JP3972551B2

JP3972551B2 - High tensile hot dip galvanized steel sheet and method for producing the same

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Publication number: JP3972551B2
Application number: JP2000016969A
Authority: JP
Inventors: 才二松岡; 崇小林; 坂田　　敬; 古君　　修
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-01-26
Filing date: 2000-01-26
Publication date: 2007-09-05
Anticipated expiration: 2020-01-26
Also published as: JP2001207236A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力溶融亜鉛めっき鋼板に係わり、特に連続溶融亜鉛めっきラインで製造される高張力溶融亜鉛めっき鋼板の延性および耐衝突特性の向上に関する。
【０００２】
【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ている。このようなことから、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、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００３】
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り、延性に優れた高張力鋼板が求められている。
また、最近では、自動車の安全性も重視され、そのために衝突時における安全性の目安となる耐衝突特性の向上も要求されている。このため、自動車部品用鋼板には、優れた延性および耐衝突特性を兼備することも強く求められている。
【０００４】
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性も要求される。高い耐食性が要求される部位に適用される部品の素材には、溶融亜鉛めっき鋼板が好適である。
したがって、自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、耐食性に優れ、しかも延性および耐衝突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っている。
【０００５】
延性に優れる高張力鋼板としては、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する二相組織鋼板が代表的である。また、近年では残留オーステナイトに起因する変態誘起塑性を利用した高延性鋼板も実用化の段階に至っている。しかし、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や残留オーステナイトをめっき後の鋼板中に含有させることは難しい。このため、これらの相を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにて製造することは、一般には困難である。
【０００６】
このような状況で、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して、高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法としては、Cr、Mo等の焼入れ性向上元素を多量に含有する組成の鋼板をめっき母板として、低温変態相の生成を容易とする方法が有効である。しかし、そのような合金元素の多量添加は製造コストの上昇を招くという問題がある。
【０００７】
このような問題に対し、例えば、特公昭62-40405号公報には、連続溶融亜鉛めっきラインにおいてＡc₁〜Ａc₃変態点間の加熱温度より溶融亜鉛めっきを施すまで、および合金化処理後300 ℃以下まで冷却する冷却工程における冷却速度を、所定の臨界冷却速度以上とすることにより低温変態相を利用した組織強化型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法が提案されている。しかし、特公昭62-40405号公報に記載された技術で得られる組織強化型高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、延性面で、現状の自動車部品用鋼板等の要求を十分に満足できるものであるとはいえない。さらに、これら製造条件は、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて適用するには操業上問題を残していた。
【０００８】
成形性に優れる高張力鋼板として、焼戻マルテンサイトを主体とする組織を利用した鋼板が提案されている。
例えば、特開平6-93340 号公報には、熱延鋼板を冷間圧延したのち、再結晶温度以上かつＡc₁変態点以上に加熱保持し、その後溶融亜鉛槽に至るまでの間に、Ｍs 点以下に急冷し、鋼板中に部分的あるいは全部分マルテンサイトを生成させ、ついでＭs 点以上の温度であって少なくとも溶融亜鉛浴温度および合金化炉温度に加熱し焼戻しマルテンサイトを生成させる、伸びフランジ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。
【０００９】
また、特開平6-108152号公報には、熱延および冷延後、（Ａc₃変態点−50℃）〜900 ℃の温度に少なくとも１ｓ以上保持する事を含む再結晶焼鈍工程と、亜鉛めっきを施す工程と、Ａc₁変態点以下250 ℃以上で再加熱処理を施す工程とを有し、再結晶焼鈍工程後で、再加熱処理工程前に、Ｍs 点より高い温度から所定の臨界冷却速度以上で、少なくともＭs 点以下まで冷却することを特徴とする、焼戻しマルテンサイト組織を有する曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。
【００１０】
しかしながら、特開平6-93340 号公報や特開平6-108152号公報に記載された技術で得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、伸びフランジ性や曲げ加工性には優れるものの、自動車部品用素材として広く使用される鋼板としては、延性の面で十分に満足できるものではなかった。
一方、耐衝突特性に優れた高張力鋼板としては、例えば、特開平9-111396号公報には、Ｃ：0.05〜0.20％以下、Si：0.01〜1.50％、Mn：0.5 〜3.0 ％、を含有し、さらにCr、Moのうちの１種または２種、Ti、Nbのうちの１種または２種を含み、平均粒径３μm 以下のマルテンサイトと平均粒径５μm 以下のフェライトとの２相組織からなり、前記マルテンサイトを５〜30％含む耐衝撃性に優れる自動車用高張力熱延鋼板が提案されている。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平9-111396号公報に記載された鋼板を用いて、通常の連続溶融亜鉛めっきラインで溶融亜鉛めっき鋼板としても、連続溶融亜鉛めっきラインにおける冷却速度が遅く、めっき後の鋼板中にマルテンサイトを含有させることは難しく、延性と耐衝撃性を両立させた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることはできていない。
【００１２】
本発明は、上記従来技術が抱える問題点を解決し、自動車部品用素材として好適な、優れた延性および耐衝突特性を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明における高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して製造されることが望ましい。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
まず、本発明者らは、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて上記した課題を解決するため、延性、耐衝突特性におよぼす鋼板の組成およびミクロ組織の影響について、鋭意研究を重ねた。その結果、溶融亜鉛めっき処理後に得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の組織を、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相とからなる複合組織とし、複合組織中の各相の体積率を所定の比率とすることにより、優れた延性を発現させることが可能であることを知見した。また、複合組織の低温変態相を、体積率で少なくとも５％以上のマルテンサイトを含むものとすることにより、歪速度２×10³／ｓで引張変形させた時の伸び10％における瞬間ｎ値（本発明では、瞬間ｎ値を動的ｎ値ともいう）が0.35以上となり、延性に加えて耐衝突特性が向上することを見いだした。
【００１４】
さらに、本発明者らは、化学成分を所定の範囲に調整した鋼板を、まずラス状のマルテンサイトを含む組織としたうえで、さらに連続溶融亜鉛めっきラインにて所定の条件下で再加熱処理およびめっき処理を施し、鋼板組織が、所定の体積率範囲内のフェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相からなる複合組織とし、とくに低温変態相が、体積率で少なくとも５％以上のマルテンサイトを含むことにより、動的ｎ値が0.35以上となり、延性に加えて耐衝突特性が向上した高張力溶融亜鉛めっき鋼板とすることが可能であることを見いだした。
【００１５】
本発明でいう動的ｎ値とは、本発明者らが鋼板の耐衝突安全性の指標として導入したものであり、この動的ｎ値を用いることにより、鋼板の耐衝突安全性を従来より一層的確に評価することができる。
従来、耐衝突安全性は、強度との関連で考察され、強度が高ければ耐衝突安全性が高いとされてきたが、必ずしも強度と安全性は一義的な関係にあるわけではない。そこで、本発明者らは、耐衝突安全性の評価について、さらに検討した。
【００１６】
その結果、自動車の衝突時のエネルギーを、車体等を構成する鋼板でより多く吸収させるためには、高歪速度（２×10³／ｓ）で引張変形させた場合の伸び10％における鋼板のｎ値（瞬間ｎ値）を高くすることが有効であることを見いだした。自動車の衝突時には、車体に加わる歪速度は２×10³／ｓまでに高くなる。本発明者らは、この伸び10％における瞬間ｎ値を動的ｎ値とし、この動的ｎ値を0.35以上とすることにより、耐衝突特性が顕著に向上するという知見を得た。
【００１７】
本発明は上記した知見に基づいて構成されたものである。
すなわち、第１の本発明は、鋼板表層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、歪速度２×10³／ｓで引張変形させた時の伸び10％における瞬間ｎ値が0.35以上を有することを特徴とする延性および耐衝突特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板であり、前記鋼板が、mass％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.3 〜1.8 ％、Mn：1.0 〜3.0 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で30％以上のフェライト、体積率で20％以上の焼戻マルテンサイト、体積率で２％以上の残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、かつ、前記低温変態相が、少なくとも体積率で５％以上のマルテンサイトを含む。また、第１の本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で、0.05〜1.0 mass％、
