JP4299560B2

JP4299560B2 - Method for producing high-strength galvannealed steel sheet with excellent workability

Info

Publication number: JP4299560B2
Application number: JP2003077396A
Authority: JP
Inventors: 宏田中; 浩次面迫; 智郎山本; 進藤原; 和昭細見; 敦司安藤
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2003-03-20
Filing date: 2003-03-20
Publication date: 2009-07-22
Anticipated expiration: 2023-03-20
Also published as: JP2004285385A

Description

【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、自動車，建築，電気機器等の部材として有用な高強度鋼板、特に加工性に優れた高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性，塗装性，塗装後密着性，溶接性に優れていることから、自動車用車体，家電製品を始めとする種々の分野で防錆鋼板として汎用されている。このような用途では、通常プレス成形により必要形状に加工して使用されることから，耐食性に加えて加工性に優れていることも重要である。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっきした後、加熱合金化処理することにより製造されている。加熱合金化処理には、一般にバーナ加熱方式，高周波誘導加熱方式，両者を併用する加熱方式等を採用した合金化処理炉が使用されている。
【０００３】
特に、自動車車体を軽量化するため多用されるようになってきた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板では、延性の小さな高張力鋼をめっき原板に使用していることから、プレス成形性に及ぼすめっき層表面の摺動性の影響が大きく、多量のζ相が残存するとめっき層の剥離だけでなく、板破断が発生し、プレス成形ができなくなることがある。
そこで、本発明者等は、特開２００１−２７９４０９号公報で、合金化熱処理時にζ相を残存させず、しかもΓ相の成長を抑制して加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、めっき原板の表面に実質的にＦｅからなる層を形成した後、溶融亜鉛めっきを施し、その後合金化熱処理することにより、δ₁相，Γ₁相及び層厚１μｍ以下のΓ相からなるめっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を製造する方法を提案した。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記の製造方法でζ相の生成・残存を防ぐためには、合金化熱処理を５３０℃以上の高い温度で行う必要があった。
ところで、自動車用車体，家電製品等に使用されるめっき鋼板には、加工性の他に強度も要求される。特に、近年、自動車の燃費節減の動向から、自動車ボディの軽量化が図られている。そして材料面では、肉薄化しても強度が確保できるように高強度化が進められている。一般に、低炭素鋼では、高強度化に有効な元素であるＳｉやＭｎが添加されている。そして亜鉛めっき用の原板にも多量のＳｉ，Ｍｎを含有させて高強度化を図っている。
多量のＳｉ、Ｍｎを含有させた鋼板に溶融亜鉛めっきした後、高温で合金加熱処理を施すと鋼板中にパーライトや炭化物を形成するために、鋼板自身の強度及び伸びは著しく低下する。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、溶融亜鉛めっきを施す前のめっき原板の表面にプレＦｅめっき層を形成し、めっき後の合金化熱処理を省略するか、行うにしてもその処理温度を低下させて原板の機械的特性の低下を防ぐことにより、高強度でしかも加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の加工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は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０４〜０．２５質量％，Ｓｉ：０．２〜２．０質量％，Ｍｎ：０．５〜３．０質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下，Ｓ：０．００５質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成をもつ鋼板に、付着量３〜１５ｇ／ｍ^２のＦｅ系めっき層を形成した後、ガス還元焼鈍し、４２０℃以上４９０℃未満の溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、再加熱なしに、又は溶融めっき後に５３０℃未満に加熱して合金化処理を行い、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成したことを特徴とする。
具体的には、製造条件としては、Ｆｅ系めっきを施した鋼板を、７００〜９００℃で焼鈍した後、２〜２００℃／秒の平均冷却速度で３５０〜４９０℃まで冷却し、その温度域に１〜２０分保持した後、溶融亜鉛めっきを施し、直ちに、又は４３０℃以上５３０℃未満の温度に２秒〜２分保持後、５℃／秒以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却して、鋼中の残留オーステナイト量を３体積％以上にする。
【０００７】
鋼板としては、鋼中にさらにＴｉ：０．０４〜０．２質量％，Ｎｂ：０．００３〜０．２質量％の少なくとも１種又は２種、或いはＢ：０．０１質量％以下，Ｍｏ：１．０質量％以下，Ｃｒ：１．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｎｉ：２．０質量％以下，Ｃｏ：１．０質量％以下の少なくとも１種又は２種以上を含むものでも良い。
さらにまた、上記鋼板は、０．０２〜０．１５質量％のＣｕをＣｕ／Ｓ≧５の範囲で含有したものでも良い。
【０００８】
【作用】
本発明者等は、先に特開２００１−２７９４０９号で提案した加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法では、溶融亜鉛めっき後の合金化熱処理として高い温度を必要とするため、その熱処理時に、鋼中にパーライトや炭化物が生成し、鋼板の強度及び延性が低下することを確認した。
そこで、さらに検討を重ねる過程で、溶融Ｚｎめっきを施す前のプレめっきとしてＦｅ系のめっき層を形成しておくと、溶融亜鉛めっき後、合金化が容易に行えるので、合金化処理温度を低く、あるいは溶融亜鉛めっき時に合金化が行えて、鋼材自身の機械的特性、特に延性の低下を抑えることができることを見出したものである。
【０００９】
そして、合金化処理温度を下げることができた理由を次の様に推測した。
鋼中のＭｎ，Ｓｉ濃度が高い場合、通常はＭｎ，Ｓｉがバリアとなり、ＦｅとＺｎの相互拡散を抑制するため、合金加熱処理温度を高くしないと合金化が行われない。これに対して、Ｆｅプレめっき層を形成しておくと、表層に合金化を抑制するＭｎやＳｉが存在しない層が存在することとなり、合金化温度が低くても合金化処理が可能となる。
【００１０】
【実施の態様】
本発明で使用されるめっき原板としては、Ｃ：０．０４〜０．２５質量％，Ｓｉ：０．２〜２．０質量％，Ｍｎ：０．５〜３．０質量％を含み、Ｐ：０．０１５質量％以下，Ｓ：０．００５質量％以下に規制され、さらに必要に応じてＴｉ：０．０４〜０．２質量％，Ｎｂ：０．００３〜０．２質量％の少なくとも１種又は２種、或いはＢ：０．０１質量％以下，Ｍｏ：１．０質量％以下，Ｃｒ：１．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｎｉ：２．０質量％以下，Ｃｏ：１．０質量％以下の少なくとも１種又は２種以上を含むものが使用される。
さらに必要に応じてＣｕ：０．０２〜０．１５質量％をＣｕ／Ｓ≧５の範囲で含むものでもよい。
