連続焼鈍ラインでの焼鈍処理および酸洗処理からなる前処理を行った後、表２に示す条件で連続めっきラインでの加熱処理工程、めっき処理工程、合金化処理工程を施した。なお、めっき処理後は表２に示す冷却速度で冷却した。めっき処理は、溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬して行い、浸漬した鋼板を引き上げたのちガスワイピングにより目付量を調整した。めっき処理の条件は、
板温度：475 ℃
めっき浴：0.13％Al−Zn
浴温：475 ℃
浸漬時間：３ｓ
目付量：45g/m²
とした。
【００５０】
また、一部の鋼板では、前記前処理または合金化処理工程を省略した。
焼鈍処理は、５体積％Ｈ₂＋Ｎ₂雰囲気（露点：−20℃）で、表２に示す温度で、連続焼鈍ラインで実施した。なお、保持時間は20ｓとした。
酸洗処理は、焼鈍処理で生じた鋼板表層の成分濃化層を除去する目的で、５％HCl 水溶液（液温：60℃）で実施した。なお、浸漬時間は６ｓとした。
【００５１】
得られためっき鋼板について、組織、固溶Ｎ量、引張特性、めっき性、歪時効硬化性を調査した。
組織は、鋼板の圧延方向断面（Ｃ断面）について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて、微視組織を撮像し、画像解析装置を用いて主相であるフェライトおよび第２相の組織分率（体積率）を求めた。
【００５２】
固溶Ｎ量は、化学分析により求めた鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めた。析出Ｎ量は、電解抽出を用いた分析法により求めた。ここで、この分析法は、アセチル・アセトンを溶媒として用いて定電位電解により地鉄を溶解して抽出した残渣について化学分析により析出物となっているＮ量を求める分析方法である。
【００５３】
引張特性は、鋼板より圧延直角方向に採取したJIS Z 2204に規定のJIS ５号試験片を用いて、歪速度：３×10^-3／ｓで引張試験を行い、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。
めっき性は、鋼板表面を目視で観察し、不めっき欠陥の存在の有無を判定した。判定の結果は、評価「１」を不めっき欠陥が全くないもの、評価「５」をもっとも不めっき欠陥の多いものとし、不めっきの程度により「１」〜「５」の５段階とした。
【００５４】
さらに、めっき層の耐パウダリング性、合金化度の指標として、めっき層中のFe含有量を調査した。
めっき層中のFe含有量は、硫酸でめっき層を溶解し、溶解した溶液について原子吸光法でFeを定量し、めっき層中のFe含有量に換算した。
耐パウダリング性は、めっき鋼板に90°曲げ戻しを施したのち、めっき面にセロハン粘着テープを貼付し、引き剥がして、テープに付着した亜鉛粉の量を蛍光Ｘ線により測定した。なお、亜鉛粉量は計数管のカウント（cps)で表示した。
【００５５】
歪時効硬化特性は、鋼板（製品板）からJIS ５号試験片を圧延方向に採取し、予変形として10％の引張歪を与えて予変形応力σ_10%を測定し、ついで170 ℃×20分の塗装焼付処理相当の熱処理（時効処理）を施したのち、歪速度：３×10^-3／ｓで引張試験を実施し、予変形−熱処理後の引張特性（降伏応力ＹＳ_BH、引張強さＴＳ）を求め、ＢＨ量＝ＹＳ_BH−σ_10%、ΔＴＳ＝ＴＳ_BH−ＴＳを算出した。なお、ＹＳ_BH、ＴＳ_BHは予変形−熱処理後の降伏応力、引張強さであり、ＴＳは製品板の引張強さである。
【００５６】
それらの結果を表３に示す。
【００５７】
【表２】

【００５８】
【表３】

【００５９】
本発明例は、いずれもフェライトとマルテンサイトの複合組織を有し、高い延性と、60％以下の低い降伏比と、ＢＨ量：80MPa 以上、ΔＴＳ：50MPa 以上の高い歪時効硬化特性を有し、加工性および歪時効硬化特性に優れ、さらに、不めっき欠陥も見られず、めっき性に優れている。特にめっき層の合金化処理を行った場合には、めっき層中のFe含有量も９〜11％程度であり、耐パウダリング性にも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板となっている。なお、実施例１と同様に加熱処理工程前に焼鈍処理、酸洗処理を施すことにより、めっき性が格段に改善される。
【００６０】
一方、本発明を外れる比較例は、延性が低下するか、降伏比が高くなるか、歪時効硬化特性が低下する、めっき性が低下するか、耐パウダリング性が低下するかして、目標とする特性を満足していない。
【００６１】
【発明の効果】
本発明によれば、延性、加工性、歪時効硬化特性に優れ、不めっきもなく、めっき性に優れ、さらに耐パウダリング性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。なお、本発明のめっき鋼板は、成形加工時には軟質で、成形加工後歪時効硬化により降伏強さとともに引張強さが向上し、成形後製品の耐衝撃特性が格段に向上し、自動車部品用として、用途が拡大するという効果もある。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability suitable for an automobile body and a method for producing the same, and in particular, ductility, workability, plateability, strain age hardening characteristics produced in a continuous hot-dip galvanizing line. The present invention also relates to a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet having good impact resistance and a method for producing the same. In addition, the steel plate in this invention shall contain a steel plate and a steel strip. Moreover, the hot dip galvanized steel sheet of the present invention can be used as a hot rolled steel sheet or a cold rolled steel sheet.
[0002]
The term “excellent strain age hardening characteristics” as used in the present invention means that the amount of increase in deformation stress before and after this aging treatment when pre-deformed with a tensile strain of 10% and aged at a temperature of 170 ° C. for 20 minutes. (BH amount; BH amount = (yield stress after aging treatment) − (pre-deformation stress before aging treatment)) is 80 MPa or more and tension before and after strain aging treatment (pre-deformation + the aging treatment) It means that the amount of increase in strength (denoted as ΔTS; ΔTS = (tensile strength after aging treatment) − (tensile strength before pre-deformation)) is 50 MPa or more.