（ｂ群）：Ｂを0.003 mass％以下、
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下
（ｄ群）：Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 mass％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することが好ましい。
【００１８】
また、第２の本発明は、mass％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.3 〜1.8 ％、Mn：1.0 〜3.0 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、（Ａc₃変態点−50℃) 以上の温度域で５sec 以上保持する一次加熱処理を施した後、10℃／ｓ以上の冷却速度でＭs 点以下の温度まで冷却する一次工程と、次いで、(Ac₁変態点〜Ac₃変態点) の温度域で５〜120sec間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で500 ℃以下の温度まで冷却する二次工程と、次いで溶融亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、10℃／ｓ超えの冷却速度で300 ℃まで冷却する三次工程とを順次施すことを特徴とする、組織が体積率で30％以上のフェライト、体積率で20％以上の焼戻マルテンサイト、体積率で２％以上の残留オーステナイトおよび体積率で５％以上のマルテンサイトを含む低温変態相からなる複合組織で、歪速度２×10³／ｓで引張変形させた時の伸び10％における瞬間ｎ値が0.35以上を有する延性および耐衝突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、前記三次工程が、溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、450 ℃〜550 ℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、該合金化処理後、10℃／ｓ超えの冷却速度で300 ℃まで冷却する工程であることが好ましい。また、第２の本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で、0.05〜1.0 mass％、
（ｂ群）：Ｂを0.003 mass％以下、
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下
（ｄ群）：Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 mass％、
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することが好ましい。
【００１９】
【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、鋼板表層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、mass％を単に％と記す。
【００２０】
Ｃ：0.05〜0.20％
Ｃは、鋼の高強度化に必須の元素であり、さらに残留オーステナイトや低温変態相の生成に効果があり、不可欠の元素である。しかし、Ｃ含有量が0.05％未満では所望の高強度化が得られず、一方、O.20％を超えると、溶接性の劣化を招く。このため、Ｃは0.05〜0.20％の範囲に限定した。
【００２１】
Si：0.3 〜1.8 ％
Siは、固溶強化により鋼を強化するとともに、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイト相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Si含有量がO.3 ％以上で認められる。一方、1.8 ％を超えて含有すると、めっき性が顕著に劣化する。このため、Siは0.3 〜1.8 ％の範囲に限定した。
【００２２】
Mn：1.0 〜3.0 ％
Mnは、固溶強化により鋼を強化するとともに、鋼の焼入性を向上し、残留オーステナイトや低温変態相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Mn含有量が1.0 ％以上で認められる。一方、3.0 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなりコストの上昇を招く。このため、Mnは1.0 〜3.0 ％の範囲に限定した。
【００２３】
さらに、本発明の鋼板では、必要に応じて、上記した化学成分に加え、下記に示す（ａ群）〜（ｄ群）のうちの１群または２群以上を含有することができる。
（ａ群）：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で、0.05〜1.0 ％
Cr、Moは、いずれも鋼の焼入性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。このような作用は、Cr、Moのうちの１種または２種を合計で0.05％以上含有して認められる。一方、Cr、Moのうちの１種または２種を合計で1.0 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Cr、Moのうちの１種または２種を合計で0.05〜1.0 ％の範囲に限定するのが望ましい。なお、より好ましい範囲はCr、Moのうちの１種または２種を合計で0.05〜0.5 ％である。
【００２４】
（ｂ群）：Ｂ：0.003 ％以下
Ｂは、鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。しかし、Ｂ含有量が0.003 ％を超えると、効果が飽和するため、Ｂは0.003 ％以下に限定するのが望ましい。なお、より望ましいは範囲は0.001 〜0.002 ％である。
【００２５】
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01％以下
Ca、REM は、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有し、必要に応じ含有できる。このような効果はCa、REM のうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で、0.01％を超えると飽和する。このため、Ca、REM のうちの１種または２種の含有量は、合計で0.01％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましい範囲は0.001 〜0.005 ％である。
【００２６】
（ｄ群）：Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 ％
Ti、Nb、Ｖは、鋼中で炭窒化物を形成し、これら炭窒化物による析出強化により鋼を高強度化する効果を有するとともに、結晶粒径を微細化する効果も有しており、必要に応じて含有できる。このような効果は、Ti、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01％以上で認められる。一方、合計で0.2 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Ti、Nb、Ｖのうちの１種または２種以上の含有量は、合計で、0.01〜0.2 ％の範囲に限定するのが好ましい。
【００２７】
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、Al：0.1 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.02％以下が許容できる。
さらに、本発明の鋼板は、上記した組成と（１）フェライト、（２）焼戻マルテンサイト、（３）残留オーステナイトおよび（４）低温変態相からなる複合組織を有する鋼板である。これら各相が混在共存する複合組織とすることにより、鋼板の延性向上等の効果が発現する。なお、本発明における焼戻マルテンサイトとは、ラス状のマルテンサイトを加熱した際に生成する相を指す。
【００２８】
（１）フェライト
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、体積率で30％以上含有する。フェライト量が30％未満では、顕著な延性向上効果が期待できない。このため、複合組織中のフェライト量は30％以上に限定した。なお、フェライト量が70％を超えると、多相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70％以下とするのが望ましい。
【００２９】
（２）焼戻マルテンサイト
焼戻マルテンサイトは、焼戻前のラス状マルテンサイトのラス形態を引き継いだ微細な内部構造を有することが特徴である。焼戻マルテンサイトは、焼戻しによって軟質化しており、十分な塑性変形能を有するため、鋼板の延性向上に有効な相である。本発明の鋼板では、このような焼戻マルテンサイトを、体積率で20％以上含有する。焼戻マルテンサイト量が20％未満では、前記した効果が十分に期待できない。このため、複合組織中の焼戻マルテンサイト量は20％以上に限定した。なお、焼戻マルテンサイト量が60％を超えると、多相複合組織化による利点が得にくくなるため、焼戻マルテンサイト量は60％以下とするのが望ましい。
【００３０】
（３）残留オーステナイト
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上させる作用を有する。本発明の鋼板では、このような残留オーステナイトを、体積率で２％以上含有する。残留オーステナイト量が２％未満では、顕著な延性の向上が期待できない。このため、残留オーステナイト量は２％以上に限定した。また、残留オーステナイト量は、好ましくは５％以上である。なお、残留オーステナイト量は多いほどよいが、実際的には10％以下である。
【００３１】
（４）低温変態相
本発明でいう低温変態相とは、焼き戻しされていないマルテンサイトあるいはべイナイトを指す。
マルテンサイト、べイナイトとも硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有する。また、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。なお、前記作用を十分に得るためには、低温変態相はマルテンサイトとするのが好適である。
【００３２】
さらに、本発明者らは、マルテンサイトが、動的ｎ値を高める効果を有することを新たに見いだした。低温変態相として、マルテンサイトを体積率で少なくとも５％以上含むことにより、動的ｎ値を0.35以上とすることができ、耐衝突特性が大幅に改善される。このため、低温変態相として、マルテンサイトの含有を体積率で５％以上に限定するのが好ましい。耐衝撃特性としては、マルテンサイト量は多いほどよいが、実際的には20％以下である。
【００３３】
一方、低温変態相として、ベイナイトは、動的ｎ値を低下させる傾向を有しているため、耐衝突特性の改善にはできるだけ少ないほうが好ましい。