以下にその詳細を説明する。なお、「％」表示は、特に示さない限り「質量％」を意味する。
【００１１】
Ｃ：０．０４〜０．２５％
Ｃは高強度化に有効である。０．０４％未満ではその効果が得られない。またＣは溶接性に大きな影響を与える元素でもあり、０．２５％を超えると、鋼板のスポット溶接性が著しく低下する。
Ｓｉ：０．２〜２．０％
Ｓｉは高強度化に有効な他、セメンタイトの析出を抑制する作用を有しており、鋼中のパーライト等の生成を抑える効果がある元素である。０．２％未満ではその効果が発揮されない。また、２．０％を超える濃度にした場合、その効果が飽和するとともに、焼鈍時におけるＳｉの拡散現象が著しくなってＦｅ−Ｂめっきを施しても表層にＳｉ酸化膜層が形成してしまい、めっき密着性が低下する。
【００１２】
Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは焼入れ性を向上させ、高強度化に有効な元素である。０．５％未満ではその効果が発揮されない。また、３．０％を超える濃度では、多量のマルテンサイト組織となり、伸びを著しく低下させる。
Ｔｉ：０．００３〜０．２％
Ｎｂ：０．００３〜０．２％
Ｔｉ，Ｎｂは組織を微細化し、高強度化に有効である他、鋼板の穴拡げ性を向上させる作用を有している。Ｔｉ，Ｎｂいずれの場合も、０．００３％未満ではその効果がされない。また、０．２％を超えると効果が飽和し、製造上のコストが高くなるだけである。
【００１３】
Ｂ：０．０１％以下
Ｍｏ：１．０％以下
Ｃｒ：１．０％以下
Ｖ：０．５％以下
Ｎｉ：２．０％以下
Ｃｏ：１．０％以下
これらは、焼入れ性を向上させて高強度化するのに有効な元素である。しかし、Ｂ：０．０１％，Ｍｏ：１．０％，Ｃｒ：１．０％，Ｖ：０．５％，Ｎｉ：２．０％，Ｃｏ：１．０％を超えて添加してもかえって延性の低下が大きくなり、製造上のコストが高くなるだけである。
【００１４】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ｐ，Ｓは鋼板の溶接性に有害な元素であるから、Ｐは０．０１５％以下に、Ｓは０．００５％以下にする。
Ｃｕ：０．０２〜０．１５％，Ｃｕ／Ｓ≧５
Ｃｕは、鋼中の固溶ＳをＣｕＳの形で固定するため、スポット溶接性や耐食性を向上させる作用を有している。十分な効果を得るためには０．０２％以上でＣｕ／Ｓ≧５とする必要がある。しかし、０．１５％を超えて添加してもその効果は飽和し、製造上のコストが高くなるだけである。
【００１５】
Ｆｅ系のプレめっきは付着量３〜１５ｇ／ｍ²の範囲で形成しておく。メッキ付着量が３ｇ／ｍ²に満たないとＦｅ系プレめっき層中だけで十分に合金化が進行しないため、Ｍｎ，Ｓｉが存在する鋼中からの拡散が必要となり、５３０℃未満での合金加熱処理ができなくなる。逆に１５ｇ／ｍ²を超えると、Ｆｅ系めっき層を多くしても合金化に使用されないＦｅめっき層が生じ、製造上のコスト上昇になるだけである。５ｇ／ｍ²以上のＦｅ系めっきにより合金化なしでも合金層の形成が可能である。
【００１６】
Ｆｅ系プレめっき層としては、純Ｆｅの他に、Ｆｅ−Ｂ，Ｆｅ−Ｃ，Ｆｅ−Ｐ，Ｆｅ−Ｎ，Ｆｅ−Ｏ等のめっき層が使用できる。Ｆｅ系プレめっき層に含まれる微量のＢ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏは、Ｓｉ，Ｍｎの濃化を抑制する作用を呈する。
Ｆｅ系プレめっき層は、電気めっき法で形成されるが、片面当り３〜１５ｇ／ｍ²の付着量が得られる限り電気めっき液の種類，浴組成，めっき条件等に特段の制約が加わるものではない。Ｆｅ系プレめっきは、電気めっきラインで実施できるが、溶融めっきラインのガス還元焼鈍炉の前に電気めっき設備を付設してＦｅ系プレめっき及び溶融亜鉛めっきを連続化することが生産性，コスト的に有利である。
【００１７】
溶融亜鉛めっき前のプレめっき鋼板の焼鈍条件によっても、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の機械的特性は変化する。より高延性で高強度を得るための焼鈍条件について以下に説明する。
焼鈍の温度は７００〜９００℃の範囲にする。７００℃未満では、再結晶が十分に行われず、初期オーステナイト量が少なくなって、最終的に残留するオーステナイト量が３体積％未満になってしまう。９００℃を超えると鋼中の炭素が均一に分散し、オーステナイト中の炭素が濃化し難いことから、マルテンサイト変態が生じ、残留オーステナイトが３％未満になってしまう。
焼鈍の雰囲気は還元雰囲気とする。ガス還元雰囲気とする。
ガス還元雰囲気であると、プレめっきされたＦｅ−Ｂが部分的に酸化されていても、ガス還元されて活性な表面状態になり、その後の溶融亜鉛めっきの際めっき層が付着しやすくなる。さらにその後の合金化反応速度も大きくなる。
【００１８】
次に均熱後の平均冷却速度は２〜２００℃／秒とする。平均冷却速度が２℃／秒に満たないと、パーライト変態が生じ強度−延性のバランスを劣化させる。逆に２００℃／秒を超える平均冷却速度では、鋼板の幅方向，長手方向でのズレが大きくなり、均一な組織を得ることができなくなる。
また、冷却の終点温度は３５０〜４９０℃の範囲にする。冷却の終点が４９０℃を超える場合、その温度で保持し続けてもベイナイト変態が進行しないため、３体積％以上のオーステナイトが残留できなくなる。３５０℃未満では、マルテンサイトが大量に生成するため、強度は向上するものの伸びが著しく低下し、成形性等が悪くなる。また３体積％以上の残留オーステナイトが得られなくなる。
【００１９】
保持時間については、短すぎるとベイナイトの生成が不十分で３体積％以上の残留オーステナイトが得られず、マルテンサイト量が多い組織となる。逆に長すぎるとセメンタイトが生成して残留オーステナイト量が少なくなる。このようなことから、保持時間は１〜２０分の範囲とする。
このような製法により、鋼中の残留オーステナイト量を３体積％以上にすることができ、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果による高延性型の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることが可能となる。
【００２０】
ガス還元焼鈍しためっき原板は、溶融亜鉛めっき浴に導入される。
溶融Ｚｎめっき浴としては、浴温を４２０以上４９０℃未満に設定したものを使用する。４２０℃はめっき浴の凝固点であり、また４９０℃以上になると、めっき浴を入れている槽が激しく浸食され、頻繁な交換が必要となるなど、経済的に不利である。
溶融亜鉛めっき浴から引き上げられためっき原板に付着している溶融めっき金属の片面当りめっき付着量をガスワイピングで調整することが好ましい。めっき付着量が多すぎると合金化反応の進行が遅くなって効率的でないので、ガスワイピングでめっき付着量を９０ｇ／ｍ²以下にすることが好ましい。なお、めっき付着量の調整に採用されるガスワイピング法では絞れる下限が３０ｇ／ｍ²である。
【００２１】
ガスワイピング後、鋼板を４３０℃以上５３０℃未満の温度に２〜１２０秒加熱することにより合金化反応を進行させる。加熱温度が４３０℃未満だったり２秒に満たないと合金化が不十分でη−Ｚｎ層が残存することになる。５３０℃以上では、鋼中にパーライトが生成し、残留オーステナイト量が少なくなり、延性の低下につながる。また合金化温度が５３０℃未満であっても、その温度が高いほど残留オーステナイト量は少なくなる傾向であることから、合金化温度は４９０℃未満にすることが好ましい。１２０秒までには合金化は十分に行われ、それ以上の加熱は無意味である。また、Ｆｅ系めっきの付着量が多い場合には、めっき後の加熱なしでも合金層が可能である。
４３０℃以上５３０℃未満×２〜１２０秒の加熱条件が満足される限り、加熱方式は特に制約されるものではなく、バーナー加熱方式，高周波誘導加熱方式，両者を併用した加熱方式等を採用した合金化処理炉が使用される。
合金化処理された鋼板は、板温が２５０℃に到達するまで鋼板を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する。
【００２２】
【実施例】
実施例１：
表１に示した組成をもつ低炭素鋼を溶製し、熱延，酸洗，冷延工程を経て板厚１．０ｍｍ，板幅１０００ｍｍの冷延鋼板を製造した。この冷延鋼板の表面に、次の表２に示すめっき条件で、Ｂ含有量２０ｐｐｍのＦｅ−Ｂプレめっき層を電気めっき法により形成した。
【００２３】