[0003]
[Prior art]
In recent years, there has been a demand for improvement in fuel efficiency of automobiles from the viewpoint of conservation of the global environment. In addition, in order to protect passengers in the event of a collision, it is also required to improve the safety of the automobile body, and the weight reduction of the automobile body and the reinforcement of the automobile body are being actively promoted. It is said that increasing the strength of component materials is an effective way to satisfy the weight reduction and strengthening of automobile bodies at the same time. Recently, high-strength steel plates have been actively used for automobile parts. It has become.
[0004]
Since many automobile parts made of steel plates are formed by press working, excellent press formability is required for steel sheets for automobile parts. In order to achieve excellent press formability, it is essential to ensure high ductility in the first place. However, when high-tensile steel is used, the strength is high, so that there are problems such as deterioration of shape freezing property, insufficient ductility, and problems such as cracking and necking during molding. Furthermore, from the viewpoint of ensuring passenger safety, steel sheets for automobile parts are also required to have excellent impact resistance.
[0005]
On the other hand, automotive parts are required to have high corrosion resistance depending on the application site. For this reason, hot dip galvanized steel sheets or alloyed hot dip galvanized steel sheets are required.
Therefore, in order to further promote the reduction in weight and strength of the automobile body, a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet that is excellent in corrosion resistance, ductility, and impact resistance is an indispensable material.
[0006]
Steel sheets having a composite structure have already been developed as high-tensile steel sheets with excellent ductility and impact resistance. This steel sheet is a composite structure steel sheet composed of a main phase and a second phase, and is a structure strengthened steel sheet in which a hard phase such as a martensite phase is dispersed as a second phase in a ferrite phase as a main phase. is there.
As a method for producing this composite steel sheet, a low carbon steel sheet containing an alloy element such as Mn is heated to a two-phase region of ferrite (α) and austenite (γ), and then cooled to convert the γ phase into martensite. It transforms into the phase (M) to form a composite structure of α + M. During this γ → M transformation, a large number of movable dislocations are also introduced into the surrounding α. As a result, the yield strength is reduced, and a yield ratio (= yield strength / tensile strength) of 60% or less can be achieved. This is a steel sheet that suppresses wrinkling during press forming and has excellent press formability. It is said that there is. Furthermore, a composite structure steel plate is said to be a steel plate having a high n value, large uniform elongation and excellent workability. However, in order to generate martensite by heating and cooling in the two-phase region, it is necessary to contain a large amount of alloy elements.
[0007]
For example, JP-A-57-152421 includes C: 0.02 to 0.20%, Mn: 0.50 to 2.00%, Cr: 1.00% or less, Ni: 0.50% or less, Cu: 0.50% or less as necessary, After hot rolling of steel containing Mo: 0.20% or less and B: 0.0006-0.010%, Ar_ThreeProposed a method for producing high-tensile hot-rolled steel sheets that are held at a temperature below the transformation point and then cooled to a temperature of 300 ° C or less at a cooling rate that depends on the alloy element content to obtain a composite structure of ferrite and martensite. Has been. In the technique described in JP-A-57-152421, in order to obtain a composite structure of ferrite and martensite, a large amount of alloy elements such as Mn, Cr, Ni, Cu, and Mo are added.
[0008]
Also, many continuous hot dip galvanizing lines are installed with continuous annealing equipment and plating equipment. Due to the presence of this continuous plating process, cooling after annealing is interrupted at the plating temperature, and the average cooling rate throughout the process is necessarily reduced. Therefore, in a steel sheet produced by a continuous hot dip galvanizing line, it becomes difficult to contain martensite generated under cooling conditions with a high cooling rate in the steel sheet after plating. For this reason, in order to obtain a plated steel sheet having a composite structure of ferrite and martensite, it is necessary to contain a larger amount of alloy elements such as Mn and Cr.
[0009]
However, Mn and Cr are known as elements that impair plating properties, and particularly in hot dip galvanizing, they are known as elements that lower plating wettability. Therefore, even if a high yield hot dip galvanized steel sheet having a composite structure can be obtained by hot dip galvanizing or further alloying, even if a very low yield ratio can be obtained, there is a problem caused by the large amount of Mn and Cr added. When plating occurs and the plating appearance becomes poor, application to automotive parts becomes difficult.
[0010]
As a method for solving such a decrease in plating wettability and avoiding non-plating, for example, in Japanese Patent Laid-Open No. 2-194156, after applying Fe-B alloy electroplating, hot-dip galvanizing is performed, A hot dip galvanizing method for steel sheets has been proposed.
JP-A-3-199363 discloses a method for obtaining a high strength alloyed hot dip galvanized steel sheet having excellent plating adhesion by using cast clad steel having an outer layer having a lower Si and Mn content than the inner layer. Has been proposed.
[0011]
However, the techniques described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-194156 and Japanese Patent Application Laid-Open No. 3-199363 leave problems in practical operations such as a reduction in productivity and an increase in manufacturing cost because a complicated process is required. It was.
Furthermore, it is known that the inclusion of Mn, Cr, etc. in the hot dip galvanized steel sheet causes a significant delay in alloying when an alloying treatment is performed in addition to a decrease in plating wettability. Therefore, in alloying of high-tensile hot-dip galvanized steel sheets containing Mn, Cr, etc., it is necessary to increase the alloying heating temperature or lengthen the alloying time (lower the sheeting speed). There is. However, when the alloying heating temperature is set to a high temperature, it is difficult to adjust the Fe content in the plating layer to an appropriate value, the plating adhesion is lowered, and the alloying time is prolonged, that is, the normal If the plate speed is low, productivity is lowered and production costs are increased.