本発明においては、低温変態相の量はとくに限定せず、鋼板の強度に応じて適宜配分すればよく、好ましくは体積率で５〜20％である。なお、ベイナイトは０〜５％とするのが好ましい。
【００３４】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した組成および上記した複合組織を有する鋼板の表層に、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層が形成されためっき鋼板である。めっき層の付着量（目付量）は、使用部位による耐食性要求により適宜決定すればよく、とくに規定されない。自動車部品に使用される鋼板では、溶融亜鉛めっき層の付着量は30〜120 g/m²とするのが好ましい。
【００３５】
次に、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。
まず、上記した組成を有する鋼を溶製し、通常の公知の方法で鋳造し鋳片となし、次いで通常の公知の方法で熱間圧延、あるいはさらに冷間圧延して、鋼板とする。また、必要に応じて、酸洗あるいは焼鈍等の工程を加えることができる。本発明では、上記した組成を有する鋼板に、一次加熱処理後冷却しラス状マルテンサイトを含有する組織とする一次工程（▲１▼）と、次いで連続溶融亜鉛めっきラインにて二次加熱処理を施し、一次工程で形成されたラス状マルテンサイトの焼戻しと、三次工程後に残留オーステナイトおよび低温変態相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る二次工程（▲２▼）とを施し、しかる後亜鉛めっき処理を施し、冷却して残留オーステナイトおよび低温変態相の生成を図る三次工程（▲３▼）を施し、延性および耐衝突特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
【００３６】
▲１▼一次工程
一次工程では、鋼板に（Ａc₃変態点−50℃）以上、好ましくは（Ａc₃変態点＋100 ℃）以下の温度域に少なくとも５sec 以上保持する一次加熱処理を施した後、Ｍs 点以下の温度まで10℃／ｓ以上の冷却速度で鋼板を急冷する。この一次工程により、鋼板中にラス状マルテンサイトが生成される。三次工程後の鋼板中に、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相の均一微細な複合組織を得るためには、一次工程後の鋼板組織を、ラス状のマルテンサイトを含む組織とすることが必要である。
【００３７】
一次加熱処理の加熱保持温度が（Ａc₃変態点−50℃）未満、あるいは保持時間が５sec 未満では、加熱保持中に生成するオーステナイト量が少なく、冷却後に得られるラス状マルテンサイト量が不足する。なお、一次加熱処理の加熱保持温度は、ラス状マルテンサイトの微細化の観点から、好ましくは（Ａc₃変態点＋100 ℃）以下である。また、保持時間は120 sec 以下とするのが好ましい。
【００３８】
また、一次加熱処理後の冷却速度が10℃／ｓ未満では、冷却後の鋼板組織をラス状マルテンサイトを含む組織とすることができない。なお、一次加熱処理後の冷却速度は、鋼板の形状を良好に保つためには100 ℃／ｓ以下とするのが望ましい。
なお、めっき母板として、最終圧延が（Ar₃変態点−50℃）以上の温度で行われた熱延鋼板を使用する場合には、最終圧延後の冷却時に、Ms点以下の温度まで10℃／ｓ以上の冷却速度で急冷することにより、この一次工程を代替することができる。
【００３９】
▲２▼二次工程
二次工程では、一次工程によりラス状マルテンサイトを生成させた鋼板に、さらに Ac₁変態点〜Ac₃変態点の温度域で５〜120sec間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で500 ℃以下の温度まで冷却する。この二次工程により、一次工程で形成されたマルテンサイトを焼戻マルテンサイトとするとともに、三次工程後に残留オーステナイトおよび低温変態相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る。
【００４０】
二次加熱処理における加熱保持温度がＡc₁変態点未満では、オーステナイトが再生成せず、三次工程後に残留オーステナイトや低温変態相が得られない。また、保持温度がＡc₃変態点を超えると、鋼板組織の全オーステナイト化を招き、焼戻マルテンサイトが消失する。また、二次加熱処理における加熱保持時間が５sec 未満ではオーステナイトの再生成が不十分であるため、三次工程後に十分な量の残留オーステナイトが得られない。また、加熱保持時間が120secを超えると、焼戻マルテンサイトの再オーステナイト化が進行し、必要量の焼戻マルテンサイトを得ることが困難となる。
【００４１】
また、二次加熱処理後の500 ℃までの温度範囲での冷却速度が５℃／ｓ未満では二次加熱処理にて生成したオーステナイトがフェライトやパーライトに変態し、残留オーステナイトや低温変態相とならない。マルテンサイト量を多くするためには、二次加熱処理後の冷却速度は10℃／ｓ以上とするのが好ましく、より好ましくは20℃／ｓ以上である。なお、二次加熱処理後の冷却速度は鋼板形状を良好に保つために100 ℃／ｓ以下とするのが好ましい。
【００４２】
なお、この二次工程は、焼鈍設備と溶融亜鉛めっき設備を兼ね備えた連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。このような連続溶融亜鉛めっきラインで行うことにより、二次工程後直ちに三次工程に移行でき、生産性が向上する。
▲３▼三次工程
三次工程では、二次工程を施された鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、10℃／ｓ超えの冷却速度で300 ℃まで冷却する。溶融亜鉛めっき処理は、通常、連続溶融亜鉛めっきラインで行われている処理条件でよく、特に限定する必要はない。しかし、極端に高温でのめっきは必要な残留オーステナイト量の確保が困難となる。このため、500 ℃以下でのめっき処理とするのが好ましい。また、めっき処理後の冷却速度が極端に小さいときは、残留オーステナイト量の確保が困難になる。このため、めっき後から 300℃までの温度範囲における冷却速度は10℃／ｓ超え、より好ましくは20℃／ｓ以上に限定するのがよい。なお、好ましくは鋼板形状の観点から100 ℃／ｓ以下である。また、めっき処理後、必要に応じて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。
【００４３】
また、溶融亜鉛めっき処理後、めっき層の合金化処理を施してもよい。溶融亜鉛めっき層の合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、450 〜550 ℃の温度域まで再加熱して行う。高温での合金化処理は、必要な残留オーステナイト量の確保が困難となり、鋼板の延性が低下する。このため、合金化処理温度の上限は550 ℃に限定する。また、合金化処理温度が450 ℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する。このため、合金化処理温度の下限は450 ℃とするのが好ましい。
【００４４】
また、合金化処理後は、10℃／s 超え、より好ましくは20℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却するのが好ましい。合金化処理後の冷却速度が極端に小さい場合には必要な残留オーステナイト量、あるいは低温変態相としてのマルテンサイト量の確保が困難になる。このため、合金化処理後から300 ℃までの温度範囲における冷却速度を10℃／ｓ超え、より好ましくは20℃／s 以上に限定するのがよい。
【００４５】
なお、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のための調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装あるいは電気めっき等の処理を施しても何ら不都合はない。
本発明は、焼鈍設備とめっき設備および合金化処理設備を連続した溶融亜鉛めっきラインにおいて、二次工程と三次工程を連続して行うことを前提としているが、各工程を独立した設備で実施することも可能である。
【００４６】
【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。得られた鋳片を板厚2.6 mmまで熱間圧延し、次いで酸洗した後、冷間圧延により板厚1.4 mmの冷延鋼板を得た。
【００４７】
【表１】

【００４８】
次いで、これら冷延鋼板に、連続焼鈍ラインにて、表２に示す一次工程条件にて加熱保持した後冷却する一次工程を施した。一次工程後、鋼板のミクロ組織調査を行い、ラス状マルテンサイトの量を測定した。さらに、一次工程を施されたこれら鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表２に示す二次工程条件で、加熱保持した後冷却する二次工程を施した後、引き続き溶融亜鉛めっき処理を施し、一部については溶融亜鉛めっき処理後に再加熱する溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行い、次いで冷却する三次工程を施した。
【００４９】
なお、溶融亜鉛めっき処理は、浴温475 ℃のめっき槽に鋼板を浸漬して行い、浸漬した鋼板を引き上げた後、片面当たりの目付量（付着量）が50g/m²となるように、ガスワイピングにより目付量を調整した。亜鉛めっき層の合金化処理を行う場合には、ワイピング処理の後、10℃／ｓの加熱速度で500 ℃まで昇温して合金化処理した。合金化処理時の保持時間は、めっき層中の鉄含有率が９〜11％となるように調整した。
【００５０】
【表２】

【００５１】
鋼板のミクロ組織は、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡にて観察することにより調査した。鋼板中のラス状マルテンサイト、フェライト、焼戻マルテンサイト、マルテンサイト等の低温変態相の量については、倍率1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した100 mm四方の正方形領域内に存在する該当相の占有面積率を求め、該当相の体積率とした。また、残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回折Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線にはMoK α線を使用し、残留オーステナイト相の｛111 ｝、｛200 ｝、｛220 ｝、｛311 ｝各面の回折Ｘ線強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
【００５２】
鋼板の機械的特性は、引張試験により調査した。
引張試験は、鋼板より圧延直角方向に採取したJIS Ｚ2204に規定のJIS ５号試験片を用いて、JIS Ｚ2241の規定に準拠して、降伏強さ（YS）、引張強さ（TS）および破断伸び（El）を測定した。
鋼板の耐衝突特性は、高歪速度引張試験により調査した。高歪速度引張試験は、ホプキンソンプレッシャーバー試験機を用いて、歪速度：２×10³／ｓで引張試験を実施し、伸びが10％の時の瞬間ｎ値を求め、動的ｎ値とした。（なお、歪量εでの瞬間ｎ値は（ε−2.5 ）％歪および（ε＋2.5 ）％歪での応力と歪を用いて計算した。）
得られた結果を表３に示す。
【００５３】
【表３】

【００５４】