【００２４】

【００２５】
次いで表３に示す条件で焼鈍と溶融亜鉛めっきを施した。亜鉛付着量は４５ｇ／ｍ²に統一し、（４５０〜５５０℃）×２０秒の合金化熱処理を施した。
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、残留オーステナイト量を測定するとともに、引張試験とスポット溶接性の評価試験を行った。
残留オーステナイト量は、鋼板を板厚中心面まで研磨し、回折Ｘ線強度測定によって求めた。
めっき層の合金化状態は、断面観察によりめっき層中にη−Ｚｎ層がない場合を○とし、η−Ｚｎ層が認められたものを×と判定した。
引張試験は、圧延方向に垂直にＪＩＳ−５号試験片を採取し、引張試験した。
スポット溶接性については、供試鋼板を２枚重ねしてダイレクト法でスポット溶接して引張せん断試験試験片を作製し、引張せん断試験を行って、その破断形態によりスポット溶接性の良否を評価した。評価は、健全な破断形態であるボタン破断（母材破断）を○（合格），ナゲット内破断を×（不合格）とした。
なお、スポット溶接条件は、電極；ドームラジアス型，φ６ｍｍ（先端径）、加圧力；３．４ｋＮ、通電時間；１０サイクル、溶接電流値；〔散りが発生する最小電流値＋０．５ｋＡ〕、とした。
その評価結果を表４に示す。
【００２６】