[0012]
As a method for eliminating such a delay in alloying, for example, Japanese Patent Laid-Open No. 58-120771 proposes a method for promoting alloying of a hot-dip galvanized steel sheet in which Ni and Cu are plated before reduction annealing of the steel sheet. ing. However, the technique described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 58-120771 requires pretreatment and the process becomes complicated, and a new Ni and Cu plating apparatus is required on the plating line, resulting in a large equipment cost. There was a problem of becoming.
[0013]
On the other hand, recently, from the viewpoint of improving corrosion resistance and occupant safety, it is soft and excellent in workability at the time of press molding, and after processing, heat treatment such as paint baking treatment can increase strength and increase part strength. There is a need for hot-dip galvanized steel sheets with improved impact properties.
In response to such a request, for example, JP-A-10-310824 and JP-A-10-310847 disclose C: 0.01 to 0.08%, Si: 0.005 to 1.0%, Mn: 0.01 to 3.0%, Al: Containing 0.001 to 0.1%, N: 0.0002 to 0.01%, and further containing one or more of W, Cr and Mo in a total amount of 0.05 to 3.0%, and the strength after forming mainly composed of ferrite or ferrite An alloyed hot-dip galvanized steel sheet having elevated heat treatment performance and a method for producing the same are disclosed. The post-molding strength-increasing heat treatment performance here refers to the tensile strength after heat treatment compared to the tensile strength before heat treatment after performing heat treatment at 200 to 450 ° C. after the molding process in which strain of 2% or more is applied. The performance that increases.
[0014]
[Problems to be solved by the invention]
However, in steel sheets manufactured by the techniques described in JP-A-10-310824 and JP-A-10-310847, it is necessary to perform the paint baking process at a temperature of 200 to 450 ° C., which is higher than the conventional (170 ° C.). There is a problem that the productivity of parts manufacturing is lowered and it is economically disadvantageous.
[0015]
The present invention solves the above-mentioned problems of the prior art, has a low yield ratio, large uniform elongation, excellent ductility and workability, excellent strain age hardening characteristics, and excellent mechanical properties after impact molding. A hot-dip galvanized steel sheet or alloyed hot-dip galvanized steel sheet that has no plating, excellent plating properties, and excellent powdering resistance, and a method for stably producing these plated steel sheets. Objective.
[0016]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above-described problems, the present inventors have intensively studied on improvement of mechanical properties and plating properties. As a result, the composition balance of the steel sheet is adjusted using N, which has not been actively used in fields that require high workability, as a strengthening element, and the cooling rate of the hot dip galvanizing process is adjusted according to the alloying element content. It was also found that by adjusting the heat treatment conditions before hot dip galvanization, a composite structure in which the martensite phase is dispersed in the ferrite phase can be obtained without adversely affecting the plating properties. As a result, a low yield ratio can be achieved, ductility and workability are improved, and the strain age hardening phenomenon expressed by N is advantageously used to increase the strength after processing and to provide impact resistance as part characteristics. We found that the characteristics can be improved. Furthermore, by combining the annealing treatment that promotes the surface concentration of the alloy elements with the subsequent removal treatment of the surface concentrated layer by pickling, the plating properties are further improved, and the plating properties and mechanical properties are improved. It was found that the coexistence of both can be achieved remarkably.
[0017]
The present invention has been completed with further studies based on the above findings.
That is, 1st this invention is a hot dip galvanized steel plate which has a hot dip galvanized layer or an alloyed hot dip galvanized layer on the steel plate surface, Comprising: The said steel plate is a mass%, C: 0.005-0.15%, Mn: 0.3 to 3.0%, Mo: 0.05 to 1.0%, Al: 0.005 to 0.02%, N: 0.005 to 0.0200%, N / Al: 0.3 or more, N in a solid solution state containing 0.0010% or more, or further Si: 0.5% or less, Cr: 1.0% or less, P: 0.005 to 0.1%, B: 0.01% or less, Ni: 1.5% or less, Cu: 1.5% or less The composition comprising the balance Fe and inevitable impurities, and the workability and strain age hardening characteristics characterized by having a structure containing ferrite as the main phase and martensite as a second phase at a volume ratio of 3% or more. It is an excellent high-tensile hot-dip galvanized steel sheet.
[0018]
The second aspect of the present invention includes, in mass%, C: 0.005 to 0.15%, Mn: 0.3 to 3.0%, Mo: 0.05 to 1.0%, Al: 0.005 to 0.02%, N: 0.005 to 0.0200%, Alternatively, Si: 0.5% or less, Cr: 1.0% or less, P: 0.005-0.1%, B: 0.01% or less, Ni: 1.5% or less, Cu: 1.5% or less And N / Al: a steel plate having a composition containing 0.3 or more and a solid solution N content of 0.0010% or more, (Ac₁Transformation point) ~ (Ac_ThreeIn order to sequentially perform the heat treatment step of heating to a temperature of the transformation point) and the plating treatment step of forming a hot-dip galvanized layer on the steel sheet surface layer in the temperature range of 450 to 550 ° C. The cooling rate up to the post-plating process and the cooling rate up to 300 ° C after the plating process are as follows:
If B ≦ 0.0006%,
log CR = −3.50Mo−1.20Mn−0.16Si− 2.0Cr−0.08 (Ni + Cu) −0.32P + 3.50 (1)
If B> 0.0006%,
log CR = −3.50Mo−1.20Mn−0.16Si−2.0Cr −0.08 (Ni + Cu) −0.32P + 3.20 (2)
(Where CR: critical cooling rate (° C./s), Mo, Mn, Si, Cr, Ni, Cu, P: content of each element (mass%))
A method for producing a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and strain age hardening characteristics, characterized by having a critical cooling rate CR (° C./s) defined by Then, before the heat treatment step, Ac₁It is preferable to perform an annealing treatment in which annealing is performed at a temperature equal to or higher than the transformation point and cooling, and then a pickling treatment in which the component concentrated layer on the steel sheet surface layer is removed by pickling.
