JP4552310B2

JP4552310B2 - Hot-dip galvanized steel sheet excellent in strength-ductility balance and plating adhesion and method for producing the same

Info

Publication number: JP4552310B2
Application number: JP2000340871A
Authority: JP
Inventors: 善継鈴木; 千昭加藤
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1999-11-08
Filing date: 2000-11-08
Publication date: 2010-09-29
Anticipated expiration: 2020-11-08
Also published as: JP2002088459A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、複雑なプレス成形加工にも充分に耐え得る強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
通常、熱延鋼板および冷延鋼板は、強度の上昇に伴って全伸びや曲げなどの延性が低下するため、複雑なプレス加工が困難になる。
また、一般に、鋼板の強度を増加させるために、Mn，Si等の元素を添加し、固溶強化と良好な複合組織化を図ることによって、強度−伸びバランスを改善することが有利であることが知られている。
【０００３】
しかしながら、Mn，Si等は酸化されやすい元素であるため、多量に添加すると、焼鈍時にSiやMn等の表面濃化物が鋼板表面に析出して溶融亜鉛との濡れ性が劣化し、地鉄との反応性が阻害される。
このため、めっき密着性が劣化して加工時にパウダリングやフレーキングなどと呼ばれるめっき剥離が発生する。
【０００４】
上記の問題を改善し、加工性などに優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法として、例えば特開平5-179356号公報や特開平5-51647 号公報では、熱延巻取り時に焼入れ急冷し、溶融亜鉛めっきラインにおいて２相域で焼鈍した後、めっきを施す方法が提案されている。
しかしながら、実際には、Siが少しでも添加されていると、めっき密着性が劣化してめっき剥離が発生し易いという問題があった。
【０００５】
そのため、従来は、SiやMn含有量の多い鋼板を母材とした場合には、めっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは、事実上不可能とされていた。
また、(1) 特開2000-212648 、(2) 国際公開番号：WO 98/30729 および(3) 国際公開番号：WO 00/50659 の発明において、それぞれ、(1) Moを含有する高強度鋼板のめっき方法、(2) 鋼板の地鉄表層部に酸化物層を有するめっき鋼板および(3) 黒皮母板焼鈍による酸化物層を有するめっき鋼板が提案されている。
【０００６】
上記した(1) の発明によれば、高強度かつめっき密着性に優れためっき鋼板を得ることが可能であるが、母材のミクロ組織についての規制が不十分であるため、強度と同様に必要とされる所望の延性を得ることができず、また、内部酸化物層の規定がないため、本発明で必要な近年要求される強度−延性バランスとめっき密着性に対する厳しい要求に応えるには不十分である。
【０００７】
また、上記した(2) の発明は、鋼成分の選択によって高強度が得られ、めっき密着性に優れためっき鋼板であるが、上記(1) の発明と同様に母材の組織について規制していないため、強度と同様に必要とされる所望の延性を得ることができず、本発明において必要とする性能を満足するためには不十分である。
また、めっき品質の観点から、近年の高強度鋼板の使用量増加による使用部位の多様化によって、従来以上の厳しいめっき密着性が要求され、内部酸化物層の形成のみでは上記しためっき密着性に対する要求を満足することが困難になっている。
【０００８】
このため、本発明で開示するようにめっき層直下の地鉄成分まで制御しなければ上記した厳しい要求を満足することは困難である。
また、上記した(3) の発明は、上記した(2) の発明と同様に、鋼成分の選択によって高強度が得られるめっき鋼板であるが、上記(1) の発明と同様に母材の組織については規制していないため、強度と同様に必要とされる所望の延性を満たすことができず、本発明において必要とする性能を満足するためには不十分である。
【０００９】
また、上記した(2) の発明と同様に、従来以上に厳しいめっき密着性に対する要求から、本発明で開示するようにめっき層直下の地鉄成分まで制御しなければ上記した厳しい要求を満足することは困難である。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、前記した従来技術の問題点を解決し、母材鋼板（：地鉄）中にSiやMnを多量に含有する場合であっても、めっき密着性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、すなわち強度−延性バランスとめっき密着性の両者に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【００１１】
また、本発明は、上記した優れた性能を有する溶融亜鉛めっき鋼板の有利な製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
第１の発明は、溶融亜鉛めっき鋼板の地鉄平均組成で、Ｃ：0.05〜0.25mass％、Si： 2.0mass％以下、Mn： 1.0〜2.5 mass％、Al： 0.005〜0.10mass％、Ｐ： 0.015mass％以下、Ｓ：0.010mass ％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成になり、めっき層直下５μｍまでの地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％以下で、しかも地鉄組織が、焼戻しマルテンサイト相と微細マルテンサイト相を併せて50％以上の分率でマルテンサイト相を含み、残部はフェライト相および残留オーステナイト相からなることを特徴とする、強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１３】
前記した強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の発明においては、前記しためっき層直下の地鉄表層部で、Ｃ濃度が0.02mass％以下の領域の結晶粒界および結晶粒内の少なくとも一方に、Si酸化物、Mn酸化物、Fe酸化物およびこれらの複合酸化物から選ばれる少なくとも１種を含む酸化物が存在し、しかも地鉄表層部における酸化物生成量が酸素量に換算して１〜200mass-ppm であることが好ましい。
また、前記した地鉄平均組成がNb： 0.005〜0.10mass％およびTi：0.01〜0.20mass％から選ばれる少なくとも１種および／またはCr、NiおよびMoから選ばれる１種または２種以上を合計量で0.10〜1.0 mass％を含有することが好ましい。
【００１４】
また、前記めっき層中のFe含有量が８〜12mass％であることが好ましい。
第２の発明は、鋼板平均組成で、Ｃ：0.05〜0.25mass％、Si： 2.0mass％以下、Mn： 1.0〜2.5 mass％、Al： 0.005〜0.10mass％、Ｐ： 0.015mass％以下、Ｓ：0.010mass ％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成になる熱延鋼板または冷延鋼板を、下記式(1) を満足する雰囲気中で 800〜1000℃の温度に加熱した後、冷却し、酸洗減量がFe換算で0.05〜５g/m²となる条件で鋼板表面を酸洗し、その後、再度、鋼板を 700〜850 ℃の温度に加熱した後、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００１５】
log(H₂O/H₂)≧ 2.5〔Ｃ〕−3.5 ………(1)
ここで、H₂O/H₂：雰囲気中の水分と水素ガスの分圧比、〔Ｃ〕：鋼中Ｃ量（mass％）を示す。
前記した強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の発明においては、前記した地鉄平均組成がNb： 0.005〜0.10mass％およびTi：0.01〜0.20mass％から選ばれる少なくとも１種および／またはCr、NiおよびMoから選ばれる１種または２種以上を合計量で0.10〜1.0 mass％を含有することが好ましい。
また、前記した溶融亜鉛めっき処理後、450 〜550 ℃の温度で合金化処理を施すことが好ましい。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明をさらに詳細に説明する。
先ず、本発明の基になった実験について説明する。
Ｃ：0.15mass％，Si： 1.0mass％，Mn： 1.5mass％，Ｐ：0.01mass％，Ｓ： 0.003mass％，Al：0.04mass％，Ｎ： 0.002mass％およびＯ： 0.002mass％を含有する組成になる、厚さ30mmのシートバーを1200℃で加熱し、５パスで厚さ： 2.0mmの熱延鋼板とした後、 500℃で巻き取った。
【００１７】
その後、酸洗によって黒皮状酸化物を除去した後、焼鈍炉で 900℃，80秒間の焼鈍後、10〜80℃／ｓの速度で 300℃まで急冷し、次いで60℃−５％塩酸で10秒間酸洗して表面濃化物を除去した。
次に、酸洗後の鋼板を、竪型焼鈍めっき装置で 750℃，20秒間の焼鈍後、10〜80℃／ｓの速度で 470℃まで急冷した後、浴中Al濃度0.15mass％，浴温 465℃の溶融亜鉛めっき浴中にて１秒間のめっき処理を施した。
【００１８】
こうして得られた溶融亜鉛めっき鋼板の機械的性質、めっき密着性、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度、めっき層直下の組織（地鉄表層部組織）および地鉄組織（内部組織）について下記方法で調査した。
(1) 溶融亜鉛めっき鋼板の機械的性質：
強度（ＴＳ）が590MPa以上で、かつ、伸び（Ｅｌ）が35％以上のものを良好とし、それ以外のものを不良とした。
【００１９】
(2) めっき密着性：
溶融亜鉛めっき鋼板にセロハンテープを貼り、セロハンテープを貼った側を圧縮側として90°曲げ戻しの後、セロハンテープを剥離し、このセロハンテープに付着しためっき層量について、セロハンテープ単位長さ（ｍ）当たりの蛍光Ｘ線によるZnカウント数：κを測定し、表１の基準に照らして、ランク１，２のものを良好、３以上のものを不良として評価した。
【００２０】
【表１】