【００２７】

【００２８】
表４に示す結果から、合金化温度を５３０℃以上にすると、残留オーステナイト量が少なくなって、延性が低下している。
合金化温度が５３０℃未満であっても、その温度がより低いほど残留オーステナイト量は多くなっており、それに伴って延性も向上し、引張強度と伸びのバランスがよい合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られている。
【００２９】
実施例２：
表５に示した組成をもつ低炭素鋼を素材として、実施例１と全く同じ方法により、Ｂ含有量２０ｐｐｍのＦｅ−Ｂプレめっき層を、Ｆｅ−Ｂ付着量５．５ｇ／ｍ²で形成した溶融亜鉛めっき原板を用意した。
このプレめっき鋼板に、表６に示す条件の熱処理と溶融亜鉛めっき、並びに合金化熱処理を施した。
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と全く同じ手法で、残留オーステナイト量，引張強度，スポット溶接性を評価した。
その評価結果を表７に示す。
【００３０】

【００３１】

【００３２】

【００３３】
表７に示す結果から、請求項の記載で特定した合金組成を有する鋼種ａ〜ｌを用いた試験Ｎｏ．１１〜２２では、合金化熱処理後の合金化状態はいずれも良好で、いずれも３体積％以上の残留オーステナイトを有し、引張強度と伸びのバランスがよい合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られている。
これに対して、Ｃ含有量の少ない鋼種ｍを使用した試験Ｎｏ．２３では、所望の引張強度が得られない。逆にＣ含有量が多い鋼種ｎを使用した試験Ｎｏ．２４では、スポット溶接性が劣っている。Ｓｉ含有量が少ない鋼種ｏを使用した試験Ｎｏ．２５では、残留オーステナイト量が少なくなって、延性が低下している。逆にＳｉ含有量が多い鋼種ｐを使用した試験Ｎｏ．２６では、表層にＳｉの酸化物が形成され合金化状態が悪くなっている。Ｍｎ含有量が少ない鋼種ｑを使用した試験Ｎｏ．２７では、所望の引張強度が得られない。逆にＭｎ含有量が多い鋼種ｒを用いた試験Ｎｏ．２８では、多量のマルテンサイトが形成されて引張強度は上昇しているが、伸びが著しく低下している。
【００３４】
実施例３：
表１に示した鋼種ａの組成をもつ低炭素鋼を素材として、実施例１と全く同じ方法により、Ｂ含有量２０ｐｐｍのＦｅ−Ｂプレめっき層を、表８に示すようにＦｅ−Ｂ付着量を種々変えて形成した溶融亜鉛めっき原板を用意した。
このプレめっき鋼板に、表８に示すような熱処理条件と溶融亜鉛めっき条件、並びに合金化熱処理条件を施した。
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と全く同じ手法で、残留オーステナイト量，引張強度，スポット溶接性を評価した。
その評価結果を表９に示す。
【００３５】