[0019]
The third aspect of the present invention includes, in mass%, C: 0.005 to 0.15%, Mn: 0.3 to 3.0%, Mo: 0.05 to 1.0%, Al: 0.005 to 0.02%, N: 0.005 to 0.0200%, Alternatively, Si: 0.5% or less, Cr: 1.0% or less, P: 0.005 to 0.1%, B: 0.01% or less, Ni: 1.5% or less, Cu: 1.5% or less And N / Al: a steel plate having a composition containing 0.3 or more and a solid solution N content of 0.0010% or more, (Ac₁Transformation point) ~ (Ac_ThreeA heat treatment step of heating to a temperature of the transformation point), a plating treatment step of performing hot dip galvanization in a temperature range of 450 to 550 ° C to form a hot dip galvanized layer on the steel sheet surface layer, and 470 ° C to (Ac₁And the alloying treatment step in which the hot-dip galvanized layer is alloyed by heating to the temperature of the transformation point), the cooling rate until the plating treatment step after the heat treatment step, and 300 after the alloying treatment step. The cooling rate up to ℃ is the following formula (1) or (2)
If B ≦ 0.0006%,
log CR = −3.50Mo−1.20Mn−0.16Si− 2.0Cr−0.08 (Ni + Cu) −0.32P + 3.50 (1)
If B> 0.0006%,
log CR = −3.50Mo−1.20Mn−0.16Si−2.0Cr −0.08 (Ni + Cu) −0.32P + 3.20 (2)
(Where CR: critical cooling rate (° C./s), Mo, Mn, Si, Cr, Ni, Cu, P: content of each element (mass%))
A high cooling strength galvanized steel sheet excellent in workability and strain age hardening characteristics, characterized by having a critical cooling rate CR (° C./s) or more defined by In the present invention, before the heat treatment step, Ac₁It is preferable to perform an annealing treatment in which annealing is performed at a temperature equal to or higher than the transformation point and cooling, and then a pickling treatment in which the component concentrated layer on the steel sheet surface layer is removed by pickling.
[0020]
In the second invention or the third invention, Si, Cr, Ni, Cu, and P are positively added when calculating the log CR using the equations (1) and (2). If not, it may be calculated as zero, but it is preferable to calculate using the actual contents of these elements as inevitable impurities.
[0021]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The high-tensile hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is a hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the steel sheet surface. First, the reasons for limiting the composition of the steel sheet used in the present invention will be described. Hereinafter, mass% in the composition is simply referred to as%.
[0022]
C: 0.005 to 0.15%
C is an element essential for increasing the strength of the steel sheet, and further contributes to the formation of the martensite phase as the second phase and effectively acts to increase the strength of the martensite phase. When the C content is less than 0.005%, such an effect is not observed, and it is difficult to obtain a composite structure stably especially in the hot dip galvanizing cycle. On the other hand, if the C content exceeds 0.15%, the martensite transformation temperature is too low, and it becomes difficult to produce a martensite phase in the hot dip galvanizing cycle. For this reason, C was limited to the range of 0.005 to 0.15%.
[0023]
  Mn: 0.3-3.0%
  Mn is an element that strengthens steel by solid solution strengthening, improves the hardenability of the steel, promotes the formation of a martensite phase, and facilitates the formation of a composite structure. In order to obtain a composite structure stably in the hot dip galvanizing cycle by utilizing such an action, it is necessary to contain at least 0.3% of Mn. On the other hand, if the content exceeds 3.0%, the workability is lowered, the plating property is remarkably lowered, and the plating property cannot be improved even by the method of the present invention. For this reason, Mn was limited to the range of 0.3 to 3.0%. In addition, Preferably, it is 1.0 to 2.5%.
[0024]
Mo: 0.05-1.0%
  Mo is an element that has the effect of improving the hardenability of the steel and promoting the formation of the martensite phase, and is an element that has little influence on hot dip galvanizing properties, and is actively contained in the present invention. In order to obtain a composite structure stably in the hot dip galvanizing cycle, the content of at least 0.05% is required. However, if the content exceeds 1.0%, the alloying of the plating layer is delayed. For this reason, Mo was limited to the range of 0.05 to 1.0%.
[0025]
  Al: 0.005 to 0.02%
  Control of the Al content is particularly important in the present invention. Al is an element that acts as a deoxidizer and is effective in improving the cleanliness of steel. In the present invention, Al is required to be contained in an amount of 0.005% or more. On the other hand, since Al bonds with N, excessive Al content decreases the amount of N in the solid solution state, making it difficult to secure the solid solution N contributing to the strain age hardening phenomenon. Even if solid solution N can be secured, if Al exceeds 0.02%, variation in strain age hardening characteristics due to fluctuations in manufacturing conditions increases. For this reason, in the present invention, the Al content is limited to as low as 0.02% or less. In addition, from the viewpoint of improving strain age hardening characteristics, Al is preferably 0.012% or less.
[0026]
N: 0.005 to 0.0200%
N is an element that increases the strength of the steel sheet by solid solution strengthening and strain age hardening, and is the most important element in the present invention. In the present invention, by containing an appropriate amount of N and further controlling the production conditions, a necessary and sufficient amount of N in the solid solution state is ensured in the final product, thereby strengthening by solid solution strengthening and strain age hardening. (YS, TS) The effect of increasing the strength is sufficiently exhibited, and the mechanical property requirements of the steel sheet of the present invention, such as a bake hardening amount (BH amount) of 80 MPa or more and a tensile strength increase ΔTS 50 MPa or more before and after the coating baking process, are stabilized. Can be satisfied.