表３から、本発明例の溶融亜鉛めっき鋼板は、590 MPa 以上の引張強さ（TS）を有し、強度−伸びバランス（TS×El）が20000 MPa ・％以上、かつ、動的ｎ値が0.35以上の、優れた延性および優れた耐衝突特性を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっている。
一方、本発明範囲を外れる比較例では、優れた延性と優れた耐衝突特性を同時に満たす例はなかった。とくに、低温変態相としてのマルテンサイト量が５％未満の比較例では、動的ｎ値が0.35未満と低く、延性および耐衝突特性が同時に優れたものとはなっていない。
【００５５】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、非常に優れた延性および耐衝突特性を兼備し、自動車部品に代表される成形品素材として実に好適な高張力亜鉛めっき鋼板が、安価にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet, and more particularly to improvement of ductility and impact resistance characteristics of a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet manufactured in a continuous hot-dip galvanizing line.
[0002]
[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 automobile bodies. For this reason, the weight reduction of the automobile body and the reinforcement of the automobile body are being actively promoted. It is said that it is effective to increase the strength of component materials in order to satisfy the weight reduction and strengthening of the automobile body at the same time. Recently, high-tensile steel plates have been actively used for automobile parts.
[0003]
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 realize excellent press formability, it is essential to secure high ductility in the first place, and a high-tensile steel sheet having excellent ductility is required.
Recently, the safety of automobiles has also been emphasized, and for this reason, it is also required to improve the anti-collision characteristics that serve as a measure of safety during a collision. For this reason, the steel sheet for automobile parts is also strongly required to have excellent ductility and impact resistance.
[0004]
On the other hand, automobile parts are also required to have high corrosion resistance depending on the application site. A hot-dip galvanized steel sheet is suitable as a material for a part applied to a part that requires high corrosion resistance.
Therefore, in order to further promote the weight reduction and strengthening of the automobile body, a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet that is excellent in corrosion resistance and excellent in ductility and impact resistance properties has become an indispensable material.
[0005]
A typical example of the high-tensile steel plate having excellent ductility is a dual-phase steel plate having a composite structure of ferrite and martensite. In recent years, high ductility steel sheets using transformation-induced plasticity due to retained austenite have also been put into practical use. However, 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 is difficult to contain martensite and residual austenite generated under cooling conditions with a high cooling rate in the steel sheet after plating. For this reason, it is generally difficult to produce a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet having these phases in a continuous hot-dip galvanizing line.
[0006]
In such a situation, as a method of producing a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet using a continuous hot-dip galvanizing line, a steel sheet having a composition containing a large amount of a hardenability improving element such as Cr and Mo is plated. For example, a method that facilitates the generation of a low-temperature transformation phase is effective. However, there is a problem that such a large amount of alloying element causes an increase in manufacturing cost.
[0007]
For such a problem, for example, Japanese Patent Publication No. 62-40405 discloses Ac in a continuous hot dip galvanizing line. ₁ ~ Ac _Three Strengthening the structure using the low-temperature transformation phase by setting the cooling rate in the cooling process to cool to 300 ° C or less after the alloying treatment until the hot dip galvanization from the heating temperature between the transformation points. There has been proposed a method for producing a type high-tensile hot-dip galvanized steel sheet. However, the structure-strengthened high-tensile hot-dip galvanized steel sheet obtained by the technique described in Japanese Patent Publication No. 62-40405 is sufficiently ductile and can sufficiently satisfy the current requirements for steel sheets for automobile parts. I can't say that. Furthermore, these production conditions left operational problems for application in continuous hot dip galvanizing lines.
[0008]
As a high-tensile steel plate having excellent formability, a steel plate using a structure mainly composed of tempered martensite has been proposed.
For example, Japanese Patent Laid-Open No. 6-93340 discloses that after hot rolling a hot-rolled steel sheet, ₁ While being heated and maintained above the transformation point, and thereafter reaching the molten zinc bath, it is rapidly cooled below the Ms point to generate partially or fully martensite in the steel sheet, and then at least at a temperature above the Ms point. There has been proposed a method for producing a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent stretch flangeability, which is heated to a hot-dip zinc bath temperature and an alloying furnace temperature to produce tempered martensite.