【００２１】
(3) めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度の定量方法：
インヒビターとしてトリエタノールアミンを２mass％添加した８mass％NaOH水溶液：100 （体積）に対して35mass％H₂O₂水溶液：４（体積）を加えた混合液を用いて、めっき層（Fe-Zn 合金層、Fe-Al 合金層の両者をも含む）のみを溶解除去した。
【００２２】
次に、地鉄表層部を60℃−５mass％HCl 水溶液を用いて、酸洗前後の鋼板重量を指標とした地鉄表層部における減肉量を見積もる重量法に基づき５μm 溶解した。
次に、得られた溶解液を蒸発乾固し、得られた乾固物のＣ量をJIS 規格法（G 1211）による燃焼−赤外線吸収法を用いて定量し、該定量結果に基づきめっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度を求めた。
【００２３】
(4) 地鉄組織、マルテンサイト相の分率：
樹脂に埋め込んだ鋼板断面を、粒界腐食液である下記ナイタール液でエッチングした。
次に、電子顕微鏡によって倍率：1000倍でフェライト相、ベイナイト相、パーライト相を観察した。
【００２４】
〔ナイタール液：〕
69mass％HNO₃水溶液：３ vol％、エタノール：97 vol％
マルテンサイト相については、上記したナイタール液によるエッチング後、再研磨し、腐食層を削り取り、下記のマルテンサイトエッチング液を用いてエッチングした後、電子顕微鏡によって倍率：1000倍で観察後、画像解析によって100mm 四方の正方形領域内に存在するマルテンサイト相の占有面積率を求め、マルテンサイト相の体積率とした。
【００２５】
〔マルテンサイトエッチング液：〕
１mass％ピロ亜硫酸ナトリウムのピクラール溶液（：４ｇピクリン酸／100cc エタノール）
なお、マルテンサイト相、フェライト相、オーステナイト相の観察領域は、表層50μｍ以外の板厚方向の平均的な位置に定めた。但し、中心偏析などの外乱部は避けるようにした。
【００２６】
残留オーステナイト量は鋼板より採取した試片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線はMoＫα線を使用し、試片中の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。
【００２７】
得られた結果を整理して図１に示す。
図１に示すように、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％以下で、しかも地鉄組織中のマルテンサイト相の分率が50％以上の場合に、強度−延性バランスに優れ、かつめっき密着性も良好な溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができた。
【００２８】
なお、マルテンサイト相以外の地鉄組織は、フェライト相および残留オーステナイト相で構成される第２相からなっていた。
これに対し、上記の範囲を外れた場合には、強度−延性バランスかめっき密着性の少なくともいずれかについて良好な結果が得られなかった。
上記した知見に基づき、本発明では、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度を0.02mass％以下に制限すると共に、地鉄組織について、マルテンサイト相を50％以上の分率で含み、残部はフェライト相および残留オーステナイト相で構成される第２相からなる組織に限定した。
【００２９】
次に、本発明において母材鋼板（地鉄）の成分組成範囲を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.05〜0.25mass％
Ｃは、必要な強度を得るために、また最終組織を高加工性が得られる焼戻しマルテンサイトと微細マルテンサイトの複合組織とするために不可欠な元素であり、鋼中Ｃ含有量は0.05mass％以上に限定する必要がある。
【００３０】
しかしながら、鋼中Ｃ含有量が0.25mass％を超える場合、溶接性が悪化するだけでなく、連続式溶融亜鉛めっきライン（以下、ＣＧＬとも記す）における焼鈍後の冷却時の焼入れ性が悪化し、所望の複合組織を得ることが難しくなる。
すなわち、本発明では、ＣＧＬ焼鈍後の冷却時に焼入れすることによって所望の複合組織を得ることが必須である。
【００３１】
しかしながら、後述するように、めっき浴侵入板温は 450〜500 ℃であるため、冷却温度制御領域の上限である 600℃になるまでに所望の複合組織を形成させなければならず、良好な焼入れ性を確保し、所望の複合組織を形成させることが不可欠の条件である。
したがって、上記の観点から、鋼中Ｃ含有量を0.05〜0.25mass％の範囲に限定した。
Si： 2.0mass％以下
Siは、固溶強化と良好な複合組織化を助長して、強度−伸びバランスを有利に改善する作用があり、加工性の改善に有用な元素である。
【００３２】
しかしながら、鋼中Si含有量が 2.0mass％を超える場合、めっき密着性が劣化するため、鋼中Si含有量の上限を 2.0mass％とした。
また、強度−伸性バランスの面から、鋼中Si含有量の下限は0.1 mass％とすることが好ましい。
すなわち、本発明においては、鋼中Si含有量が 0.1〜 2.0mass％であることがより好ましい。
Mn： 1.0〜2.5 mass％
Mnは、Ｃと同様、必要な強度と所望の複合組織を得る上で有用なだけでなく、ＣＧＬ焼鈍後における良好な焼入れ性を確保するためにも重要な元素である。
【００３３】
しかしながら、鋼中Mn含有量が 1.0mass％未満の場合、その添加効果は乏しく、逆に、鋼中Mn含有量が 2.5mass％を超える場合、溶接性が劣化する。
したがって、鋼中Mn含有量を 1.0〜2.5 mass％の範囲に限定した。
Al： 0.005〜0.10mass％
Alは、脱酸作用によって鋼の清浄度を高める有用元素であるが、鋼中Al含有量が 0.005mass％未満の場合、その添加効果は乏しく、逆に、0.10mass％を超えて添加しても、その効果が飽和し、かえって伸び特性の劣化を招く。
【００３４】
したがって、鋼中Al含有量を 0.005〜0.10mass％の範囲に限定した。
本発明では、基本的に上記したＣ，Si，MnおよびAl量が所定の範囲を満足していれば所望の効果を得ることができる。
本発明では、さらに、材質特性の一層の改善のために、必要に応じて以下に述べる元素を適宜添加することができる。
Nb： 0.005〜0.10mass％およびTi：0.01〜0.20mass％から選ばれる少なくとも１種
NbおよびTiは、いずれも析出強化元素であり、適量で使用すれば溶接性を劣化させることなく、強度の改善を図ることができる。
【００３５】
しかしながら、Nb，Tiとも添加量が上記の下限に満たないと、その添加効果は乏しい。
一方、Nb，Tiとも上記の上限を超えて添加しても、その効果が飽和する。
したがって、NbおよびTiから選ばれる少なくとも１種を、上記の範囲で含有させることが好ましい。
Cr，NiおよびMoから選ばれる１種または２種以上：合計量で0.10〜1.0 mass％
Cr，NiおよびMoは、いずれも焼入れ性を向上させる元素であり、適量を使用すると連続焼鈍ライン（以下、ＣＡＬとも記す）における焼鈍、冷却時点でのマルテンサイト比率の増大とマルテンサイトのラス構造を微細化する作用を有する。
【００３６】
このため、Cr，NiおよびMoのうちの１種または２種以上を添加すると、次工程のＣＧＬ焼鈍時における２相域再加熱−冷却処理時の焼入れ性を良好にし、冷却後の最終的な複合組織を良好なものにして、各種の成形加工性を向上させることができる。
このような効果を得るためには、Cr，NiおよびMoのうちの１種または２種以上を、合計量で少なくとも0.10mass％添加するのが望ましい。
【００３７】
しかしながら、いずれも高価な元素であるため、製造コストの観点から、上限はCr，NiおよびMoの合計量で 1.0mass％とするのが望ましい。
その他、不純物成分については次の通りである。
Ｐ，Ｓは、いずれも偏析の助長，非金属介在物の増加などを生じ、各種加工性に対して悪影響を及ぼすため、極力低減することが望ましい。
【００３８】
しかしながら、Ｐについては 0.015mass％以下、またＳについては0.010mass ％以下の範囲で許容できる。
但し、製造コストの観点からＰ含有量の好適下限値は 0.001mass％、Ｓ含有量の好適下限値は0.0005mass％である。
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の鋼（地鉄）組織および好適製造条件について説明する。
【００３９】
厚さ 300mm程度の連続鋳造スラブを、1200℃程度に加熱して、熱間圧延によって厚さ 2.3mm程度に仕上げた後、 500℃程度の温度で巻き取って熱延鋼板とする。
なお前述した通り、焼入れ急冷処理を連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）で行うため、母材鋼板は熱延鋼板、冷延鋼板の種類を問わない。
【００４０】
したがって、最終用途に応じて板厚を調整するため、必要に応じて冷間圧延を行っても良い。次工程以降の製造条件に従えば、この段階での圧延による影響は特に認められないため、圧下率は特に限定する必要はない。
地鉄組織；
本発明に従い、地鉄組織を焼戻しマルテンサイト相と微細マルテンサイト相を主体とすることによって良好な機械的特性が得られる。
【００４１】
その理由は以下の通りである。
すなわち、軟質相である焼戻しマルテンサイト相は加工初期段階で変形を受け持つ。
一方、硬質相である微細マルテンサイト相は、はるかに変形能が大きいため、軟質相の加工硬化が微細マルテンサイトの強度と同程度になったとき、硬質相も変形を受け持つようになる。
【００４２】
このため、それ以降の段階で軟質相と硬質相が一体となって変形が進み、しかも硬質相がボイド核として作用することがないため、破断変形時期が遅延し、この結果、高加工性が得られる。
この効果は、地鉄組織中の両マルテンサイト相の分率が大なほど良好である。
このため、本発明においては、地鉄組織中の両マルテンサイト相の分率を、合計で50％以上と規定した。
【００４３】
なお、上記した微細マルテンサイト相とは、粒径が５μm 以下のマルテンサイト相を示す。
また、上記した両マルテンサイト相の合計分率は、前記したように、樹脂に埋め込んだ鋼板断面をエッチングし、エッチング面の電子顕微鏡観察および画像解析によるマルテンサイト相の占有面積率の測定によって求めることができる。
【００４４】
このような組織を得る方法としては、ＣＡＬで800 〜1000℃で焼鈍後、冷却速度を速くして冷却速度を40℃／ｓ以上、冷却後の温度を 300℃以下にする等の方法がある。
また、残部組織を、フェライト相および残留オーステナイト相からなることとしたのは、フェライト相と残留オーステナイト相を含む複合組織は、降伏比を下げるなど、他の機械的特性の改善に寄与するからである。このような特徴は、ベイナイト，パーライト等を含む複合組織では得られない。
【００４５】
したがって、マルテンサイト相以外の第２相はフェライト相と残留オーステナイト相からなるものとした。
また、これらの組織は、ＣＡＬ焼鈍後に再度該鋼板をＣＧＬにおいて700 〜850 ℃、より好ましくは 725〜840 ℃の温度範囲内で再加熱し、冷却速度を２℃／ｓ以上、冷却後の温度を 600℃以下にすることにより、元々組織がマルテンサイトであった部分のラス部において微細なオーステナイト相が生成されることによって形成される。
めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度；
上記しためっき層直下の地鉄表層部とは、めっき層剥離後の地鉄表面から深さ方向５μｍ以内の領域であり、めっき時およびその後必要に応じて行う加熱合金化時の合金化反応に関与すると考えられる領域を指す。
【００４６】
上記しためっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％を超える場合、固溶できないＣがセメンタイト（ Fe₃Ｃ）等の析出物となり、該析出物がめっき時およびその後必要に応じて行う加熱合金化時に地鉄とZnとの反応を妨げるため、めっき密着性が阻害される。
これに対して、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％以下の場合は、上記した析出物が生成しないため、地鉄の平均Ｃ含有量が0.05mass％以上の高Ｃ含有鋼板であっても、めっき密着性が改善され良好になるものと考えられる。
【００４７】
上記したような地鉄表層部のみＣ濃度を低減する方法は、特に限定しないが、一例を挙げると、鋼板を高い露点雰囲気で焼鈍することによって表層部を脱炭する方法が挙げられる。
なお、めっき層直下の鋼中Ｃ濃度（地鉄表層部のＣ濃度）の測定は、下記▲１▼〜▲３▼の内のいずれかの方法などによって行うことができる。
【００４８】
▲１▼：下記に示すインヒビター含有アルカリ溶液で、めっき層（Fe-Zn 合金層、Fe-Al 合金層の両者を含む）のみを溶解除去した後、地鉄表裏面を60℃−５mass％HCl 水溶液を用いて、酸洗前後の重量を指標にして減厚量を見積もる重量法に基づき５μm 溶解する。
次に、溶解液を蒸発乾固し、得られた乾固物について、JIS 規格G 1211の燃焼−赤外線吸収法を用いてＣ量を定量する。
【００４９】
〔インヒビター含有アルカリ溶液：〕
２mass％トリエタノールアミン含有８mass％NaOH水溶液：100(体積) に対して35mass％H₂O₂水溶液：４（体積）を加えた溶解液
▲２▼：地鉄表層断面を電子プローブＸ線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）等の分析装置で定量する。
【００５０】
▲３▼：地鉄表層部のみを電気化学的に溶解して溶解液中のＣ濃度を定量する。
なお、後記する本発明の実施例においては、上記▲１▼の方法を採用した。