【００３６】

【００３７】
表９に示す結果からわかるように、プレめっきとして施したＦｅ−Ｂ層の付着量が少ない試験Ｎｏ．３８では、合金化が不十分であった。
所定付着量のＦｅ−Ｂ層を形成したものにあっても、プレめっき後の焼鈍処理条件をより適切なものとすれば、残留オーステナイト量が多くなって、引張強度と伸びのバランスが良いめっき鋼板が得られている。すなわち７００〜９００℃で焼鈍した後、３５０〜４９０℃まで冷却・保持した後に溶融めっきとそれに続く合金化処理を施したものは、上記焼鈍条件を外れたものよりも確実に残留オーステナイト量が多いものが得やすくなっている。引張強度と伸びのバランスが良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【００３８】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明においては、Ｍｎ，Ｓｉを含有する鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す際に、予めＦｅ系のプレめっきを施したものに溶融亜鉛めっきを施すと、めっき後の合金化熱処理を省略、または行うにしてもその温度を低下させることができる。この結果、めっき原板の機械的特性の低下を防ぐことができ、高強度でしかも加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができた。[0001]
[Industrial application fields]
The present invention relates to a method for producing a high-strength steel sheet useful as a member for automobiles, buildings, electrical equipment, and the like, particularly a high-strength galvannealed steel sheet having excellent workability.
[0002]
[Prior art]
Alloyed hot-dip galvanized steel sheets are widely used as rust-proof steel sheets in various fields including automobile bodies and home appliances because they are excellent in corrosion resistance, paintability, adhesion after coating, and weldability. In such an application, since it is usually processed into a required shape by press molding, it is important to have excellent workability in addition to corrosion resistance.
Alloyed hot dip galvanized steel sheets are manufactured by hot galvanizing and then heat alloying. For the heat alloying treatment, an alloying treatment furnace employing a burner heating method, a high frequency induction heating method, a heating method using both in combination, or the like is generally used.
[0003]
In particular, alloyed hot-dip galvanized high-strength steel sheets that have come to be used frequently to reduce the weight of automobile bodies are made of high-tensile steel with low ductility. The effect of the slidability of the layer surface is great, and if a large amount of ζ phase remains, not only peeling of the plating layer but also plate breakage may occur, and press molding may not be possible.
In view of this, the present inventors disclosed in JP-A-2001-279409 an alloyed hot-dip galvanized steel sheet that does not leave the ζ phase during the alloying heat treatment and that suppresses the growth of the Γ phase and has excellent workability. Therefore, after forming a layer consisting essentially of Fe on the surface of the plating original plate, hot dip galvanizing is performed, and then alloying heat treatment is performed, so that the δ ₁ phase, the Γ ₁ phase, and the Γ phase having a layer thickness of 1 μm or less are obtained. A method for producing an alloyed hot-dip galvanized high-strength steel sheet having a plating layer is proposed.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, in order to prevent the formation and remaining of the ζ phase in the above production method, it is necessary to perform the alloying heat treatment at a high temperature of 530 ° C. or higher.
By the way, in addition to workability, strength is required for plated steel sheets used for automobile bodies, home appliances, and the like. In particular, in recent years, the weight of automobile bodies has been reduced due to the trend of reducing fuel consumption of automobiles. In terms of materials, higher strength is being promoted so that strength can be secured even if the thickness is reduced. Generally, in low carbon steel, Si and Mn which are elements effective for increasing the strength are added. Further, a large amount of Si and Mn is also contained in the galvanizing plate so as to increase the strength.
After hot dip galvanizing on a steel sheet containing a large amount of Si and Mn, when alloy heat treatment is performed at a high temperature, pearlite and carbides are formed in the steel sheet, so that the strength and elongation of the steel sheet itself are significantly reduced.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been devised to solve such a problem, and is it possible to form a pre-Fe plating layer on the surface of the plating original plate before hot dip galvanizing and omit the alloying heat treatment after plating? The purpose of the present invention is to provide a method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having high strength and excellent workability by lowering the processing temperature by preventing the deterioration of the mechanical properties of the original sheet. To do.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the object, the method for producing a high-strength galvannealed steel sheet excellent in workability according to the present invention has C: 0.04 to 0.25 mass%, Si: 0.2 to 2.0 mass. %, Mn: 0.5 to 3.0% by mass, P: 0.015% by mass or less, S: 0.005% by mass or less, and the balance adheres to a steel plate having a composition composed of Fe and inevitable impurities. After forming an Fe-based plating layer with an amount of 3 to 15 g / m ² , gas reduction annealing is performed and immersed in a hot dip galvanizing bath at 420 ° C. or higher and lower than 490 ° C. to perform hot dip galvanizing, without reheating or melting After the plating, the alloying treatment is performed by heating to less than 530 ° C., and an alloying hot-dip galvanized layer is formed on the steel sheet surface.
Specifically, as a manufacturing condition, after annealing a steel plate subjected to Fe-based plating at 700 to 900 ° C., the steel plate is cooled to 350 to 490 ° C. at an average cooling rate of 2 to 200 ° C./second, and its temperature range. After holding for 1 to 20 minutes, apply hot dip galvanizing and immediately or hold at a temperature of 430 ° C. or higher and lower than 530 ° C. for 2 seconds to 2 minutes, then cool to 250 ° C. or lower at a cooling rate of 5 ° C./second or higher. Thus, the amount of retained austenite in the steel is set to 3% by volume or more.
[0007]
As a steel plate, at least one or two of Ti: 0.04 to 0.2% by mass, Nb: 0.003 to 0.2% by mass, or B: 0.01% by mass or less, and Mo in steel. : 1.0% by mass or less, Cr: 1.0% by mass or less, V: 0.5% by mass or less, Ni: 2.0% by mass or less, Co: 1.0% by mass or less also not good as it contains more than.
Furthermore, the steel sheet is also not good but the 0.02 to 0.15 mass% of Cu was contained in an amount of Cu / S ≧ 5.
[0008]
[Action]
The present inventors require a high temperature as an alloying heat treatment after hot dip galvanization in the method for producing an alloyed hot dip galvanized high strength steel sheet excellent in workability previously proposed in JP-A-2001-279409. Therefore, during the heat treatment, it was confirmed that pearlite and carbide were generated in the steel, and the strength and ductility of the steel sheet were reduced.
Therefore, in the process of further examination, if an Fe-based plating layer is formed as a pre-plating before hot-dip Zn plating, alloying can be easily performed after hot-dip galvanization, so the alloying temperature can be lowered. It has also been found that alloying can be performed at the time of hot dip galvanizing, and deterioration of mechanical properties of the steel material itself, particularly ductility, can be suppressed.
[0009]
The reason why the alloying treatment temperature could be lowered was estimated as follows.
When the Mn and Si concentrations in steel are high, Mn and Si usually serve as a barrier, and in order to suppress mutual diffusion of Fe and Zn, alloying is not performed unless the alloy heat treatment temperature is increased. On the other hand, when the Fe pre-plated layer is formed, a layer that does not contain Mn or Si that suppresses alloying exists on the surface layer, and alloying treatment is possible even at a low alloying temperature. .
[0010]
Embodiment
The plating base plate used in the present invention includes C: 0.04 to 0.25% by mass, Si: 0.2 to 2.0% by mass, Mn: 0.5 to 3.0% by mass, P : 0.015% by mass or less, S: 0.005% by mass or less, and if necessary, at least Ti: 0.04 to 0.2% by mass, Nb: 0.003 to 0.2% by mass 1 type or 2 types, or B: 0.01 mass% or less, Mo: 1.0 mass% or less, Cr: 1.0 mass% or less, V: 0.5 mass% or less, Ni: 2.0 mass% hereinafter, Co: also the is used 1.0 wt% or less of at least one or more.
Furthermore, Cu: 0.02-0.15 mass% may be included in the range of Cu / S> = 5 as needed.
Details will be described below. The “%” display means “mass%” unless otherwise specified.
[0011]
C: 0.04 to 0.25%
C is effective for increasing the strength. If it is less than 0.04%, the effect cannot be obtained. C is also an element having a great influence on weldability, and if it exceeds 0.25%, the spot weldability of the steel sheet is significantly lowered.
Si: 0.2-2.0%