[0009]
JP-A-6-108152 discloses (Ac) after hot rolling and cold rolling. _Three Transformation point −50 ° C.) to 900 ° C. and holding at least 1 s or more, recrystallization annealing step, galvanizing step, Ac ₁ A reheating treatment at a temperature not higher than the transformation point and not lower than 250 ° C., and after the recrystallization annealing step and before the reheating treatment step, at a temperature higher than the Ms point and higher than a predetermined critical cooling rate and at least not higher than the Ms point. A method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a tempered martensite structure and excellent bending workability is proposed.
[0010]
However, the high-tensile hot-dip galvanized steel sheet obtained by the techniques described in JP-A-6-93340 and JP-A-6-108152 is excellent in stretch flangeability and bending workability, but is a material for automobile parts. As a widely used steel sheet, it was not fully satisfactory in terms of ductility.
On the other hand, as a high-tensile steel plate having excellent collision resistance, for example, JP-A-9-111396 contains C: 0.05 to 0.20% or less, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.5 to 3.0%. And a two-phase structure of martensite having an average particle size of 3 μm or less and ferrite having an average particle size of 5 μm or less, including one or two of Cr and Mo and one or two of Ti and Nb. A high-tensile hot-rolled steel sheet for automobiles having excellent impact resistance and containing 5-30% of the martensite has been proposed.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
However, using the steel sheet described in Japanese Patent Laid-Open No. 9-111396, the cooling rate in the continuous hot dip galvanizing line is slow in the normal continuous hot dip galvanizing line. It is difficult to contain martensite, and a hot-dip galvanized steel sheet having both ductility and impact resistance cannot be obtained.
[0012]
The object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art and to provide a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet having excellent ductility and impact resistance suitable as a material for automobile parts and a method for producing the same. . In addition, as for the high tension hot-dip galvanized steel plate in this invention, it is desirable to manufacture using a continuous hot-dip galvanizing line.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
First, in order to solve the above-described problems using a continuous hot dip galvanizing line, the present inventors conducted extensive research on the influence of the composition and microstructure of a steel sheet on ductility and impact resistance. As a result, the structure of the high-tensile hot-dip galvanized steel sheet obtained after the hot dip galvanizing treatment is a composite structure composed of ferrite, tempered martensite, residual austenite, and low-temperature transformation phase, and the volume fraction of each phase in the composite structure is It has been found that excellent ductility can be expressed by using a predetermined ratio. Further, the low-temperature transformation phase of the composite structure contains martensite at a volume ratio of at least 5%, so that the strain rate is 2 × 10. ^Three The instantaneous n value (in the present invention, the instantaneous n value is also referred to as the dynamic n value) at 10% elongation when tensile deformed at / s is 0.35 or more, and it has been found that the collision resistance is improved in addition to the ductility. It was.
[0014]
Furthermore, the present inventors first made a steel sheet whose chemical composition was adjusted to a predetermined range into a structure containing lath-like martensite, and then reheated it under predetermined conditions in a continuous hot dip galvanizing line. And the steel sheet structure is a composite structure composed of ferrite, tempered martensite, retained austenite, and low-temperature transformation phase within a predetermined volume ratio range, and in particular, the low-temperature transformation phase has a volume ratio of at least 5% or more. It has been found that by including martensite, the dynamic n value becomes 0.35 or more, and it is possible to obtain a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet having improved impact resistance in addition to ductility.
[0015]
The dynamic n value as referred to in the present invention is the one introduced by the present inventors as an index of the collision safety of a steel sheet. By using this dynamic n value, the collision resistance safety of the steel sheet is conventionally increased. It can be evaluated more accurately.
Conventionally, collision resistance safety has been considered in relation to strength, and it has been said that collision resistance safety is high when strength is high. However, strength and safety do not necessarily have a unique relationship. Therefore, the present inventors further examined the evaluation of the collision safety.
[0016]
As a result, in order to absorb more energy at the time of automobile collision with the steel plates that make up the vehicle body, etc., a high strain rate (2 × 10 ^Three It has been found that it is effective to increase the n value (instantaneous n value) of the steel sheet at an elongation of 10% when subjected to tensile deformation at / s). When a car collides, the strain rate applied to the car body is 2 × 10 ^Three Increased by / s. The present inventors have found that the impact resistance characteristics are remarkably improved by setting the instantaneous n value at the elongation of 10% to the dynamic n value and setting the dynamic n value to 0.35 or more.
[0017]
The present invention is configured based on the above-described findings.
That is, the first present invention is a hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet, and has a strain rate of 2 × 10. ^Three A high-tensile hot-dip galvanized steel sheet with excellent ductility and impact resistance, characterized by having an instantaneous n value of 0.35 or more at an elongation of 10% when subjected to tensile deformation at / s ,in front The steel sheet contains mass: C: 0.05-0.20%, Si: 0.3-1.8%, Mn: 1.0-3.0%, the composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and ferrite with a volume ratio of 30% or more. , Tempered martensite with a volume ratio of 20% or more, retained austenite with a volume ratio of 2% or more, and a low-temperature transformation phase, and the low-temperature transformation phase has at least a volume ratio of 5% or more. Including martensite Mu In the first invention, in addition to the above composition, the following (group a) to (group d)
(Group a): 0.05 to 1.0 mass% in total of one or two of Cr and Mo,
(Group b): B is 0.003 mass% or less,
(Group c): One or two selected from Ca and REM in total, 0.01 mass% or less
(Group d): One or two or more selected from Ti, Nb and V in total, 0.01 to 0.2 mass%
It is preferable to contain 1 group or 2 groups or more selected from among them.
[0018]
Further, the second aspect of the present invention provides a steel plate having a composition of mass%, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.3 to 1.8%, Mn: 1.0 to 3.0%, and the balance consisting of Fe and inevitable impurities. (Ac _Three (Transformation point −50 ° C.) After the primary heat treatment for 5 seconds or more in the above temperature range, the primary process of cooling to the temperature below the Ms point at a cooling rate of 10 ° C./s or more, and then (Ac ₁ Transformation point ~ Ac _Three After the secondary heat treatment is performed for 5 to 120 seconds in the temperature range of the transformation point), the secondary step of cooling to a temperature of 500 ° C. or less at a cooling rate of 5 ° C./s or more, and then the hot dip galvanizing treatment And, after forming a hot dip galvanized layer on the steel sheet surface layer, a third step of sequentially cooling to 300 ° C. at a cooling rate exceeding 10 ° C./s is performed, and the structure has a volume ratio of 30% or more. A composite structure composed of low-temperature transformation phase containing ferrite, tempered martensite with a volume fraction of 20% or more, retained austenite with a volume ratio of 2% or more, and martensite with a volume ratio of 5% or more, and a strain rate of 2 × 10 ^Three This is a method for producing a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet excellent in ductility and impact resistance, having an instantaneous n value of 0.35 or more at an elongation of 10% when subjected to tensile deformation at / s. In the second aspect of the present invention, After the third step is hot dip galvanized to form a hot dip galvanized layer on the surface layer of the steel sheet, it is reheated to a temperature range of 450 ° C to 550 ° C and subjected to alloying treatment of the hot dip galvanized layer. After the treatment, it is preferably a step of cooling to 300 ° C. at a cooling rate exceeding 10 ° C./s. In the second invention, in addition to the above composition, the following (group a) to (group d)
(Group a): 0.05 to 1.0 mass% in total of one or two of Cr and Mo,
(Group b): B is 0.003 mass% or less,
(Group c): One or two selected from Ca and REM in total, 0.01 mass% or less
(D group): 0.01 to 0.2 mass% in total of one or more selected from Ti, Nb and V
It is preferable to contain 1 group or 2 groups or more selected from among them.