また、セメンタイト析出の有無については、鋼板断面をエッチングした後、光学顕微鏡や電子顕微鏡等で観察することによって容易に判別することができる。
さらに、上記した地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％以下の領域において、鋼中元素であるSi，Mn，Feを含有する酸化物、すなわちSi酸化物，Mn酸化物，Fe酸化物およびこれらの複合酸化物から選ばれる少なくとも１種を含む酸化物が、結晶粒界および結晶粒内の少なくとも一方に存在すると、めっき皮膜の曲げ加工時にめっき層／地鉄界面に微細なクラックが導入されることによって応力が緩和される。
【００５１】
この結果、めっき密着性がより顕著に改善される効果が得られる。
これに対して、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％を超え、セメンタイト（ Fe₃Ｃ）等の析出物が存在する場合は、めっき密着性の改善効果は小さい。
この理由は、セメンタイトがクラック導入を妨げるためと考えられる。
【００５２】
したがって、良好なめっき密着性改善効果を得るためには、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％以下の領域において、鋼中元素であるSi，Mn，Feを含有する上記の各種酸化物を結晶粒界および結晶粒内の少なくとも一方に存在させることが望ましい。
本発明において、地鉄表層部における酸化物生成の有無は、鋼板断面をピクラール溶液（：４ｇピクリン酸／100cc エタノール）でエッチングし、エッチング面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することによって調べることができ、この場合、粒界か粒内の少なくとも一方に酸化物層が 0.1μｍ以上生成していれば酸化物層が生成していると考えて良い。
【００５３】
酸化物の種類は、抽出物を誘導結合プラズマ発光分析法（ＩＣＰ発光分析法：Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectrometry ）で分析することによって同定できる。
上記した地鉄表層部における酸化物の生成量は、酸素量に換算して１〜200mass-ppm 程度とするのが好適である。
【００５４】
この理由は、酸化物の生成量が酸素量に換算して１mass-ppm未満の場合、酸化物の生成量が過少であるため、十分なめっき密着性の改善効果が得られず、逆に、酸化物の生成量が酸素量に換算して200mass-ppm を超える場合、酸化物の生成量が過剰であるため、かえってめっき密着性の劣化を招くからである。
ここで、地鉄表層部における酸化物生成量の酸素量換算値は、インヒビターを添加したアルカリ性水溶液でめっき層を剥離、除去した後の鋼板の酸素量、および、めっき層を剥離、除去した後の鋼板表裏面を機械的方法で 100μｍ程度研磨して得られた鋼板の酸素量のそれぞれを不活性ガス融解赤外線吸収法で測定し、前者の酸素量と後者の酸素量との差から求められる。
加熱処理（焼鈍）；
熱延鋼板や冷延鋼板の加熱温度は 800〜1000℃とする必要がある。
【００５５】
その理由は、加熱温度が 800℃未満の場合、脱炭反応が不十分なため、良好なめっき密着性が得られず、逆に、1000℃を超える場合、炉体の損傷が著しいからである。
また、加熱処理（焼鈍）時の雰囲気中の水素濃度は１〜100vol％とするのが好ましい。
【００５６】
これは、１vol ％未満の場合、鋼板表面の鉄が酸化され、めっき性を損なう可能性が高いからである。
また、鋼板は、下記式(1) の関係を満足する雰囲気条件下で加熱する必要がある。
log(H₂O/H₂)≧ 2.5〔Ｃ〕−3.5 ………(1)
ここで、H₂O/H₂：雰囲気中の水分と水素ガスの分圧比、〔Ｃ〕：鋼中Ｃ量（mass％）を示す。
【００５７】
すなわち、良好なめっき密着性を得るためには表層部を脱炭する必要があるが、Ｃ量が増えるとＣによってＯ（酸素）の消費量が増え、十分な脱炭を図るためには、焼鈍炉雰囲気中の（H₂O/H₂）比を高める必要がある。
また、脱炭時に発生するCOが同時に内部酸化反応を促進するため、結晶粒界および結晶粒内で酸化物の生成が促進される。
【００５８】
したがって、前記した式(1) の範囲で加熱することが重要である。
上記した加熱処理による焼鈍後、冷却し、その後、酸洗減量がFe換算で0.05〜５g/m²となる条件で鋼板表面を酸洗して酸化物を除去する。
その理由は、酸洗減量がFe換算で0.05g/m²未満の場合、酸洗が不十分で過剰な酸化物が残存して、めっき密着性の劣化を招き、逆に、酸洗減量がFe換算で５g/m²を超える場合、鋼板表面が荒れて、溶融亜鉛めっき後の鋼板の外観が損なわれるだけでなく、甚だしい場合には内部酸化層や脱炭層も除去されてしまうからである。
【００５９】
このため、必要に応じて酸洗時の酸濃度、酸洗液の液温などを調整して、酸洗減量をFe換算で0.05〜５g/m²の範囲に調整する。
なお、上記した酸洗減量のFe換算値は、酸洗前後の鋼板重量から求めることができる。
酸洗に用いる酸としては、塩酸が特に好ましいが、その他、硫酸や硝酸、リン酸等を使用しても良く、またこれらの酸と塩酸とを併用しても何ら差し支えなく、酸の種類は特に制限を受けるものではない。
溶融亜鉛めっき条件；
上記のようにして調製した鋼板を、溶融亜鉛めっきラインでめっき処理することによって、強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【００６０】
すなわち、連続式溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）において、再度、鋼板を還元性雰囲気下、 700〜850 ℃の温度に加熱した後、溶融亜鉛めっき処理を施す。
加熱温度が 700℃未満の場合、酸洗で鋼板表面に生成した酸化物の還元が不十分となり、めっき密着性が劣化し、逆に、加熱温度が 850℃を超える場合、再度Siの表面濃化が起こるため、めっき密着性の劣化が避けられない。
【００６１】
また、溶融亜鉛めっき浴としては、Alを0.08〜0.2 mass％含有する溶融亜鉛めっき浴が好適であり、浴温は 450〜500 ℃が好ましい。
さらに、浴中に侵入するときの鋼板温度は 450〜500 ℃が好ましい。
また、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき付着量は、鋼板片面当たり、すなわち、めっき付着単位面積当たり20〜120g/m² であることが好ましい。
【００６２】
これは、上記めっき付着量が20g/m²未満の場合は、耐食性が低下し、逆にめっき付着量が120g/m² を超える場合、耐食性向上効果が実用上飽和し、経済的でないためである。
こうして得られた溶融亜鉛めっき鋼板は、必要に応じて加熱合金化処理を施すことが可能である。
【００６３】
加熱合金化は特に溶接性を向上させるために好ましく、使用目的に応じて加熱合金する場合としない場合に分かれる。
加熱合金化は 450〜550 ℃の温度範囲内、特に 480〜520 ℃の温度範囲内で行うことが望ましい。
その理由は、加熱合金化温度が 450℃未満の場合、合金化がほとんど進行せず、逆に、 550℃を超える場合、合金化が過度に進行してめっき密着性が劣化し、またパーライト生成が生じ、所望の組織が得られなくなるためである。
【００６４】
また、合金化後のめっき層中のFe拡散量、すなわちめっき層中のFe含有量は、８〜12mass％の範囲に規制することが望ましい。
その理由は、Fe拡散量が８mass％未満の場合、焼けムラが発生するだけでなく、合金化が不十分なため摺動性が劣化し、逆に、Fe拡散量が12mass％を超える場合、過合金によってめっき密着性が劣化するからである。
【００６５】
合金化後のめっき層中のFe拡散量、すなわちめっき層中のFe含有量は、より好ましくは９〜10mass％である。
なお、加熱合金化の方法は、ガス加熱炉や誘導加熱炉等を用い、従来から知られている方法を用いれば良い。
【００６６】
【実施例】
以下、本発明を実施例に基づいてさらに具体的に説明する。
表２に示す成分組成で厚さ： 300mmの連続鋳造スラブを、1200℃に加熱した後、熱間圧延によって厚さ： 2.3mmの熱延鋼板とした後、 500℃で巻き取った。
次いで、酸洗によって黒皮状酸化物（スケール）を除去した後、実験No.1,3においては熱延鋼板のまま連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）に通板し加熱した後、冷却し、実験No.2,4〜25においては圧下率：50％の冷間圧延を行った後、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）に通板し加熱した後、冷却した。
【００６７】
表３−１に、ＣＡＬにおける焼鈍温度、焼鈍雰囲気、焼鈍後の冷却条件を示す。
次いで、焼鈍後の鋼板を、塩酸水溶液を用い、酸洗減量を調整しながら酸洗した。
なお、酸洗減量の調整は、酸洗液のHCl 濃度を３〜10mass％、酸洗液の液温を50〜80℃の範囲内で調整することによって行った。
【００６８】
表３−２に、上記した酸洗減量をFe換算値で示す。
なお、酸洗減量のFe換算値は、酸洗前後の鋼板重量から求めた。
次いで、酸洗後の鋼板を、連続式溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）に通板し、水素濃度が５vol ％の還元性雰囲気下で加熱還元し、冷却した後、溶融亜鉛めっきを施した。
【００６９】
表３−２に、ＣＧＬにおける加熱温度、加熱還元後の冷却条件を示す。
また、下記および表３−２に、溶融亜鉛めっきの条件を示す。
なお、溶融亜鉛めっきのめっき付着量は、鋼板両面共、めっき付着単位面積当たり40g/m²とした。
また、実験No.1,2、実験No.4〜25においては、溶融亜鉛めっきを施した後、下記条件下で加熱合金化処理を施した。
【００７０】
（溶融亜鉛めっきの条件：）
溶融亜鉛めっき浴への侵入板温：460 〜470 ℃
溶融亜鉛めっき浴浴温：460 ℃
溶融亜鉛めっき浴Al濃度：0.13mass％
通板速度：80〜120m/min
（加熱合金化処理の条件：）
合金化温度（板温）：490 〜600 ℃
合金化時間：20ｓ
次に、上記で得られた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、前記したように、下記方法で(1) めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度、(2) 地鉄組織および地鉄組織中のマルテンサイト相の分率（焼戻しマルテンサイト相および微細マルテンサイト相の合計分率）および(3) 地鉄表層部における酸化物生成量（酸素量換算値）を測定、観察した。
【００７１】
(1) めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度：
前記したインヒビター含有アルカリ溶液、60℃−５mass％HCl 水溶液および燃焼−赤外線吸収法による方法で定量した。
なお、地鉄表層部の溶解厚みは５μm とした。
(2) 地鉄組織および地鉄組織中のマルテンサイト相の分率：
前記した地鉄組織、マルテンサイト相の分率の観察、測定法で調査した。
【００７２】
(3) 地鉄表層部における酸化物生成量（酸素量換算値）：
下記に示すインヒビターを添加したアルカリ性水溶液でめっき層を剥離、除去した後の鋼板の酸素量、および、めっき層を剥離、除去した後の鋼板表面を機械的方法で 100μｍ程度研磨して得られた鋼板の酸素量のそれぞれを、不活性ガス融解赤外線吸収法（JIS Z 2613）で測定し、前者の酸素量と後者の酸素量との差から求めた。
【００７３】
（インヒビターを添加したアルカリ性水溶液：）
２mass％トリエタノールアミン含有８mass％NaOH水溶液：100(体積) に対して35mass％H₂O₂水溶液：４（体積）を加えた水溶液
なお、上記した酸化物生成量（酸素量換算値）における酸化物は、Si酸化物、Mn酸化物、Fe酸化物またはこれらの複合酸化物を示し、酸化物生成量はこれらの合計量（酸素量換算値）を示す。
【００７４】
酸化物については、樹脂に埋め込んだ鋼板断面をピクラール溶液（：４ｇピクリン酸／100cc エタノール）でエッチングし、粒界・粒内の存在位置を確認した。
また、上記で得られた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、機械的特性およびめっき密着性を調査した。
【００７５】
なお、機械的特性は、ＴＳ≧590MPaで、かつＥｌ≧35％を満足するものを良好とし、それ以外のものを不良とした。
また、めっき密着性は、めっき鋼板を90°曲げ戻しの後、圧縮側のめっき層をセロハンテープで剥離して、セロハンテープ単位長さ（ｍ）当たりの蛍光Ｘ線によるZnカウント数：κを測定し、前記した表１の基準に照らして評価した。
【００７６】
表４に、上記で得られためっき鋼板の特性、機械的特性およびめっき密着性を示す。
また、図２に、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度および地鉄表層部における酸化物生成量（：酸素量換算値）がめっき密着性に及ぼす影響について示す。
表４から明らかなように、発明例の鋼板は、いずれも機械的特性およびめっき密着性について何ら問題がなかったのに対して、比較例では、機械的特性が良好であってもめっき密着性が劣るか、あるいはめっき密着性が良好であっても機械的特性が劣っていた。
【００７７】
また、図２に示す通り、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％を超える場合、めっき密着性が劣るのに対して、上記Ｃ濃度が0.02mass％以下でかつ地鉄表層部における酸化物生成量（酸素量換算値）が１〜200mass-ppm の場合、とりわけ良好なめっき密着性が得られる。
【００７８】
【表２】