[0027]
When N is less than 0.0050%, the above-described strength increasing effect is not likely to appear stably. On the other hand, when N exceeds 0.0200%, material deterioration such as elongation becomes remarkable, the internal defect occurrence rate of the steel sheet becomes high, and slab cracking during continuous casting occurs frequently. For this reason, N was made into the range of 0.0050-0.0200%. Note that N is preferably in the range of 0.0070 to 0.0150% from the viewpoint of improving the stability and yield of the material in consideration of the entire manufacturing process and improving the strain age hardening characteristics.
[0028]
Solid solution N: 0.0010% or more
In order for sufficient strength to be secured in the final product and for strain age hardening due to N to be sufficiently exerted, the amount (concentration) of N in solid solution state (also called solid solution N) in the steel is 0.0010% or more. Must exist.
Here, the solute N amount is obtained by subtracting the precipitated N amount from the total N amount in the steel. It should be noted that, as an analysis method for the amount of precipitated N, it is optimal to obtain by an analysis method using electrolytic extraction, according to the results of comparisons of various analysis methods by the present inventors. In this analysis method, the amount of N that is a precipitate is obtained by chemical analysis on the residue extracted by dissolving ground iron by constant potential electrolysis using acetyl / acetone as a solvent.
[0029]
In order to obtain a higher BH amount and ΔTS, the N amount in a solid solution state is preferably 0.0020% or more, and in order to obtain a higher value, it is preferably 0.0030% or more.
N / Al (N content to Al content ratio): 0.3 or more
As described above, in order to stably retain solute N in an amount of 0.0010% or more regardless of variations in manufacturing conditions, it is necessary to limit the amount of Al, which is an element that strongly fixes N, to 0.02% or less. . As a result of examining a steel sheet in which the combination of N content and Al content in the composition range of the present invention is changed over a wide range, in order to stably achieve a solid solution N of 0.0010% or more in the final product, N / Al is used. It was found that it was necessary to make it 0.3 or more. That is, the Al content is limited to N / 0.3 or less.
[0030]
One or more selected from Si: 0.5% or less, Cr: 1.0% or less, P: 0.005 to 0.1%, B: 0.01% or less, Ni: 1.5% or less, Cu: 1.5% or less
Si, Cr, P, B, Ni, and Cu are all elements that improve the hardenability, and can be selected from one or more as required.
Furthermore, Si is an element that not only improves hardenability but also has an effect of strengthening steel by solid solution strengthening, and it is more preferable to contain 0.05% or more. On the other hand, Si is also an element that inhibits wettability in the plating property, and when added, it is necessary to limit it to 0.5% or less.
[0031]
Cr is an element that improves the hardenability and increases the strength, and is more preferably contained in an amount of 0.05% or more. Cr has the effect of making the distribution of the martensite phase of the second phase uniform, and has the effect of lowering the yield ratio. On the other hand, Cr is an element that impedes wettability in the plating property, so when added, it is necessary to limit it to 1.0% or less.
[0032]
P is an element that improves hardenability and contributes effectively to improvement of elongation and r value. For this purpose, P is preferably contained in an amount of 0.005% or more. On the other hand, when it exceeds 0.1%, workability and toughness are deteriorated. For this reason, when adding, it is necessary to limit P to 0.005 to 0.1%.
B is an element that improves hardenability and contributes effectively to the improvement of elongation, and more preferably 0.0003% or more. On the other hand, if it exceeds 0.01%, a boron compound precipitates and the workability is lowered. For this reason, when adding, B needs to be limited to 0.01% or less.
[0033]
  Ni is an element that improves hardenability and increases strength, and is more preferably contained in an amount of 0.05% or more. On the other hand, if it exceeds 1.0%, workability such as elongation is lowered. For this reason, when Ni is added, it is necessary to limit Ni to 1.0% or less.
  Cu is an element that improves hardenability and increases strength, and it is more preferable to contain 0.05% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.5%, the hot workability is reduced, which causes scale flaws. For this reason, when Cu is added, it is necessary to limit Cu to 1.5% or less.
[0034]
In the steel sheet used in the present invention, the balance other than the chemical components described above is composed of Fe and inevitable impurities. As unavoidable impurities, S: 0.01% or less, P: less than 0.005%, O: 0.0050% or less are acceptable.
Furthermore, the high-tensile hot-dip galvanized steel sheet or high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention is a steel sheet having the above-described composition and a composite structure containing ferrite as a main phase and at least a martensite phase as a second phase. is there. In the present invention, the main phase refers to a phase occupying 60% or more by volume ratio. In the present invention, it is a ferrite phase.
[0035]
Ferrite is a soft phase, has high deformability, and improves the ductility of the steel sheet. The steel sheet of the present invention contains such a ferrite as a main phase in a volume ratio of 60% or more. If the ferrite content is less than 60%, a remarkable effect of improving ductility cannot be expected. Note that if the ferrite content exceeds 97%, it is difficult to obtain the advantage of the composite structure. Therefore, the ferrite content is desirably 97% or less.
[0036]
The martensite phase as the second phase is contained in a volume ratio of 3% or more, preferably 20% or less. The martensite phase is dispersed mainly at the grain boundaries of the main phase ferrite. Martensite is a hard phase and has the effect of increasing the steel sheet strength by strengthening the structure. Furthermore, since the generation of movable dislocations is accompanied during transformation generation, it also has the effect of improving ductility and reducing the yield ratio of the steel sheet. These effects become significant when 3% or more of martensite is present. In addition, if it exceeds 20%, there is a problem that the elongation decreases. In addition to the martensite phase as the second phase, there is no problem even if bainite having a volume ratio of 20% or less is contained.
[0037]
The high-tensile hot-dip galvanized steel sheet of the present invention having the above-described composition and structure is excellent in ductility and workability, further excellent in strain age hardening characteristics, and is subjected to heat treatment such as paint baking after processing to yield stress and tensile strength. It is a steel plate with excellent strength, age-hardening properties, with significantly improved strength, BH content of 80 MPa or more, and ΔTS of 50 MPa or more.
Below, the manufacturing method of the high tension hot dip galvanized steel sheet of this invention is demonstrated.