In addition to being effective for increasing the strength, Si has an effect of suppressing the precipitation of cementite and is an element that has the effect of suppressing the formation of pearlite and the like in steel. If it is less than 0.2%, the effect is not exhibited. In addition, when the concentration exceeds 2.0%, the effect is saturated, and the Si diffusion phenomenon is remarkable during annealing, and even if Fe-B plating is applied, a Si oxide film layer is formed on the surface layer. , Plating adhesion decreases.
[0012]
Mn: 0.5 to 3.0%
Mn is an element that improves hardenability and is effective in increasing strength. If it is less than 0.5%, the effect is not exhibited. On the other hand, if the concentration exceeds 3.0%, a large amount of martensite structure is formed, and the elongation is significantly reduced.
Ti: 0.003-0.2%
Nb: 0.003 to 0.2%
Ti and Nb are effective in making the structure finer and higher in strength, and improving the hole expandability of the steel sheet. In both cases of Ti and Nb, the effect is not achieved at less than 0.003%. On the other hand, if it exceeds 0.2%, the effect is saturated and the production cost is increased.
[0013]
B: 0.01% or less
Mo: 1.0% or less
Cr: 1.0% or less
V: 0.5% or less
Ni: 2.0% or less
Co: 1.0% or less These are effective elements for improving the hardenability and increasing the strength. However, B: 0.01%, Mo: 1.0%, Cr: 1.0%, V: 0.5%, Ni: 2.0%, Co: exceeding 1.0% On the contrary, the decrease in ductility is increased and the manufacturing cost is increased.
[0014]
P: 0.015% or less
S: 0.005% or less P, since S is a harmful element for the welding of the steel sheet, P is below 0.015%, S is you 0.005% or less.
Cu: 0.02-0.15%, Cu / S ≧ 5
Cu fixes the solid solution S in the steel in the form of CuS, and thus has an effect of improving spot weldability and corrosion resistance. In order to obtain a sufficient effect, it is necessary that Cu / S ≧ 5 at 0.02% or more. However, even if added over 0.15%, the effect is saturated and only the manufacturing cost is increased.
[0015]
The Fe-based pre-plating is formed in the range of ^{3 to} 15 g / m ² of adhesion amount. If the amount of plating is less than 3 g / m ² , alloying does not proceed sufficiently only in the Fe-based pre-plated layer, so diffusion from steel in which Mn and Si are present is necessary, and alloys at temperatures below 530 ° C. Heat treatment cannot be performed. On the other hand, if it exceeds 15 g / m ² , an Fe plating layer that is not used for alloying is generated even if the Fe-based plating layer is increased, which only increases the manufacturing cost. An alloy layer can be formed without alloying by Fe-based plating of 5 g / m ² or more.
[0016]
As the Fe-based pre-plated layer, a plated layer of Fe-B, Fe-C, Fe-P, Fe-N, Fe-O or the like can be used in addition to pure Fe. A trace amount of B, C, P, N, and O contained in the Fe-based pre-plated layer exhibits an action of suppressing concentration of Si and Mn.
The Fe-based pre-plated layer is formed by electroplating, but it imposes special restrictions on the type of electroplating solution, bath composition, plating conditions, etc. as long as an adhesion amount of 3 to 15 g / m ² per side can be obtained. is not. Fe-based pre-plating can be carried out in the electroplating line, but it is necessary to install an electroplating facility in front of the gas reduction annealing furnace in the hot-dip plating line to make Fe-based pre-plating and hot-dip galvanizing continuous. Is advantageous.
[0017]
The mechanical properties of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet also change depending on the annealing conditions of the pre-plated steel sheet before hot-dip galvanizing. The annealing conditions for obtaining higher strength with higher ductility will be described below.
Temperature of annealing that be in the range of 700~900 ℃. If it is less than 700 degreeC, recrystallization will not fully be performed, the amount of initial austenite will decrease, and the amount of austenite which remains finally will be less than 3 volume%. When the temperature exceeds 900 ° C., carbon in the steel is uniformly dispersed, and carbon in the austenite is difficult to concentrate. Therefore, martensitic transformation occurs and the retained austenite becomes less than 3%.
The annealing atmosphere is a reducing atmosphere. It shall be the gas reducing atmosphere.
In the gas reducing atmosphere, even if the pre-plated Fe-B is partially oxidized, it is gas reduced to an active surface state, and the plating layer tends to adhere during subsequent hot dip galvanizing. Furthermore, the subsequent alloying reaction rate also increases.
[0018]
Then the average cooling rate after soaking is you and 2 to 200 ° C. / sec. If the average cooling rate is less than 2 ° C./second, pearlite transformation occurs and the balance between strength and ductility is deteriorated. On the contrary, when the average cooling rate exceeds 200 ° C./second, the deviation in the width direction and the longitudinal direction of the steel sheet becomes large, and a uniform structure cannot be obtained.
Moreover, endpoint temperature of the cooling you in the range of from 350 to 490 ° C.. When the end point of cooling exceeds 490 ° C., bainite transformation does not proceed even if the temperature is kept at that temperature, so that 3% by volume or more of austenite cannot remain. If it is less than 350 ° C., a large amount of martensite is generated, so that the strength is improved, but the elongation is remarkably lowered, and the moldability and the like are deteriorated. Also, 3% by volume or more of retained austenite cannot be obtained.
[0019]
If the holding time is too short, the formation of bainite is insufficient, 3% by volume or more of retained austenite cannot be obtained, and the structure has a large amount of martensite. On the other hand, if it is too long, cementite is generated and the amount of retained austenite decreases. For this reason, the retention time is in the range of 1 to 20 minutes.
By such a manufacturing method, the amount of retained austenite in the steel can be 3% by volume or more, and it becomes possible to obtain a high ductility type high strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet by the TRIP effect of retained austenite.
[0020]
The plating original plate subjected to gas reduction annealing is introduced into a hot dip galvanizing bath.
As the hot dip Zn plating bath, one having a bath temperature set to 420 or higher and lower than 490 ° C. is used. 420 ° C. is the freezing point of the plating bath, and if it exceeds 490 ° C., the bath containing the plating bath is eroded violently and requires frequent replacement, which is economically disadvantageous.
It is preferable to adjust the amount of plating deposition per one side of the hot-plated metal adhering to the original plating plate pulled up from the hot-dip galvanizing bath by gas wiping. If the plating adhesion amount is too large, the progress of the alloying reaction is slowed and it is not efficient. Therefore, the plating adhesion amount is preferably 90 g / m ² or less by gas wiping. In the gas wiping method adopted for adjusting the plating adhesion amount, the lower limit of squeezing is 30 g / m ² .
[0021]
After gas wiping, the steel sheet is heated to a temperature of 430 ° C. or higher and lower than 530 ° C. for 2 to 120 seconds to advance the alloying reaction. If the heating temperature is less than 430 ° C. or less than 2 seconds, alloying is insufficient and the η-Zn layer remains. When the temperature is 530 ° C. or higher, pearlite is generated in the steel, the amount of retained austenite is reduced, and ductility is reduced. Even if the alloying temperature is less than 530 ° C, the amount of retained austenite tends to decrease as the temperature increases, so the alloying temperature is preferably less than 490 ° C. By 120 seconds, alloying is sufficiently performed, and further heating is meaningless. Further, when the amount of Fe-based plating is large, an alloy layer can be formed without heating after plating.
As long as the heating condition of 430 ° C. or more and less than 530 ° C. × 2 to 120 seconds is satisfied, the heating method is not particularly limited, and a burner heating method, a high frequency induction heating method, a heating method using both of them is adopted, etc. An alloying furnace is used.
The alloyed steel sheet is cooled at a cooling rate of 5 ° C./second or more until the plate temperature reaches 250 ° C.
[0022]
【Example】
Example 1:
A low carbon steel having the composition shown in Table 1 was melted, and a cold rolled steel sheet having a sheet thickness of 1.0 mm and a sheet width of 1000 mm was manufactured through hot rolling, pickling and cold rolling processes. On the surface of this cold-rolled steel sheet, an Fe—B pre-plated layer having a B content of 20 ppm was formed by electroplating under the plating conditions shown in Table 2 below.
[0023]