【００７９】
【表３】

【００８０】
【表４】

【００８１】
【表５】

【００８２】
【発明の効果】
本発明によれば、強度−延性バランスとめっき密着性が共に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
さらに、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を適用することによって、自動車の軽量化、低燃費化が可能となり、ひいては地球環境の改善にも大きく貢献できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】めっき層直下のＣ濃度およびマルテンサイト相分率と強度−延性バランスおよびめっき密着性との関係を示すグラフである。
【図２】めっき層直下のＣ濃度および地鉄表層部における酸化物生成量（酸素量換算値）とめっき密着性との関係を示すグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet excellent in strength-ductility balance and plating adhesiveness that can sufficiently withstand complicated press forming and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
Usually, hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets are difficult to perform complex press work because ductility such as total elongation and bending decreases with increasing strength.
In general, in order to increase the strength of the steel sheet, it is advantageous to improve the strength-elongation balance by adding elements such as Mn and Si to achieve solid solution strengthening and good composite structure. It has been known.
[0003]
However, since Mn, Si, etc. are easily oxidizable elements, when added in large quantities, surface concentrates such as Si and Mn precipitate on the steel sheet surface during annealing, and the wettability with molten zinc deteriorates. The reactivity of is inhibited.
For this reason, plating adhesion deteriorates and plating peeling called powdering or flaking occurs during processing.
[0004]
As a method for improving the above problems and producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability, for example, in Japanese Patent Laid-Open Nos. 5-179356 and 5-51647, quenching and quenching during hot rolling is performed. However, a method has been proposed in which plating is performed after annealing in a two-phase region in a hot dip galvanizing line.
However, in reality, when Si is added even a little, there is a problem that plating adhesion is deteriorated and plating peeling is likely to occur.
[0005]
Therefore, conventionally, when a steel plate having a high Si or Mn content is used as a base material, it has been virtually impossible to produce a high-strength hot-dip galvanized steel plate having excellent plating adhesion.
Further, in the inventions of (1) JP-A-2000-212648, (2) International Publication Number: WO 98/30729 and (3) International Publication Number: WO 00/50659, respectively, (1) High-strength steel sheet containing Mo And (2) a plated steel sheet having an oxide layer on the surface layer portion of the steel sheet, and (3) a plated steel sheet having an oxide layer by annealing the black skin mother board.
[0006]
According to the above-described invention of (1), it is possible to obtain a plated steel sheet having high strength and excellent plating adhesion, but because the regulation of the microstructure of the base material is insufficient, The desired ductility required cannot be obtained, and the internal oxide layer is not defined, so that it can meet the strict requirements for the strength-ductility balance and plating adhesion required in the present invention in recent years. It is insufficient.
[0007]
Further, the invention of (2) described above is a plated steel sheet that has high strength obtained by selection of steel components and excellent plating adhesion, but the structure of the base metal is regulated in the same manner as the invention of (1). Therefore, the desired ductility required similarly to the strength cannot be obtained, which is insufficient to satisfy the performance required in the present invention.
Also, from the viewpoint of plating quality, due to the diversification of use parts due to the recent increase in the amount of use of high-strength steel sheets, stricter plating adhesion than before is required. Satisfying demands has become difficult.
[0008]
For this reason, as disclosed in the present invention, it is difficult to satisfy the strict requirements described above unless the base metal component just below the plating layer is controlled.
In addition, the invention of (3) described above is a plated steel sheet that can obtain high strength by selecting steel components, as in the invention of (2) described above, but the base material is the same as in the invention of (1) above. Since the structure is not regulated, the desired ductility required as well as the strength cannot be satisfied, which is insufficient to satisfy the performance required in the present invention.
[0009]
Further, as in the above-described invention of (2), from the demand for stricter plating adhesion than the conventional one, the strict demand described above is satisfied unless the base iron component directly under the plating layer is controlled as disclosed in the present invention. It is difficult.
[0010]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention solves the above-mentioned problems of the prior art, and even when a large amount of Si or Mn is contained in the base steel plate (base metal), it is a high strength melt excellent in plating adhesion and ductility. An object is to provide a galvanized steel sheet, that is, a hot-dip galvanized steel sheet excellent in both strength-ductility balance and plating adhesion.
[0011]
Moreover, an object of this invention is to provide the advantageous manufacturing method of the hot dip galvanized steel plate which has the above-mentioned outstanding performance.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
  The first invention is an average composition of ground iron of hot-dip galvanized steel sheet, C: 0.05 to 0.25 mass%, Si: 2.0 mass% or less, Mn: 1.0 to 2.5 mass%,Al: 0.005-0.10mass%, P: 0.015 mass% or less, S: 0.010 mass% or lessContainsAnd the balance is made up of Fe and inevitable impuritiesComposition just below the plating layerUp to 5μmThe C content of the surface layer of the steel is 0.02 mass% or less, and the steel structure contains a martensite phase with a fraction of 50% or more of the tempered martensite phase and the fine martensite phase, with the balance being the ferrite phase. And a hot dip galvanized steel sheet excellent in strength-ductility balance and plating adhesion, characterized by comprising a retained austenite phase.
[0013]
  As described aboveHot-dip galvanized steel sheet with excellent strength-ductility balance and plating adhesionIn the above-mentioned invention, at the surface of the steel layer directly below the plating layer, at least one of the crystal grain boundary and the crystal grain in the region where the C concentration is 0.02 mass% or less, Si oxide, Mn oxide, Fe oxide In addition, there is an oxide containing at least one selected from these complex oxides, and the amount of oxide produced in the surface layer of the iron base is preferably 1 to 200 mass-ppm in terms of oxygen content.Yes.
  In addition, the total amount of at least one selected from Nb: 0.005 to 0.10 mass% and Ti: 0.01 to 0.20 mass% and / or one or two or more selected from Cr, Ni, and Mo is the average composition of the above-mentioned ground iron. It is preferable to contain 0.10-1.0 mass%.
[0014]
  Also beforeNoteThe Fe content in the plating layer is preferably 8 to 12 mass%.
  2nd invention is a steel plate average composition, C: 0.05-0.25 mass%, Si: 2.0 mass% or less, Mn: 1.0-2.5 mass%,Al: 0.005-0.10mass%, P: 0.015 mass% or less, S: 0.010 mass% or lessContainsAnd the balance is made up of Fe and inevitable impuritiesA hot-rolled steel plate or a cold-rolled steel plate having a composition having the following composition is heated to a temperature of 800 to 1000 ° C. in an atmosphere satisfying the following formula (1) and then cooled, and the pickling weight loss is 0.05 to 5 g / m in terms of Fe.²The steel sheet surface is pickled under the following conditions, and after that, the steel sheet is heated again to a temperature of 700 to 850 ° C and then subjected to hot dip galvanizing. Excellent strength-ductility balance and plating adhesion It is the manufacturing method of the hot dip galvanized steel plate.
[0015]
   log (H₂O / H₂) ≧ 2.5 [C] −3.5 ……… (1)
  Where H₂O / H₂: Partial pressure ratio of moisture and hydrogen gas in atmosphere, [C]: C content (mass%) in steel.
  As described aboveMethod for producing hot-dip galvanized steel sheet with excellent strength-ductility balance and plating adhesionIn the invention ofThe above-mentioned average composition of the ground iron is at least one selected from Nb: 0.005 to 0.10 mass% and Ti: 0.01 to 0.20 mass% and / or one or two or more selected from Cr, Ni and Mo in a total amount of 0.10. It is preferable to contain -1.0 mass%.
  Also,After the above-described hot dip galvanizing treatment, an alloying treatment is preferably performed at a temperature of 450 to 550 ° C.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in more detail.
First, an experiment on which the present invention is based will be described.
C: 0.15 mass%, Si: 1.0 mass%, Mn: 1.5 mass%, P: 0.01 mass%, S: 0.003 mass%, Al: 0.04 mass%, N: 0.002 mass% and O: 0.002 mass% A 30 mm thick sheet bar having a composition was heated at 1200 ° C. to form a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.0 mm in 5 passes, and then wound at 500 ° C.
[0017]
Then, after removing the black skin oxide by pickling, after annealing at 900 ° C. for 80 seconds in an annealing furnace, it is rapidly cooled to 300 ° C. at a rate of 10-80 ° C./s, and then with 60 ° C.-5% hydrochloric acid. The surface concentrate was removed by pickling for 10 seconds.
Next, the pickled steel sheet was annealed at 750 ° C for 20 seconds in a vertical annealing plating apparatus, then rapidly cooled to 470 ° C at a rate of 10-80 ° C / s, and then the Al concentration in the bath was 0.15 mass%. Plating treatment was performed for 1 second in a hot dip galvanizing bath at a temperature of 465 ° C.
[0018]
Regarding the mechanical properties, plating adhesion, C concentration of the surface layer part directly under the plating layer, the structure directly under the plating layer (the structure of the surface layer part) and the structure of the iron structure (internal structure) of the galvanized steel sheet thus obtained It investigated by the following method.
(1) Mechanical properties of hot dip galvanized steel sheet:
A material having a strength (TS) of 590 MPa or more and an elongation (El) of 35% or more was regarded as good, and the other materials were regarded as defective.
[0019]
(2) Plating adhesion:
Cellophane tape is applied to the hot-dip galvanized steel sheet, the cellophane tape is attached to the compression side, bent 90 degrees, and then the cellophane tape is peeled off. m) Zn count by fluorescent X-ray: K was measured, and according to the criteria in Table 1, ranks 1 and 2 were evaluated as good, and three or more were evaluated as bad.
[0020]
[Table 1]