[0038]
A steel plate (thin steel plate) having the above composition is used as a plating material. As the steel plate used as the plating material, either a cold-rolled plate or a hot-rolled plate is suitable.
Here, in the heat treatment step and the hot dip galvanizing step described later, since N precipitated as nitride cannot be redissolved, it is necessary to use a material containing 0.0010% or more of solid solution N. The method for producing such a material is not particularly limited. For example, as a method for producing a hot-rolled sheet, when producing a hot-rolled steel sheet by hot-rolling a steel slab having the above composition, the temperature is 1000 ° C. or higher. After heating, it is roughly rolled into a sheet bar. After finishing rolling the sheet bar at a finish rolling exit temperature of 800 ° C. or higher, it is cooled at 20 ° C./s or higher within 0.5 s and 650 ° C. or lower. And a method for producing a cold-rolled sheet includes cold-rolling the hot-rolled sheet obtained as described above.
[0039]
The plated material steel plate adjusted to a desired plate thickness is subjected to a commonly known pretreatment such as degreasing and then heat treatment. The heat treatment step is preferably performed in a continuous galvanizing line together with the subsequent plating treatment step.
In the heat treatment process, the plated steel sheet is (Ac₁Transformation point) ~ (Ac_ThreeIt is heated to a temperature in the two-phase region at the transformation point). By heating in the two-phase region, substitutional alloy elements such as Mn and Mo are easily concentrated to the γ phase, and the γ phase is transformed into martensite during cooling to form a composite structure. Under normal annealing conditions, these substitutional alloy elements are difficult to diffuse and it is difficult to concentrate to a specific location, so that the martensite phase as the second phase is difficult to form in a dispersed manner. In order to obtain a composite structure, it is important to prepare a condition for easily concentrating these substitutional alloy elements, that is, heating in a two-phase region. On the other hand, the heating temperature is Ac₁Below transformation point or Ac_ThreeBeyond the transformation point, the alloy element becomes insufficiently concentrated in the γ phase, which is the second phase. Note that the holding time of the heat treatment is preferably 10 to 300 s.
[0040]
The steel sheet heat-treated in the (α + γ) two-phase region is then subjected to plating.
In the present invention, the cooling rate (average cooling rate) from the heat treatment step to the plating treatment step is expressed by the following formula (1) or (2)
If B ≦ 0.0006%,
log CR = −3.50Mo−1.20Mn−0.16Si− 2.0Cr−0.08 (Ni + Cu) −0.32P + 3.50 (1)
If B> 0.0006%,
log CR = −3.50Mo−1.20Mn−0.16Si−2.0Cr −0.08 (Ni + Cu) −0.32P + 3.20 (2)
Or higher than the critical cooling rate CR (° C./s) defined by Here, CR is the critical cooling rate (° C./s), Mo, Mn, Si, Cr, Ni, Cu, P: content (mass%) of each element. In addition, about the element which does not contain, it shall calculate as 0.
[0041]
Depending on the alloy element content, precipitation of pearlite during cooling can be prevented by setting the critical cooling rate CR to be equal to or higher than one of the formulas (1) and (2). When cooling at a cooling rate lower than the critical cooling rate described above, the second phase cannot be made martensite and a desired composite structure composed of α + M cannot be secured.
In the plating treatment step of the present invention, the hot dip galvanization is usually performed in the temperature range of 450 to 550 ° C. to form a hot dip galvanization layer on the steel sheet surface layer, similarly to the conditions performed in the hot dip galvanizing line. The zinc bath is preferably a Zn bath containing 0.10 to 0.15% Al. Needless to say, after the plating process, wiping for adjusting the basis weight may be performed as necessary.
[0042]
After the plating process, the steel sheet is cooled, but in the temperature range up to 300 ° C. after the plating process, the critical cooling defined by either of the above formulas (1) or (2) depending on the amount of alloying elements. Cool at a cooling rate higher than the speed. Thereby, a predetermined martensite amount can be secured after cooling.
In the present invention, in order to further improve the plating property, before the above heat treatment step, Ac₁It is preferable to perform an annealing treatment in which annealing is performed at a temperature equal to or higher than the transformation point and cooling, and then a pickling treatment in which the component concentrated layer on the steel sheet surface layer is removed by pickling.
[0043]
The annealing treatment before the heat treatment step is preferably performed in a continuous annealing line (CAL). The atmosphere of the annealing treatment is a reducing atmosphere, 2 to 5% by volume of H₂It is preferable to be in nitrogen gas containing gas. The heating temperature for annealing treatment is the plate temperature, Ac₁The temperature is preferably equal to or higher than the transformation point. By this annealing, the concentration of the alloy element is promoted on the surface of the steel sheet, and the alloy element is concentrated in the γ phase as the second phase or in the vicinity of the triple point of the grain boundary. As a result, a composite structure can be formed once, or a concentrated region of alloy elements can be formed, and the final structure can be easily made into a composite structure. Heating temperature is Ac₁Below the transformation point, the concentration of alloying elements is low. The upper limit of the heating temperature is preferably 900 ° C. or less. Above 900 ° C, the concentration of alloying elements decreases.
[0044]
By the above-described annealing treatment, P is precipitated on the steel sheet surface, and Mn, Si, Cr, etc. are concentrated as oxides. In this invention, the component concentration layer of these formed steel plate surface layers is removed by pickling. By this annealing treatment, a micro oxide layer such as Mn or Si is formed at the grain boundary near the surface. These micro oxide layers cannot be completely removed by the subsequent pickling treatment, remain in the vicinity of the surface, and occur on the surface of the alloy elements such as Si and Mn from the inside of the steel plate generated during the subsequent heating such as annealing. Blocks diffusion and prevents Si and Mn from concentrating on the surface. Therefore, the plating property is improved.