[0019]
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 layer.
First, the reasons for limiting the composition of the steel sheet used in the present invention will be described. In addition, mass% is simply written as%.
[0020]
C: 0.05-0.20%
C is an essential element for increasing the strength of steel, and further has an effect on the formation of retained austenite and a low-temperature transformation phase, and is an indispensable element. However, if the C content is less than 0.05%, the desired high strength cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds O.20%, the weldability is deteriorated. For this reason, C was limited to the range of 0.05 to 0.20%.
[0021]
Si: 0.3 to 1.8%
Si strengthens steel by solid solution strengthening, stabilizes austenite, and has an action of promoting the formation of residual austenite phase. Such an effect is observed when the Si content is O.3% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.8%, the plating property is remarkably deteriorated. For this reason, Si was limited to the range of 0.3 to 1.8%.
[0022]
Mn: 1.0-3.0%
Mn strengthens the steel by solid solution strengthening, improves the hardenability of the steel, and has an action of promoting the formation of retained austenite and a low-temperature transformation phase. Such an effect is observed when the Mn content is 1.0% or more. On the other hand, if the content exceeds 3.0%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, resulting in an increase in cost. For this reason, Mn was limited to the range of 1.0 to 3.0%.
[0023]
Furthermore, in the steel plate of this invention, in addition to the above-mentioned chemical component, 1 group or 2 groups or more of the following (a group)-(d group) can be contained as needed.
(Group a): 0.05 to 1.0% in total of one or two of Cr and Mo
Cr and Mo are both elements that have the effect of improving the hardenability of steel and promoting the generation of a low-temperature transformation phase, and can be contained as required. Such an action is recognized by containing 0.05% or more of one or two of Cr and Mo in total. On the other hand, even if one or two of Cr and Mo are contained in total exceeding 1.0%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. Therefore, it is desirable to limit one or two of Cr and Mo to a total range of 0.05 to 1.0%. A more preferable range is 0.05 to 0.5% in total of one or two of Cr and Mo.
[0024]
(Group b): B: 0.003% or less
B is an element having an effect of improving the hardenability of steel and can be contained as necessary. However, if the B content exceeds 0.003%, the effect is saturated, so it is desirable to limit B to 0.003% or less. More preferably, the range is 0.001 to 0.002%.
[0025]
(Group c): One or two selected from Ca and REM in total, 0.01% or less
Ca and REM have the effect of controlling the form of sulfide inclusions, thereby improving the stretch flangeability of the steel sheet, and can be contained as necessary. Such an effect is saturated when the content of one or two selected from Ca and REM exceeds 0.01% in total. Therefore, the content of one or two of Ca and REM is preferably limited to 0.01% or less in total. A more preferable range is 0.001 to 0.005%.
[0026]
(Group d): 0.01 to 0.2% in total of one or more selected from Ti, Nb and V
Ti, Nb, and V form carbonitrides in steel and have the effect of increasing the strength of the steel by precipitation strengthening with these carbonitrides, and also have the effect of refining the crystal grain size. Can be contained as required. Such an effect is recognized when the total of one or more selected from Ti, Nb, and V is 0.01% or more. On the other hand, even if the total content exceeds 0.2%, the effect is saturated, an effect commensurate with the content cannot be expected, and it is economically disadvantageous. For this reason, it is preferable that the content of one or more of Ti, Nb, and V is limited to a range of 0.01 to 0.2% in total.
[0027]
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, Al: 0.1% or less, P: 0.05% or less, and S: 0.02% or less are acceptable.
Furthermore, the steel sheet of the present invention is a steel sheet having a composite structure composed of the above composition and (1) ferrite, (2) tempered martensite, (3) retained austenite, and (4) a low-temperature transformation phase. By using a composite structure in which these phases coexist and coexist, effects such as improvement in ductility of the steel sheet are exhibited. In addition, the tempered martensite in this invention points out the phase produced | generated when a lath-like martensite is heated.
[0028]
(1) Ferrite
Ferrite is a soft phase, has high deformability, and improves the ductility of the steel sheet. In the steel sheet of the present invention, such ferrite is contained in a volume ratio of 30% or more. If the ferrite content is less than 30%, a remarkable effect of improving ductility cannot be expected. For this reason, the ferrite content in the composite structure is limited to 30% or more. If the ferrite content exceeds 70%, it is difficult to obtain the advantage of the multiphase composite structure. Therefore, the ferrite content is desirably 70% or less.
[0029]
(2) Tempered martensite
Tempered martensite is characterized by having a fine internal structure that inherits the lath form of lath-like martensite before tempering. Tempered martensite is softened by tempering and has sufficient plastic deformability, and is therefore an effective phase for improving the ductility of a steel sheet. The steel sheet of the present invention contains such tempered martensite by 20% or more by volume. If the amount of tempered martensite is less than 20%, the above-mentioned effect cannot be expected sufficiently. For this reason, the amount of tempered martensite in the composite structure is limited to 20% or more. In addition, when the amount of tempered martensite exceeds 60%, it becomes difficult to obtain the advantage of the multiphase composite organization. Therefore, the amount of tempered martensite is desirably 60% or less.
[0030]
(3) Residual austenite
Residual austenite has a function of causing strain-induced transformation in martensite during processing, widely dispersing locally applied processing strain, and improving the ductility of the steel sheet. The steel sheet of the present invention contains such retained austenite in a volume ratio of 2% or more. If the amount of retained austenite is less than 2%, a significant improvement in ductility cannot be expected. For this reason, the amount of retained austenite was limited to 2% or more. The amount of retained austenite is preferably 5% or more. The higher the amount of retained austenite, the better, but in practice it is 10% or less.
[0031]
(4) Low temperature transformation phase
The low temperature transformation phase in the present invention refers to martensite or bainite that has not been tempered.
Both martensite and bainite are hard phases and have the effect of increasing the strength of the steel sheet by strengthening the structure. In addition, since the generation of movable dislocation is accompanied at the time of transformation generation, it also has the effect of reducing the yield ratio of the steel sheet. In order to sufficiently obtain the above action, the low-temperature transformation phase is preferably martensite.
[0032]
Furthermore, the present inventors have newly found that martensite has an effect of increasing the dynamic n value. By including at least 5% or more by volume ratio of martensite as the low temperature transformation phase, the dynamic n value can be set to 0.35 or more, and the impact resistance characteristics are greatly improved. For this reason, it is preferable to limit the content of martensite to 5% or more by volume ratio as the low temperature transformation phase. As the impact resistance, the greater the amount of martensite, the better, but in practice it is 20% or less.
[0033]
On the other hand, as a low temperature transformation phase, bainite has a tendency to lower the dynamic n value, so that it is preferably as small as possible for improving the collision resistance.
In the present invention, the amount of the low-temperature transformation phase is not particularly limited, and may be appropriately distributed according to the strength of the steel sheet, and is preferably 5 to 20% by volume. In addition, it is preferable to make bainite into 0 to 5%.