[0021]
(3) Quantitative determination method of C concentration in the surface layer of steel
8 mass% NaOH aqueous solution with 2 mass% of triethanolamine added as an inhibitor: 35 mass% H against 100 (volume)₂O₂Aqueous solution: Only the plating layer (including both the Fe—Zn alloy layer and the Fe—Al alloy layer) was dissolved and removed using a mixed solution to which 4 (volume) was added.
[0022]
Next, 5 μm of the surface iron surface layer portion was dissolved using a 60 ° C.-5 mass% HCl aqueous solution based on a weight method for estimating the thickness reduction in the surface iron surface layer portion using the steel plate weight before and after pickling as an index.
Next, the obtained solution is evaporated to dryness, and the amount of C in the obtained dried product is quantified using a combustion-infrared absorption method according to the JIS standard method (G 1211). C density | concentration of the directly below-ground metal surface layer part was calculated | required.
[0023]
(4) Fraction of steel structure and martensite phase:
The cross section of the steel plate embedded in the resin was etched with the following nital solution which is a grain boundary corrosion solution.
Next, the ferrite phase, the bainite phase, and the pearlite phase were observed with an electron microscope at a magnification of 1000 times.
[0024]
[Nital solution:]
69mass% HNO_ThreeAqueous solution: 3 vol%, ethanol: 97 vol%
For the martensite phase, after etching with the above-mentioned nital solution, repolishing, scraping away the corroded layer, etching with the following martensite etchant, observation with an electron microscope at a magnification of 1000 times, and image analysis The occupied area ratio of the martensite phase existing in a 100 mm square area was determined as the volume ratio of the martensite phase.
[0025]
[Martensite etchant:]
1mass% sodium pyrosulfite picral solution (4g picric acid / 100cc ethanol)
The observation region of the martensite phase, ferrite phase, and austenite phase was determined at an average position in the thickness direction other than the surface layer of 50 μm. However, disturbances such as center segregation were avoided.
[0026]
The amount of retained austenite was obtained by polishing a specimen collected from a steel plate to the center plane in the plate thickness direction and measuring the diffraction X-ray intensity at the plate thickness center plane. The incident X-rays are MoKα rays, and the diffracted X-ray intensity ratios of the {111}, {200}, {220}, {311} surfaces of the residual austenite phase in the specimen are obtained, and the average of these values is retained. The volume ratio of austenite was used.
[0027]
The obtained results are organized and shown in FIG.
As shown in FIG. 1, the strength-ductility balance is achieved when the C concentration in the surface layer of the steel layer directly below the plating layer is 0.02 mass% or less and the fraction of martensite phase in the steel structure is 50% or more. A hot-dip galvanized steel sheet having excellent plating adhesion was obtained.
[0028]
The base metal structure other than the martensite phase was composed of a second phase composed of a ferrite phase and a retained austenite phase.
On the other hand, when outside the above range, good results were not obtained with respect to at least one of strength-ductility balance and plating adhesion.
Based on the above knowledge, in the present invention, the C concentration of the surface layer portion immediately below the plating layer is limited to 0.02 mass% or less, and the steel structure includes a martensite phase in a fraction of 50% or more, and the balance Is limited to a structure composed of a second phase composed of a ferrite phase and a retained austenite phase.
[0029]
Next, the reason why the component composition range of the base steel plate (base iron) is limited to the above range in the present invention will be described.
C: 0.05-0.25mass%
C is an indispensable element for obtaining the required strength and for making the final structure a composite structure of tempered martensite and fine martensite with high workability, and the C content in the steel is 0.05 mass%. It is necessary to limit to the above.
[0030]
However, when the C content in the steel exceeds 0.25 mass%, not only the weldability deteriorates, but also the hardenability during cooling after annealing in the continuous hot dip galvanizing line (hereinafter also referred to as CGL) deteriorates, It becomes difficult to obtain a desired composite structure.
That is, in the present invention, it is essential to obtain a desired composite structure by quenching during cooling after CGL annealing.
[0031]
However, as will be described later, since the plating bath intrusion plate temperature is 450 to 500 ° C., a desired composite structure must be formed before reaching the upper limit of the cooling temperature control region, which is 600 ° C. It is an indispensable condition to ensure the property and to form a desired composite structure.
Therefore, from the above viewpoint, the C content in the steel is limited to a range of 0.05 to 0.25 mass%.
Si: 2.0mass% or less
Si is an element useful for improving workability by promoting solid solution strengthening and good composite structure, and has an effect of advantageously improving the strength-elongation balance.
[0032]
However, when the Si content in steel exceeds 2.0 mass%, the plating adhesion deteriorates, so the upper limit of the Si content in steel was set to 2.0 mass%.
Further, from the viewpoint of the balance between strength and ductility, the lower limit of the Si content in the steel is preferably 0.1 mass%.
That is, in this invention, it is more preferable that Si content in steel is 0.1-2.0 mass%.
Mn: 1.0-2.5 mass%
Like C, Mn is not only useful for obtaining the required strength and desired composite structure, but is also an important element for ensuring good hardenability after CGL annealing.
[0033]
However, when the Mn content in steel is less than 1.0 mass%, the effect of addition is poor, and conversely, when the Mn content in steel exceeds 2.5 mass%, the weldability deteriorates.
Therefore, the Mn content in the steel is limited to a range of 1.0 to 2.5 mass%.
Al: 0.005-0.10mass%
Al is a useful element that increases the cleanliness of steel by deoxidation. However, when the Al content in the steel is less than 0.005 mass%, the effect of addition is poor, and conversely, it exceeds 0.10 mass%. However, the effect is saturated and the elongation characteristics are deteriorated.
[0034]
Therefore, the Al content in the steel is limited to a range of 0.005 to 0.10 mass%.
In the present invention, basically, the desired effect can be obtained if the amounts of C, Si, Mn and Al described above satisfy a predetermined range.
In the present invention, the elements described below can be appropriately added as necessary for further improvement of material properties.
Nb: at least one selected from 0.005 to 0.10 mass% and Ti: 0.01 to 0.20 mass%
Nb and Ti are both precipitation strengthening elements, and if used in appropriate amounts, the strength can be improved without degrading the weldability.
[0035]
However, if the addition amount of Nb and Ti is less than the above lower limit, the addition effect is poor.
On the other hand, even if Nb and Ti are added in excess of the above upper limit, the effect is saturated.
Therefore, it is preferable to contain at least one selected from Nb and Ti within the above range.
One or more selected from Cr, Ni and Mo: 0.10 to 1.0 mass% in total
Cr, Ni, and Mo are all elements that improve the hardenability. When appropriate amounts are used, annealing in a continuous annealing line (hereinafter also referred to as CAL), an increase in the martensite ratio at the time of cooling, and a lath structure of martensite It has the effect | action which refines | miniaturizes.
[0036]
For this reason, when one or more of Cr, Ni and Mo are added, the hardenability at the two-phase region reheating-cooling process at the time of CGL annealing in the next step is improved, and the final after cooling Various composite workability can be improved by improving the composite structure.
In order to obtain such an effect, it is desirable to add one or more of Cr, Ni, and Mo in a total amount of at least 0.10 mass%.
[0037]
However, since both are expensive elements, the upper limit is preferably set to 1.0 mass% in terms of the total amount of Cr, Ni and Mo from the viewpoint of manufacturing cost.
In addition, the impurity components are as follows.
P and S both promote segregation, increase non-metallic inclusions, etc., and adversely affect various workability. Therefore, it is desirable to reduce P and S as much as possible.
[0038]
However, it is acceptable for P to be 0.015 mass% or less, and for S to be 0.010 mass% or less.
However, the suitable lower limit of P content is 0.001 mass% and the suitable lower limit of S content is 0.0005 mass% from the viewpoint of production cost.
Next, the steel (base metal) structure and preferred production conditions of the hot dip galvanized steel sheet of the present invention will be described.
[0039]
A continuous cast slab with a thickness of about 300 mm is heated to about 1200 ° C and finished to a thickness of about 2.3 mm by hot rolling, and then wound at a temperature of about 500 ° C to form a hot-rolled steel sheet.
In addition, since quenching rapid-quenching processing is performed in a continuous annealing line (CAL) as described above, the base steel plate may be any type of hot-rolled steel plate or cold-rolled steel plate.
[0040]
Therefore, in order to adjust the plate thickness according to the final use, cold rolling may be performed as necessary. According to the manufacturing conditions from the next step onward, there is no particular effect of rolling at this stage, so the rolling reduction need not be particularly limited.
Steel structure;
In accordance with the present invention, good mechanical properties can be obtained by mainly comprising a tempered martensite phase and a fine martensite phase.
[0041]
The reason is as follows.
That is, the tempered martensite phase, which is a soft phase, is responsible for deformation at the initial stage of processing.