[0045]
The pickling treatment for removing the component-concentrated layer on the steel sheet surface layer has no problem as is the case with the usual pickling treatment. The acid to be used is preferably a hydrochloric acid aqueous solution.
Moreover, in this invention, you may give the alloying process process of alloying a plating layer after a plating process process. The heating temperature in the alloying treatment is 470 ° C. to (Ac₁The temperature of the transformation point is preferred. When the heating temperature is less than 470 ° C., the alloying progresses slowly and the productivity decreases. On the other hand, the heating temperature is Ac₁When the transformation point is exceeded, alloying of the plating layer proceeds too much and the plating layer becomes brittle. Therefore, in the present invention, the heating temperature for the alloying treatment is set to 470 ° C. to (Ac₁The temperature of the transformation point is preferred.
[0046]
In the present invention, when the alloying treatment is performed, the cooling rate up to 300 ° C. after the alloying treatment step is set to the critical cooling of any one of the formulas (1) or (2) according to the alloy element content. Need to be faster. Thereby, a predetermined martensite amount can be secured after cooling.
In addition, you may add the temper rolling for adjustment of shape correction, surface roughness, etc. to the steel plate after a plating treatment process or an alloying treatment process.
[0047]
【Example】
Steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and formed into a slab by a continuous casting method. The obtained slab is heated to 1150 ° C, the finish rolling end temperature is set to 850 to 900 ° C, cooled at a cooling rate of 20 ° C / s or more within 0.5 s after rolling and wound at a temperature of 650 ° C or less. Hot rolled sheets (1.6 to 3.2 mm thick) were obtained by hot rolling. Subsequently, these hot-rolled sheets were pickled, and some were further formed into cold-rolled sheets having a thickness of 0.8 to 1.6 mm by cold rolling.
[0048]
[Table 1]

[0049]
Subsequently, after performing the pretreatment which consists of the annealing process in a continuous annealing line and the pickling process on the conditions shown in Table 2 to these hot-rolled sheets and cold-rolled sheets, A heat treatment step, a plating treatment step, and an alloying treatment step were performed. In addition, it cooled at the cooling rate shown in Table 2 after the plating process. The plating treatment was performed by immersing the steel sheet in a hot dip galvanizing bath, and after lifting the immersed steel sheet, the basis weight was adjusted by gas wiping. The conditions of the plating process are
Plate temperature: 475 ℃
Plating bath: 0.13% Al-Zn
Bath temperature: 475 ℃
Immersion time: 3s
Weight per unit: 45g / m²
It was.
[0050]
In some steel plates, the pretreatment or alloying treatment step was omitted.
Annealing treatment is 5% by volume H₂+ N₂It was carried out in a continuous annealing line at the temperature shown in Table 2 in an atmosphere (dew point: −20 ° C.). The holding time was 20 s.
The pickling treatment was carried out with a 5% HCl aqueous solution (liquid temperature: 60 ° C.) for the purpose of removing the component concentrated layer on the surface layer of the steel plate produced by the annealing treatment. The immersion time was 6 s.
[0051]
About the obtained plated steel plate, the structure, the amount of solute N, tensile properties, plating properties, and strain age hardening were investigated.
Regarding the cross-section in the rolling direction (C cross-section) of the steel sheet, the microstructure is imaged using an optical microscope or a scanning electron microscope, and the main phase ferrite and second-phase structure components are analyzed using an image analyzer. The rate (volume ratio) was determined.
[0052]
The amount of solute N was determined by subtracting the amount of precipitated N from the total N amount in steel determined by chemical analysis. The amount of precipitated N was determined by an analytical method using electrolytic extraction. Here, this analysis method is an analysis method for obtaining the amount of N which is a precipitate by chemical analysis on a residue extracted by dissolving ground iron by constant potential electrolysis using acetyl / acetone as a solvent.
[0053]
Tensile properties were measured using a JIS No. 5 test piece specified in JIS Z 2204 taken in the direction perpendicular to the rolling direction from the steel sheet, and the strain rate was 3 × 10.^-3A tensile test was conducted at / s, and the yield strength YS, tensile strength TS, and elongation El were measured.
The plating property was determined by visually observing the surface of the steel sheet and determining the presence of non-plating defects. As a result of the evaluation, the evaluation “1” is defined as one having no unplating defects, the evaluation “5” is defined as having the largest number of non-plating defects, and is classified into five stages “1” to “5” depending on the degree of non-plating.
[0054]
Further, the Fe content in the plating layer was investigated as an index of the powdering resistance and alloying degree of the plating layer.
The Fe content in the plating layer was converted to the Fe content in the plating layer by dissolving the plating layer with sulfuric acid, and quantifying Fe in the dissolved solution by an atomic absorption method.
The powdering resistance was measured by measuring the amount of zinc powder adhering to the tape by fluorescent X-rays after applying 90 ° bend back to the plated steel sheet, attaching a cellophane adhesive tape to the plated surface, peeling it off. The amount of zinc powder was indicated by the count (cps) of the counter tube.
[0055]
Strain age hardening characteristics were determined by taking a JIS No. 5 test piece from a steel plate (product plate) in the rolling direction and applying a tensile strain of 10% as a pre-deformation._Ten%Then, after applying a heat treatment (aging treatment) equivalent to a baking process at 170 ° C for 20 minutes, strain rate: 3 x 10^-3/ S tensile test, pre-deformation-tensile properties after heat treatment (yield stress YS_BH, Tensile strength TS), BH amount = YS_BH−σ_Ten%, ΔTS = TS_BH-TS was calculated. YS_BH, TS_BHIs the yield stress and tensile strength after pre-deformation-heat treatment, and TS is the tensile strength of the product plate.
[0056]
The results are shown in Table 3.