[0034]
The high-tensile hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is a plated steel sheet in which a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer is formed on the surface layer of the steel sheet having the above-described composition and the above-described composite structure. The adhesion amount (weight per unit area) of the plating layer may be appropriately determined depending on the corrosion resistance requirement depending on the use site, and is not particularly defined. For steel plates used in automobile parts, the amount of hot-dip galvanized layer is 30 to 120 g / m. ² Is preferable.
[0035]
Next, the manufacturing method of the high tension hot dip galvanized steel sheet of this invention is demonstrated.
First, steel having the above composition is melted and cast into a slab by an ordinary known method, and then hot-rolled or further cold-rolled by an ordinary known method to obtain a steel plate. Moreover, processes, such as pickling or annealing, can be added as needed. In the present invention, the steel plate having the above composition is subjected to primary heat treatment (1), which is cooled after the primary heat treatment and contains lath martensite, and then subjected to secondary heat treatment in a continuous hot dip galvanizing line. Tempering the lath-like martensite formed in the primary step and a secondary step (2) for partially reaustenitizing the steel sheet structure to generate retained austenite and low-temperature transformation phase after the tertiary step. Then, a galvanizing treatment is performed, followed by cooling and a third step (3) for generating retained austenite and a low-temperature transformation phase to obtain a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet having excellent ductility and impact resistance.
[0036]
(1) Primary process
In the primary process, (Ac _Three Transformation point −50 ° C.) or more, preferably (Ac _Three The steel sheet is rapidly cooled at a cooling rate of 10 ° C./s or higher to a temperature of the Ms point or lower after performing a primary heat treatment in a temperature range of the transformation point + 100 ° C. or lower for at least 5 seconds. By this primary process, lath martensite is generated in the steel sheet. In order to obtain a uniform fine structure of ferrite, tempered martensite, retained austenite, and low-temperature transformation phase in the steel sheet after the tertiary process, the steel sheet structure after the primary process is composed of a structure containing lath-shaped martensite. It is necessary to.
[0037]
The heat holding temperature of the primary heat treatment is (Ac _Three If the transformation point is less than −50 ° C.) or the holding time is less than 5 seconds, the amount of austenite generated during heating and holding is small, and the amount of lath martensite obtained after cooling is insufficient. In addition, the heat holding temperature of the primary heat treatment is preferably (Ac) from the viewpoint of refining lath martensite. _Three (Transformation point + 100 ° C.) or less. The holding time is preferably 120 sec or less.
[0038]
Moreover, if the cooling rate after primary heat processing is less than 10 degree-C / s, the steel plate structure after cooling cannot be made into the structure containing lath-like martensite. The cooling rate after the primary heat treatment is desirably 100 ° C./s or less in order to keep the shape of the steel sheet good.
Note that the final rolling (Ar) _Three When using a hot-rolled steel sheet made at a temperature equal to or higher than the transformation point −50 ° C., at the time of cooling after the final rolling, by rapidly cooling to a temperature below the Ms point at a cooling rate of 10 ° C./s or more, This primary process can be substituted.
[0039]
(2) Secondary process
In the secondary process, the steel sheet on which the lath-like martensite was generated by the primary process is further added to the Ac ₁ Transformation point ~ Ac _Three After performing the secondary heat treatment for 5 to 120 seconds in the temperature range of the transformation point, it is cooled to a temperature of 500 ° C. or lower at a cooling rate of 5 ° C./s or higher. By this secondary step, martensite formed in the primary step is tempered martensite, and part of the steel sheet structure for generating retained austenite and low-temperature transformation phase after the tertiary step is re-austenitized.
[0040]
The heat holding temperature in the secondary heat treatment is Ac ₁ Below the transformation point, austenite is not regenerated, and residual austenite and a low-temperature transformation phase cannot be obtained after the tertiary step. Also, the holding temperature is Ac _Three When the transformation point is exceeded, all austenite of the steel sheet structure is caused and tempered martensite disappears. Further, if the heat holding time in the secondary heat treatment is less than 5 seconds, the austenite is not sufficiently regenerated, so that a sufficient amount of retained austenite cannot be obtained after the tertiary process. On the other hand, if the heating and holding time exceeds 120 seconds, the tempered martensite is re-austenitized and it becomes difficult to obtain a necessary amount of tempered martensite.
[0041]
In addition, when the cooling rate in the temperature range up to 500 ° C. after the secondary heat treatment is less than 5 ° C./s, the austenite generated by the secondary heat treatment transforms into ferrite and pearlite, and does not become residual austenite or low-temperature transformation phase. . In order to increase the amount of martensite, the cooling rate after the secondary heat treatment is preferably 10 ° C./s or more, more preferably 20 ° C./s or more. The cooling rate after the secondary heat treatment is preferably 100 ° C./s or less in order to keep the steel plate shape good.
[0042]
In addition, it is preferable to perform this secondary process in the continuous hot dip galvanizing line which has the annealing equipment and the hot dip galvanization equipment. By performing in such a continuous hot dip galvanizing line, it is possible to shift to the tertiary process immediately after the secondary process, and the productivity is improved.
(3) Tertiary process
In the tertiary process, the steel sheet subjected to the secondary process is hot dip galvanized and cooled to 300 ° C. at a cooling rate exceeding 10 ° C./s. The hot dip galvanizing treatment is usually performed under the same conditions as those performed in a continuous hot dip galvanizing line, and is not particularly limited. However, it is difficult to secure the necessary amount of retained austenite when plating at extremely high temperatures. For this reason, it is preferable to set it as the plating process at 500 degrees C or less. Moreover, when the cooling rate after a plating process is extremely small, it becomes difficult to ensure the amount of retained austenite. For this reason, the cooling rate in the temperature range from after plating to 300 ° C. exceeds 10 ° C./s, more preferably 20 ° C./s or more. It is preferably 100 ° C./s or less from the viewpoint of the steel plate shape. Needless to say, after the plating process, wiping for adjusting the basis weight may be performed as necessary.
[0043]
Moreover, you may perform the alloying process of a plating layer after the hot dip galvanization process. The alloying treatment of the hot dip galvanized layer is performed by reheating to a temperature range of 450 to 550 ° C. after the hot dip galvanizing treatment. In the alloying treatment at a high temperature, it becomes difficult to secure a necessary amount of retained austenite, and the ductility of the steel sheet is lowered. For this reason, the upper limit of the alloying temperature is limited to 550 ° C. On the other hand, when the alloying treatment temperature is less than 450 ° C., the alloying progresses slowly and the productivity decreases. For this reason, the lower limit of the alloying treatment temperature is preferably 450 ° C.
[0044]
Further, after the alloying treatment, it is preferable to cool to 300 ° C. at a cooling rate exceeding 10 ° C./s, more preferably 20 ° C./s or more. When the cooling rate after the alloying treatment is extremely small, it becomes difficult to secure the necessary amount of retained austenite or the amount of martensite as a low-temperature transformation phase. For this reason, the cooling rate in the temperature range from 300 ° C. after the alloying treatment is preferably over 10 ° C./s, more preferably 20 ° C./s or more.
[0045]
In addition, you may add the temper rolling for adjustment of shape correction, surface roughness, etc. to the steel plate after a plating process or an alloying process. Moreover, there is no inconvenience even if treatments such as resin or oil coating, various paintings or electroplating are performed.
The present invention is based on the premise that the secondary process and the tertiary process are continuously performed in the hot dip galvanizing line in which the annealing equipment, the plating equipment, and the alloying processing equipment are continuous. It is also possible.