On the other hand, the fine martensite phase, which is a hard phase, has a much higher deformability, and therefore, when the work hardening of the soft phase becomes comparable to the strength of the fine martensite, the hard phase also takes on the deformation.
[0042]
For this reason, in the subsequent stages, the soft phase and the hard phase are integrated and the deformation proceeds, and the hard phase does not act as a void core, so the break deformation time is delayed, resulting in high workability. can get.
This effect is better as the fraction of both martensite phases in the steel structure is larger.
For this reason, in the present invention, the fraction of both martensite phases in the steel structure is defined as 50% or more in total.
[0043]
The fine martensite phase described above refers to a martensite phase having a particle size of 5 μm or less.
Further, as described above, the total fraction of both martensite phases described above is obtained by etching the cross section of the steel sheet embedded in the resin, and measuring the area ratio of the martensite phase by electron microscope observation and image analysis of the etched surface. be able to.
[0044]
As a method of obtaining such a structure, there is a method of annealing at CAL 800 to 1000 ° C., then increasing the cooling rate to 40 ° C./s or more and the temperature after cooling to 300 ° C. or less. .
The remaining structure is composed of the ferrite phase and the retained austenite phase because the composite structure including the ferrite phase and the retained austenite phase contributes to the improvement of other mechanical properties such as lowering the yield ratio. is there. Such a feature cannot be obtained in a composite structure containing bainite, pearlite, or the like.
[0045]
Therefore, the second phase other than the martensite phase is composed of a ferrite phase and a retained austenite phase.
Further, these structures are obtained by reheating the steel sheet again in CGL within a temperature range of 700 to 850 ° C., more preferably 725 to 840 ° C. after CAL annealing, and a cooling rate of 2 ° C./s or more. When the temperature is 600 ° C. or lower, a fine austenite phase is formed in the lath portion where the structure was originally martensite.
C concentration of the surface layer part of the steel just below the plating layer;
The surface layer part directly below the plating layer mentioned above is a region within 5 μm in the depth direction from the surface of the steel plate after peeling the plating layer, and is used for the alloying reaction at the time of plating and heating alloying performed as necessary thereafter. Refers to the area considered to be involved.
[0046]
When the C concentration in the surface layer portion of the ground metal directly below the plating layer exceeds 0.02 mass%, C that cannot be dissolved is cementite (Fe_ThreeC) and the like, and the precipitate hinders the reaction between the base iron and Zn at the time of plating and at the time of heating alloying, which is performed as necessary, so that the plating adhesion is hindered.
On the other hand, when the C concentration of the surface layer portion of the ground iron immediately below the plating layer is 0.02 mass% or less, the above-mentioned precipitates are not generated, so that the average C content of the ground iron is 0.05 mass% or more. Even if it is a steel plate, it is thought that plating adhesion improves and becomes favorable.
[0047]
The method for reducing the C concentration only in the surface iron surface layer as described above is not particularly limited, but as an example, a method of decarburizing the surface layer by annealing the steel sheet in a high dew point atmosphere can be mentioned.
In addition, the measurement of the C concentration in steel (C concentration in the surface layer portion of the base iron) immediately below the plating layer can be performed by any of the following methods (1) to (3).
[0048]
(1): After dissolving and removing only the plating layer (including both the Fe-Zn alloy layer and the Fe-Al alloy layer) with the inhibitor-containing alkaline solution shown below, the front and back surfaces of the iron core are 60 ° C-5 mass% HCl. Dissolve 5 μm in an aqueous solution based on the weight method for estimating the amount of thickness reduction using the weight before and after pickling as an index.
Next, the solution is evaporated to dryness, and the amount of C of the obtained dried product is quantified using the combustion-infrared absorption method of JIS standard G1211.
[0049]
[Inhibitor-containing alkaline solution:]
8mass% NaOH aqueous solution containing 2mass% triethanolamine: 35mass% H for 100 (volume)₂O₂Aqueous solution: Solution with 4 (volume) added
{Circle around (2)} The surface layer cross-section of the ground iron is quantified with an analyzer such as an electron probe X-ray microanalyzer (EPMA).
[0050]
{Circle around (3)} Only the surface layer portion of the ground iron is dissolved electrochemically to quantify the C concentration in the solution.
In the examples of the present invention described later, the above method (1) was adopted.
Further, the presence or absence of cementite precipitation can be easily determined by observing with a light microscope or an electron microscope after etching the steel sheet cross section.
Furthermore, in the region where the C concentration in the surface layer portion of the above-described steel is 0.02 mass% or less, oxides containing Si, Mn, and Fe elements in steel, that is, Si oxide, Mn oxide, Fe oxide, and these When an oxide containing at least one selected from the composite oxides is present at least at one of the crystal grain boundary and the crystal grain, fine cracks are introduced at the plating layer / base metal interface during bending of the plating film. This relieves stress.
[0051]
As a result, an effect that the plating adhesion is more remarkably improved is obtained.
On the other hand, the C concentration in the surface layer part directly under the plating layer exceeds 0.02 mass%, and cementite (Fe_ThreeWhen precipitates such as C) are present, the effect of improving plating adhesion is small.
The reason for this is thought to be because cementite prevents the introduction of cracks.
[0052]
Therefore, in order to obtain a good plating adhesion improvement effect, the above-mentioned elements containing Si, Mn, and Fe, which are elements in steel, in the region where the C concentration in the surface layer portion immediately below the plating layer is 0.02 mass% or less. It is desirable that various oxides exist at least at one of the crystal grain boundary and the crystal grain.
In the present invention, the presence or absence of oxide generation in the surface layer of the iron base is examined by etching the steel plate cross section with a picral solution (4 g picric acid / 100 cc ethanol) and observing the etched surface with a scanning electron microscope (SEM). In this case, it can be considered that an oxide layer is formed if an oxide layer of 0.1 μm or more is formed at least at one of the grain boundaries and the grains.
[0053]
The type of oxide can be identified by analyzing the extract by inductively coupled plasma atomic emission spectrometry (ICP emission spectrometry).
It is preferable that the amount of oxide generated in the surface layer portion of the above-mentioned iron is about 1 to 200 mass-ppm in terms of the amount of oxygen.
[0054]
The reason for this is that when the amount of oxide produced is less than 1 mass-ppm in terms of oxygen, the amount of oxide produced is too small to provide a sufficient plating adhesion improvement effect. This is because when the amount of oxide produced exceeds 200 mass-ppm in terms of oxygen, the amount of oxide produced is excessive, which leads to deterioration of plating adhesion.
Here, the oxygen conversion value of the oxide generation amount in the surface layer portion of the iron base is the amount of oxygen in the steel sheet after peeling and removing the plating layer with an alkaline aqueous solution to which the inhibitor is added, and after peeling and removing the plating layer Each of the oxygen content of the steel sheet obtained by polishing the steel sheet front and back surfaces by about 100 μm with a mechanical method is measured by an inert gas melting infrared absorption method, and is obtained from the difference between the former oxygen quantity and the latter oxygen quantity. .
Heat treatment (annealing);
The heating temperature of hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets needs to be 800-1000 ° C.
[0055]
The reason is that when the heating temperature is less than 800 ° C, the decarburization reaction is insufficient, so that good plating adhesion cannot be obtained, and conversely, when it exceeds 1000 ° C, the furnace body is significantly damaged. .
Moreover, it is preferable that the hydrogen concentration in the atmosphere at the time of heat processing (annealing) shall be 1-100 vol%.
[0056]
This is because, if it is less than 1 vol%, iron on the steel sheet surface is oxidized and there is a high possibility of impairing the plateability.
Further, the steel sheet needs to be heated under atmospheric conditions that satisfy the relationship of the following formula (1).
log (H₂O / H₂) ≧ 2.5 [C] −3.5 ……… (1)
Where H₂O / H₂: Partial pressure ratio of moisture and hydrogen gas in atmosphere, [C]: C content (mass%) in steel.
[0057]
That is, in order to obtain good plating adhesion, it is necessary to decarburize the surface layer portion, but when the amount of C increases, the consumption of O (oxygen) increases by C, and in order to achieve sufficient decarburization, (H in annealing furnace atmosphere₂O / H₂) The ratio needs to be increased.
In addition, since CO generated during decarburization simultaneously promotes internal oxidation reaction, generation of oxide is promoted at the grain boundaries and within the crystal grains.
[0058]
Therefore, it is important to heat within the range of the above formula (1).
After annealing by the above heat treatment, cooling is performed, and then the pickling loss is 0.05 to 5 g / m in terms of Fe.²The surface of the steel plate is pickled under the conditions to remove oxides.