[0024]

[0025]
Next, annealing and hot dip galvanizing were performed under the conditions shown in Table 3. The zinc adhesion amount was unified to 45 g / m ^2, and an alloying heat treatment of (450 to 550 ° C.) × 20 seconds was performed.
The obtained galvannealed steel sheet was measured for the amount of retained austenite and subjected to a tensile test and an evaluation test for spot weldability.
The amount of retained austenite was determined by polishing the steel plate to the center surface of the plate thickness and measuring the diffraction X-ray intensity.
As for the alloyed state of the plating layer, the case where there was no η-Zn layer in the plating layer by cross-sectional observation was evaluated as ◯, and the case where the η-Zn layer was observed was determined as x.
In the tensile test, a JIS-5 test piece was sampled perpendicularly to the rolling direction and subjected to a tensile test.
For spot weldability, two test steel sheets were stacked and spot welded by the direct method to produce a tensile shear test specimen, a tensile shear test was performed, and the quality of the spot weldability was evaluated by its fracture form. . In the evaluation, button breakage (base material breakage), which is a sound breakage form, was evaluated as ○ (passed), and the nugget breakage was evaluated as × (failed).
The spot welding conditions were as follows: electrode: dome radius type, φ6 mm (tip diameter), applied pressure: 3.4 kN, energization time: 10 cycles, welding current value; [minimum current value at which scattering occurs +0.5 kA] did.
The evaluation results are shown in Table 4.
[0026]

[0027]