[0046]
【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 was hot-rolled to a thickness of 2.6 mm, then pickled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel plate having a thickness of 1.4 mm.
[0047]
[Table 1]

[0048]
Next, these cold-rolled steel sheets were subjected to a primary process of cooling in a continuous annealing line after being heated and held under the primary process conditions shown in Table 2. After the primary process, the microstructure of the steel sheet was examined to measure the amount of lath martensite. Further, these steel sheets subjected to the primary process were subjected to a secondary process of cooling after being heated and held under the secondary process conditions shown in Table 2 in a continuous hot dip galvanizing line, and subsequently subjected to a hot dip galvanizing treatment. A part of the galvanized layer was re-heated after the galvanizing treatment, and a third step of cooling was performed.
[0049]
The hot dip galvanizing treatment is performed by immersing the steel plate in a plating bath with a bath temperature of 475 ° C. After pulling up the immersed steel plate, the basis weight (attachment amount) per side is 50 g / m. ² Thus, the basis weight was adjusted by gas wiping. In the case of alloying the galvanized layer, after the wiping treatment, the temperature was increased to 500 ° C. at a heating rate of 10 ° C./s, and the alloying treatment was performed. The holding time during the alloying treatment was adjusted so that the iron content in the plating layer was 9 to 11%.
[0050]
[Table 2]

[0051]
The microstructure of the steel sheet was examined by observing a cross section in the rolling direction of the steel sheet with an optical microscope or a scanning electron microscope. About the amount of low-temperature transformation phase such as lath martensite, ferrite, tempered martensite, martensite, etc. in the steel sheet, a 100 mm square square arbitrarily set by image analysis using a cross-sectional structure photograph at a magnification of 1000 times The occupied area ratio of the corresponding phase existing in the region was obtained and used as the volume ratio of the corresponding phase. The amount of retained austenite was obtained by polishing the steel plate to the center plane in the plate thickness direction and measuring the diffraction X-ray intensity at the plate thickness center plane. MoK α ray is used as the incident X-ray, and the diffracted X-ray intensity ratios of the {111}, {200}, {220}, {311} surfaces of the retained austenite phase are obtained, and the average value of these is calculated as The volume ratio was used.
[0052]
The mechanical properties of the steel sheet were investigated by a tensile test.
Tensile tests were conducted using JIS No. 5 test specimens specified in JIS Z2204 taken in the direction perpendicular to the rolling direction from the steel sheet, in accordance with the provisions of JIS Z2241, yield strength (YS), tensile strength (TS) and fracture. Elongation (El) was measured.
The impact resistance of the steel sheet was investigated by a high strain rate tensile test. The high strain rate tensile test is performed using a Hopkinson pressure bar tester with a strain rate of 2 x 10 ^Three A tensile test was carried out at / s, and the instantaneous n value when the elongation was 10% was determined to obtain the dynamic n value. (The instantaneous n value at the strain amount ε was calculated using the stress and strain at (ε−2.5)% strain and (ε + 2.5)% strain.)
The obtained results are shown in Table 3.
[0053]
[Table 3]

[0054]
From Table 3, the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has a tensile strength (TS) of 590 MPa or more, a strength-elongation balance (TS × El) of 20000 MPa ·% or more, and a dynamic n value. This is a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet having an excellent ductility and excellent impact resistance properties of 0.35 or more.
On the other hand, in the comparative example which is out of the scope of the present invention, there was no example satisfying both excellent ductility and excellent collision resistance. In particular, in the comparative example in which the amount of martensite as a low-temperature transformation phase is less than 5%, the dynamic n value is as low as less than 0.35, and the ductility and impact resistance characteristics are not excellent at the same time.
[0055]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, a high-tensile galvanized steel sheet that has extremely excellent ductility and impact resistance characteristics and is actually suitable as a molded article material typified by automobile parts is inexpensive and stable. It can be manufactured and has a remarkable industrial effect.

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 layer,
The steel sheet is mass %,
C: 0.05 to 0.20 %, Si : 0.3 to 1.8 %,
Mn: 1.0 ~ 3.0%
And a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities , ferrite with a volume ratio of 30 % or more, tempered martensite with a volume ratio of 20 % or more, residual austenite with a volume ratio of 2% or more, and a low-temperature transformation phase. Having a composite structure, and the low-temperature transformation phase contains at least 5% martensite by volume,
A high-tensile hot dip galvanized steel sheet excellent in ductility and impact resistance, characterized by having an instantaneous n value of 0.35 or more at an elongation of 10% when subjected to tensile deformation at a strain rate of 2 × 10 ³ / s.

In addition to the above composition, it further comprises one group or two or more groups selected from the following (group a) to (group d): Excellent ductility and impact resistance according to claim 1 High tensile hot dip galvanized steel sheet.
(Group a): One or two of Cr and Mo in total, 0.05 to 1.0 mass%,
(Group b): B is 0.003 mass% or less,
(Group c): Total of one or two selected from Ca and REM, 0.01 mass% or less (Group d): One or more selected from Ti, Nb, and V In total, 0.01-0.2 mass%

mass%
C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.3 to 1.8%,
Mn: 1.0-3.0%
The steel sheet having a composition comprising the remaining Fe and inevitable impurities is subjected to a primary heat treatment for 5 seconds or more in a temperature range of (Ac ₃ transformation point −50 ° C.) or more, and then cooled to 10 ° C./s or more. After performing a primary process of cooling to a temperature below the Ms point at a speed, and then a secondary heat treatment for 5 to 120 seconds in the temperature range of (Ac ₁ transformation point to Ac ₃ transformation point), 5 ° C./s After the secondary step of cooling to a temperature of 500 ° C. or lower at the above cooling rate, and then hot dip galvanizing treatment to form a hot dip galvanized layer on the steel sheet surface layer, 300 ° C. at a cooling rate exceeding 10 ° C./s And a third step of cooling to a temperature, ferrite having a volume ratio of 30% or more, tempered martensite with a volume ratio of 20% or more, retained austenite with a volume ratio of 2% or more, and a volume ratio Consisting of a low temperature transformation phase containing 5% or more martensite In case tissue strain rate 2 × 10 ³ / s tensile modified method for manufacturing a high-tensile galvanized steel sheet instantaneous n value at 10% elongation and excellent ductility and resistance to collision characteristics with a 0.35 or more time was allowed.

The third step is to perform hot dip galvanizing treatment to form a hot dip galvanized layer on the steel sheet surface layer, and then reheat it to a temperature range of 450 ° C to 550 ° C to subject the hot dip galvanized layer to alloying treatment, The method for producing a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet excellent in ductility and impact resistance according to claim 3 , wherein the method is a step of cooling to 300 ° C at a cooling rate exceeding 10 ° C / s after the crystallization treatment.

The ductility and impact resistance characteristics according to claim 3 or 4 , further comprising one group or two or more groups selected from the following (group a) to (group d) in addition to the composition: Method for producing high-tensile hot-dip galvanized steel sheets with excellent resistance.
(Group a): One or two of Cr and Mo in total, 0.05 to 1.0 mass%,
(Group b): B is 0.003 mass% or less,
(Group c): Total of one or two selected from Ca and REM, 0.01 mass% or less (Group d): One or more selected from Ti, Nb, and V In total, 0.01-0.2 mass%,