The reason is that pickling loss is 0.05 g / m in terms of Fe.²If it is less than 1, pickling is insufficient and excess oxide remains, resulting in deterioration of plating adhesion. Conversely, the pickling loss is 5 g / m in terms of Fe.²This is because the steel sheet surface becomes rough and the appearance of the steel sheet after hot dip galvanizing is impaired, and in severe cases, the internal oxide layer and the decarburized layer are also removed.
[0059]
For this reason, the acid concentration at the time of pickling, the temperature of the pickling solution, etc. are adjusted as necessary, and the pickling weight loss is 0.05 to 5 g / m in terms of Fe.²Adjust to the range.
In addition, the above-mentioned Fe conversion value of the pickling loss can be obtained from the steel plate weight before and after pickling.
As an acid used for pickling, hydrochloric acid is particularly preferable, but in addition, sulfuric acid, nitric acid, phosphoric acid, etc. may be used, and these acids may be used in combination with hydrochloric acid. There are no particular restrictions.
Hot dip galvanizing conditions;
By subjecting the steel sheet prepared as described above to a plating treatment with a hot dip galvanizing line, a hot dip galvanized steel sheet excellent in strength-ductility balance and plating adhesion can be obtained.
[0060]
That is, in a continuous hot dip galvanizing line (CGL), the steel sheet is again heated to a temperature of 700 to 850 ° C. in a reducing atmosphere and then hot dip galvanized.
When the heating temperature is less than 700 ° C, the oxide formed on the surface of the steel sheet by pickling is insufficiently reduced and the adhesion of the plating deteriorates. Therefore, deterioration of plating adhesion is inevitable.
[0061]
Further, as the hot dip galvanizing bath, a hot dip galvanizing bath containing 0.08 to 0.2 mass% of Al is suitable, and the bath temperature is preferably 450 to 500 ° C.
Furthermore, the steel plate temperature when entering the bath is preferably 450 to 500 ° C.
In addition, the coating amount of hot dip galvanized steel sheet is 20 to 120 g / m per one surface of the steel sheet, that is, per unit area of plating adhesion.² It is preferable that
[0062]
This is because the above plating coverage is 20g / m²If it is less than 1, the corrosion resistance will decrease, conversely, the coating weight will be 120 g / m² This is because the corrosion resistance improving effect is practically saturated and is not economical.
The hot-dip galvanized steel sheet thus obtained can be subjected to a heat alloying treatment as necessary.
[0063]
Heat alloying is particularly preferable in order to improve weldability, and is divided into cases where heating alloying is performed and cases where heating alloying is not performed depending on the intended purpose.
It is desirable that the heating alloying is performed within a temperature range of 450 to 550 ° C, particularly within a temperature range of 480 to 520 ° C.
The reason for this is that when the heating alloying temperature is less than 450 ° C, alloying hardly progresses, and conversely, when it exceeds 550 ° C, alloying proceeds excessively and plating adhesion deteriorates, and pearlite is generated. This is because a desired tissue cannot be obtained.
[0064]
Moreover, it is desirable to regulate the amount of Fe diffusion in the plated layer after alloying, that is, the Fe content in the plated layer in the range of 8 to 12 mass%.
The reason is that when the Fe diffusion amount is less than 8 mass%, not only uneven burning occurs, but also the slidability deteriorates due to insufficient alloying. Conversely, when the Fe diffusion amount exceeds 12 mass%, This is because the plating adhesion is deteriorated by the overalloy.
[0065]
The Fe diffusion amount in the plated layer after alloying, that is, the Fe content in the plated layer is more preferably 9 to 10 mass%.
The heating alloying method may be a conventionally known method using a gas heating furnace, an induction heating furnace, or the like.
[0066]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described more specifically based on examples.
A continuous cast slab having a composition shown in Table 2 and having a thickness of 300 mm was heated to 1200 ° C., then hot rolled into a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.3 mm, and then wound at 500 ° C.
Next, after removing the black skin oxide (scale) by pickling, in Experiment No. 1 and 3, the hot-rolled steel sheet was passed through a continuous annealing line (CAL) and heated, then cooled, and experiment No. In .2,4-25, after performing cold rolling with a reduction ratio of 50%, the sheet was passed through a continuous annealing line (CAL), heated, and then cooled.
[0067]
Table 3-1 shows the annealing temperature, annealing atmosphere, and cooling conditions after annealing in CAL.
Next, the annealed steel sheet was pickled using an aqueous hydrochloric acid solution while adjusting the pickling loss.
The pickling weight loss was adjusted by adjusting the HCl concentration of the pickling solution within the range of 3 to 10 mass% and the pickling solution temperature within the range of 50 to 80 ° C.
[0068]
Table 3-2 shows the above pickling loss in terms of Fe.
In addition, the Fe conversion value of pickling loss was calculated | required from the steel plate weight before and after pickling.
Next, the pickled steel plate was passed through a continuous hot dip galvanizing line (CGL), heated and reduced in a reducing atmosphere with a hydrogen concentration of 5 vol%, cooled, and then hot dip galvanized.
[0069]
Table 3-2 shows the heating temperature in CGL and the cooling conditions after the heating reduction.
The conditions for hot dip galvanizing are shown below and in Table 3-2.
The coating amount of hot dip galvanizing is 40 g / m per unit area of plating adhesion on both sides of the steel sheet.²It was.
In Experiment Nos. 1 and 2 and Experiments Nos. 4 to 25, after hot dip galvanization, a heat alloying treatment was performed under the following conditions.
[0070]
(Conditions for hot dip galvanization :)
Penetration temperature to hot dip galvanizing bath: 460-470 ° C
Hot-dip galvanizing bath temperature: 460 ° C
Hot-dip galvanizing bath Al concentration: 0.13 mass%
Plate speed: 80-120m / min
(Conditions for heat treatment :)
Alloying temperature (plate temperature): 490-600 ° C
Alloying time: 20s
Next, for the hot dip galvanized steel sheet or alloyed hot dip galvanized steel sheet obtained as described above, as described above, (1) the C concentration in the surface layer portion of the base metal immediately below the plating layer, (2) the base metal structure Measure and observe the fraction of martensite phase in the steel structure and the total amount of tempered martensite phase and fine martensite phase, and (3) the amount of oxide formation (oxygen conversion value) did.
[0071]
(1) Concentration of C in the surface layer of the railway just below the plating layer:
The amount was determined by the above-described inhibitor-containing alkaline solution, 60 ° C.-5 mass% HCl aqueous solution, and combustion-infrared absorption method.
The dissolved thickness of the surface layer of the ground iron was 5 μm.
(2) Matrix structure and fraction of martensite phase in the structure:
The above-mentioned base iron structure and the martensite phase fraction were observed and measured.
[0072]
(3) Oxide production in the surface layer of the railway (oxygen conversion value):
It was obtained by polishing the steel sheet surface after peeling and removing the plating layer with an alkaline aqueous solution to which the inhibitor shown below was added, and the steel plate surface after peeling and removing the plating layer by a mechanical method to about 100 μm. Each of the oxygen amounts of the steel sheet was measured by an inert gas melting infrared absorption method (JIS Z 2613), and obtained from the difference between the former oxygen amount and the latter oxygen amount.
[0073]
(Alkaline aqueous solution with inhibitor added :)
8mass% NaOH aqueous solution containing 2mass% triethanolamine: 35mass% H for 100 (volume)₂O₂Aqueous solution: aqueous solution with 4 (volume) added
In addition, the oxide in the above-described oxide generation amount (oxygen amount conversion value) indicates Si oxide, Mn oxide, Fe oxide or a composite oxide thereof, and the oxide generation amount is the total amount of these (oxygen) (Quantized value).
[0074]
As for the oxide, the cross section of the steel plate embedded in the resin was etched with a picral solution (4 g picric acid / 100 cc ethanol), and the existence position within the grain boundary / grain was confirmed.
Moreover, about the hot dip galvanized steel plate or alloyed hot dip galvanized steel plate obtained above, the mechanical characteristic and plating adhesiveness were investigated.
[0075]
The mechanical properties satisfying TS ≧ 590 MPa and satisfying El ≧ 35% were considered good, and the others were regarded as defective.
For plating adhesion, after bending the plated steel sheet by 90 °, the plating layer on the compression side is peeled off with cellophane tape, and the Zn count by fluorescent X-ray per unit length (m) of cellophane tape: κ Measured and evaluated against the criteria in Table 1 above.
[0076]
Table 4 shows the properties, mechanical properties and plating adhesion of the plated steel sheet obtained above.
FIG. 2 shows the influence of the C concentration in the surface layer portion immediately below the plating layer and the oxide generation amount (: oxygen amount converted value) on the surface layer portion on the plating adhesion.
As is apparent from Table 4, the steel sheets of the inventive examples had no problems with respect to mechanical properties and plating adhesion, whereas in the comparative examples, even with good mechanical properties, the plating adhesion was good. The mechanical properties were inferior even if the plating was poor or the plating adhesion was good.
[0077]
In addition, as shown in FIG. 2, when the C concentration in the surface layer portion directly below the plating layer exceeds 0.02 mass%, the plating adhesion is inferior, whereas the C concentration is 0.02 mass% or less and the surface layer surface When the oxide generation amount (oxygen amount conversion value) in the part is 1 to 200 mass-ppm, particularly good plating adhesion is obtained.
[0078]
[Table 2]