[0028]
From the results shown in Table 4, when the alloying temperature is set to 530 ° C. or higher, the amount of retained austenite decreases and the ductility decreases.
Even if the alloying temperature is less than 530 ° C., the lower the temperature, the greater the amount of retained austenite, and accordingly, the ductility is improved, and the galvannealed steel sheet having a good balance between tensile strength and elongation is obtained. Has been obtained.
[0029]
Example 2:
Using a low carbon steel having the composition shown in Table 5 as a raw material, an Fe—B pre-plated layer having a B content of 20 ppm is formed at the Fe—B adhesion amount of 5.5 g / m ² by the same method as in Example 1. A prepared hot-dip galvanized plate was prepared.
This pre-plated steel sheet was subjected to heat treatment, hot dip galvanizing, and alloying heat treatment under the conditions shown in Table 6.
About the obtained alloyed hot-dip galvanized steel sheet, the amount of retained austenite, tensile strength, and spot weldability were evaluated in exactly the same manner as in Example 1.
The evaluation results are shown in Table 7.
[0030]

[0031]

[0032]

[0033]
From the results shown in Table 7, test Nos. Using steel types a to l having the alloy composition specified in the claims. 11-22, the alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a good balance of tensile strength and elongation is obtained, all having good alloying state after the alloying heat treatment, and having 3% by volume or more of retained austenite. Yes.
On the other hand, test No. using a steel type m having a low C content. In 23, a desired tensile strength cannot be obtained. Conversely, test No. using steel type n with a high C content. In 24, spot weldability is inferior. Test No. using steel type o with low Si content. In No. 25, the amount of retained austenite is reduced and ductility is reduced. Conversely, test No. using a steel type p having a high Si content. In No. 26, an oxide of Si is formed on the surface layer and the alloyed state is deteriorated. Test No. using steel type q with low Mn content. In 27, the desired tensile strength cannot be obtained. On the contrary, test No. using a steel type r having a high Mn content. In No. 28, a large amount of martensite is formed and the tensile strength is increased, but the elongation is significantly decreased.
[0034]
Example 3:
Using a low-carbon steel having the composition of steel type a shown in Table 1 as a raw material, an Fe—B pre-plated layer having a B content of 20 ppm was adhered to Fe—B as shown in Table 8 in exactly the same manner as in Example 1. Hot dip galvanized original plates formed in various amounts were prepared.
The pre-plated steel sheet was subjected to heat treatment conditions, hot dip galvanizing conditions, and alloying heat treatment conditions as shown in Table 8.
About the obtained alloyed hot-dip galvanized steel sheet, the amount of retained austenite, tensile strength, and spot weldability were evaluated in exactly the same manner as in Example 1.
The evaluation results are shown in Table 9.
[0035]

[0036]

[0037]
As can be seen from the results shown in Table 9, test No. 1 with a small amount of Fe—B layer applied as pre-plating is small. In No. 38, alloying was insufficient.
Even if a predetermined amount of Fe-B layer is formed, if the annealing conditions after pre-plating are made more appropriate, the amount of retained austenite increases, and the balance between tensile strength and elongation is good. A steel plate is obtained. That is, after annealing at 700 to 900 ° C., cooling and holding to 350 to 490 ° C., and then subjecting to hot dip plating and subsequent alloying treatment, the amount of retained austenite is surely larger than that outside the above annealing conditions Things are getting easier. A high-strength galvannealed steel sheet with a good balance between tensile strength and elongation can be obtained.
[0038]
【The invention's effect】
As explained above, in the present invention, when alloyed hot dip galvanizing is performed on a steel sheet containing Mn and Si, if hot dip galvanizing is performed on a pre-plated Fe-based plating, Even if the alloying heat treatment is omitted or performed, the temperature can be lowered. As a result, it was possible to prevent deterioration of the mechanical properties of the original plating plate, and to produce an galvannealed steel plate having high strength and excellent workability.

Claims

C: 0.04 to 0.25 mass%, Si: 0.2 to 2.0 mass%, Mn: 0.5 to 3.0 mass%, P: 0.015 mass% or less, S: 0.005 includes the following mass%, the steel sheet having the balance consisting of Fe and unavoidable impurities, after forming the Fe-based plating layer of the deposited amount 3 to 15 g / ^{m 2,} gas reduction annealing at 700 to 900 ° C., 2 After cooling to 350 to 490 ° C at an average cooling rate of ~ 200 ° C / second and holding in that temperature range for 1 to 20 minutes, it is immersed in a hot dip galvanizing bath at 420 ° C or higher and lower than 490 ° C to perform hot dip galvanizing. , Immediately or held at a temperature of 430 ° C. or more and less than 530 ° C. for 2 seconds to 2 minutes, and then cooled to 250 ° C. or less at a cooling rate of 5 ° C./second or more to increase the amount of retained austenite in the steel to 3% by volume or more. to, characterized in that to form a galvannealed layer on the surface of the steel sheet Method of producing a high strength galvannealed steel sheet excellent in workability that.

The high strength excellent in workability according to claim 1, wherein the steel sheet further contains at least one or two of Ti: 0.04 to 0.2 mass% and Nb: 0.003 to 0.2 mass%. A method for producing a galvannealed steel sheet.

Steel sheet is further B: 0.01% by mass or less, Mo: 1.0% by mass or less, Cr: 1.0% by mass or less, V: 0.5% by mass or less, Ni: 2.0% by mass or less, Co The method for producing a high-strength galvannealed steel sheet excellent in workability according to claim 1 or 2, comprising at least one or more of 1.0% by mass or less.

The steel sheet further contains Cu: 0.02 to 0.15 mass% in a range of Cu / S ≧ 5. The high-strength galvannealed steel sheet excellent in workability according to claim 1. Production method.