[0057]
[Table 2]

[0058]
[Table 3]

[0059]
Each of the examples of the present invention has a composite structure of ferrite and martensite, has high ductility, a low yield ratio of 60% or less, BH content: 80 MPa or more, and ΔTS: 50 MPa or more of high strain age hardening characteristics. In addition, it is excellent in workability and strain age hardening characteristics, and further, no plating defects are seen, and the plating properties are excellent. In particular, when the alloying treatment of the plating layer is performed, the Fe content in the plating layer is about 9 to 11%, and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent powdering resistance is obtained. In addition, by performing the annealing process and the pickling process before the heat treatment process in the same manner as in Example 1, the plating property is remarkably improved.
[0060]
On the other hand, the comparative example that departs from the present invention is that the ductility is reduced, the yield ratio is increased, the strain age hardening characteristic is decreased, the plating property is decreased, or the powdering resistance is decreased. It does not satisfy the characteristics.
[0061]
【The invention's effect】
According to the present invention, a hot-dip galvanized steel sheet or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent ductility, workability, strain age hardening characteristics, no non-plating, excellent plating properties, and excellent powdering resistance can be stably obtained. Can be manufactured, and has a remarkable industrial effect. In addition, the plated steel sheet of the present invention is soft at the time of forming processing, and the tensile strength is improved together with the yield strength by strain age hardening after forming processing, and the impact resistance characteristics of the product after forming are markedly improved. There is also an effect that the use is expanded.

Claims

A hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the steel sheet surface,
The steel sheet is in mass%,
C: 0.005 to 0.15%, Mn: 0.3 to 3.0%,
Mo: 0.05-1.0%, Al: 0.005-0.02%,
N: 0.005 to 0.0200%
N / Al: 0.3 or more, containing N in solid solution in an amount of 0.0010% or more, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, ferrite as the main phase, and martensite as the second phase in volume ratio A high-tensile hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and strain age hardening characteristics, characterized by having a structure containing 3% or more.

In addition to the above-mentioned composition, Si: 0.5% or less, Cr: 1.0% or less, P: 0.005 to 0.1%, B: 0.01% or less, Ni: 1.5% or less, Cu: 1.5% or less in mass% The high-tensile hot-dip galvanized steel sheet according to claim 1, wherein the composition contains one or more selected ones.

% By mass
C: 0.005 to 0.15%, Mn: 0.3 to 3.0%,
Mo: 0.05-1.0%, Al: 0.005-0.02%,
N: 0.005 to 0.0200%
Or Si: 0.5% or less, Cr: 1.0% or less, P: 0.005-0.1%, B: 0.01% or less, Ni: 1.5% or less, Cu: 1.5% or less Heating to a temperature of (Ac ₁ transformation point) to (Ac ₃ transformation point) on a steel sheet having a composition containing 2 or more and N / Al: 0.3 or more and having a solid solution N content of 0.0010% or more In order to sequentially perform the heat treatment step to be performed and the plating treatment step to form a hot dip galvanized layer on the steel sheet surface layer by performing hot dip galvanization, the cooling rate up to the heat treatment step and the plating treatment step, and after the plating treatment step A high cooling rate up to 300 ° C, excellent in workability and strain age hardening characteristics, characterized by a critical cooling rate CR (° C / s) defined by the following formula (1) or (2) A method for producing a tension hot-dip galvanized steel sheet.
In case of B ≦ 0.0006%,
log CR = −3.50Mo−1.20Mn−0.16Si− 2.0Cr−0.08 (Ni + Cu) −0.32P + 3.50 (1)
If B> 0.0006%,
log CR = −3.50Mo−1.20Mn−0.16Si−2.0Cr −0.08 (Ni + Cu) −0.32P + 3.20 (2)
Where CR: critical cooling rate (° C./s)
Mo, Mn, Si, Cr, Ni, Cu, P: Content of each element (% by mass)

An annealing treatment for annealing and cooling at a temperature equal to or higher than the Ac ₁ transformation point and a pickling treatment for removing a component concentrated layer on a steel sheet surface layer by pickling before the heat treatment step are performed. 3. A method for producing a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet according to 3.

% By mass
C: 0.005 to 0.15%, Mn: 0.3 to 3.0%,
Mo: 0.05-1.0%, Al: 0.005-0.02%,
N: 0.005 to 0.0200%
Or Si: 0.5% or less, Cr: 1.0% or less, P: 0.005-0.1%, B: 0.01% or less, Ni: 1.5% or less, Cu: 1.5% or less Heating to a temperature of (Ac ₁ transformation point) to (Ac ₃ transformation point) on a steel sheet having a composition containing 2 or more and N / Al: 0.3 or more and having a solid solution N content of 0.0010% or more Heat treatment step, hot-dip galvanization to form a hot-dip galvanization layer on the steel sheet surface layer, and heating to a temperature of 470 ° C. to (Ac ₁ transformation point) to alloy the hot-dip galvanization layer In order to sequentially perform the alloying treatment step, the cooling rate up to the plating treatment step after the heat treatment step and the cooling rate up to 300 ° C. after the alloying treatment step are expressed by the following formula (1) or (2): Workability characterized by a critical cooling rate CR (° C / s) or more defined by the equation Of high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet with excellent strain and age-hardening properties.
In case of B ≦ 0.0006%,
log CR = −3.50Mo−1.20Mn−0.16Si− 2.0Cr−0.08 (Ni + Cu) −0.32P + 3.50 (1)
If B> 0.0006%,
log CR = −3.50Mo−1.20Mn−0.16Si−2.0Cr −0.08 (Ni + Cu) −0.32P + 3.20 (2)
Where CR: critical cooling rate (° C./s)
Mo, Mn, Si, Cr, Ni, Cu, P: Content of each element (% by mass)

An annealing treatment for annealing and cooling at a temperature equal to or higher than the Ac ₁ transformation point and a pickling treatment for removing a component concentrated layer on a steel sheet surface layer by pickling before the heat treatment step are performed. 5. A method for producing a high-strength galvannealed steel sheet according to 5.