[0079]
[Table 3]

[0080]
[Table 4]

[0081]
[Table 5]

[0082]
【The invention's effect】
According to the present invention, a hot-dip galvanized steel sheet having excellent strength-ductility balance and plating adhesion can be obtained.
Furthermore, by applying the hot dip galvanized steel sheet of the present invention, it is possible to reduce the weight and fuel consumption of automobiles, which can greatly contribute to the improvement of the global environment.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between C concentration and martensite phase fraction directly under a plating layer, strength-ductility balance, and plating adhesion.
FIG. 2 is a graph showing the relationship between the C concentration just below the plating layer and the amount of oxide produced (converted value of oxygen amount) in the surface layer portion of the iron and plating adhesion.

Claims

The average composition of hot-dip galvanized steel sheet, C: 0.05-0.25 mass% , Si: 2.0 mass% or less, Mn: 1.0-2.5 mass% , Al : 0.005-0.10 mass% , P: 0.015 mass% or less, S : containing 0.010 mass% or less, the balance being the Ru composition Na Fe and incidental impurities, C concentration of the base steel surface layer portion to the plating layer immediately below 5μm is below 0.02 mass%, yet the base steel structure is tempered The martensite phase and fine martensite phase are combined to contain the martensite phase in a fraction of 50% or more, and the balance consists of the ferrite phase and the retained austenite phase. Excellent strength-ductility balance and plating adhesion Hot dip galvanized steel sheet.

In Claim 1, in the surface layer part directly under the plating layer, at least one of the crystal grain boundary and the crystal grain in the region where the C concentration is 0.02 mass% or less, Si oxide, Mn oxide, Fe oxide, and There is an oxide containing at least one selected from these complex oxides, and the amount of oxide produced in the surface layer portion of the steel is 1 to 200 mass-ppm in terms of oxygen content, strength -Hot dip galvanized steel sheet excellent in ductility balance and plating adhesion.

In Claim 1 or 2, the said ground-iron average composition is at least 1 sort (s) chosen from Nb: 0.005-0.10 mass% and Ti: 0.01-0.20mass%, and / or 1 sort (s) or 2 sort (s) chosen from Cr, Ni, and Mo. A hot-dip galvanized steel sheet excellent in strength-ductility balance and plating adhesion, characterized by containing 0.10 to 1.0 mass% in total as described above.

The hot-dip galvanized steel sheet excellent in strength-ductility balance and plating adhesion, characterized in that the Fe content in the plating layer is 8 to 12 mass%.

Steel sheet average composition: C: 0.05 to 0.25 mass%, Si: 2.0 mass% or less, Mn: 1.0 to 2.5 mass% , Al: 0.005 to 0.10 mass% , P: 0.015 mass% or less, S: 0.010 mass% or less contains, after the balance was heated hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet becomes Ru composition name of Fe and unavoidable impurities, to a temperature of 800 to 1000 ° C. in an atmosphere satisfying the following formula (1), cooled, The steel plate surface is pickled under the condition that the pickling loss is 0.05 to 5 g / m ^{2 in} terms of Fe, and then the steel plate is heated again to a temperature of 700 to 850 ° C. and then hot dip galvanized. The manufacturing method of the hot dip galvanized steel plate excellent in strength-ductility balance and plating adhesion.
Record
log (H ₂ O / H ₂ ) ≧ 2.5 [C] −3.5 ……… (1)
Here, H ₂ O / H ₂ : the partial pressure ratio of moisture and hydrogen gas in the atmosphere, [C]: C content in steel (mass%).

In Claim 5, the said iron-base average composition is Nb: 0.005-0.10 mass% and Ti: 0.01-0.20 mass%, and / or 1 type, or 2 or more types chosen from Cr, Ni, and Mo. A method for producing a hot-dip galvanized steel sheet excellent in strength-ductility balance and plating adhesion, characterized by containing 0.10 to 1.0 mass% in a total amount.

According to claim 5 or 6, after the molten zinc plating, 450-550 and characterized by applying alloying treatment at a temperature of ° C., the intensity - the production of good hot-dip galvanized steel sheet ductility balance and plating adhesion Method.