JP4010132B2

JP4010132B2 - Composite structure type high-tensile hot-dip galvanized steel sheet excellent in deep drawability and method for producing the same

Info

Publication number: JP4010132B2
Application number: JP2001312688A
Authority: JP
Inventors: 才二松岡; 哲雄清水; 敬坂田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-11-28
Filing date: 2001-10-10
Publication date: 2007-11-21
Anticipated expiration: 2021-10-10
Also published as: JP2002226942A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋼板の引張強さが440MPa以上である、自動車用鋼板等の使途に有用な深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されるとともに、車両衝突時に乗員を保護する観点から、自動車車体の安全性向上も要求されている。このため、自動車車体の軽量化と強化の双方を図るための検討が積極的に進められている。
自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車部品に使用される高張力鋼板としては優れたプレス成形性を具備していること、より具体的には、鋼板の機械的特性として、高いランクフォード値（ｒ値）と高い延性（ＥＩ）および低い降伏応力（ＹＳ）を具備していることが必要である。
しかし、−般に、鋼板を高強度化すると、ｒ値および延性が低下してプレス成形性が劣化するするとともに、降伏応力が上昇して形状凍結性が劣化して、スプリングバックの問題が生じやすい。
【０００４】
また、自動車部品には、適用部位によっては高い耐食性も要求されることから、従来より、自動車部品用鋼板として耐食性の優れた種々の表面処理鋼板が用いられている。かかる表面処理鋼板のうち、特に再結晶焼鈍およびめっきを同一ラインで行う連続溶融亜鉛めっき設備において製造される溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐食性と安価な製造が可能であるとともに、溶融亜鉛めっき後にさらに加熱処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板も製造可能となり、耐食性に加え、溶接性やプレス成形性に優れていることから広く用いられている。
【０００５】
したがって、自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、連続溶融亜鉛めっきラインにより、優れた耐食性を具備したプレス成形性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を開発することが望まれる。
【０００６】
プレス成形性の良好な高張力鋼板の代表例としては、軟らかいフェライトと硬質のマルテンサイトの複合組織からなる複合組織鋼板が挙げられ、特に連続焼鈍後ガスジェット冷却で製造される複合組織鋼板は、降伏応力が低く高延性と優れた焼付け硬化性とを兼ね備えている。しかしながら、連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備を連続化して設置するのが一般的であるため、焼鈍後の冷却は、めっき温度の制約を受けこれよりも低い温度にまで一気に下げることができずに中断されることになり、この結果、平均冷却速度も必然的に小さくなる。
【０００７】
したがって、溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインで製造する場合、冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトを溶融めっき後の鋼板中に生成させることは難しいため、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインで製造することは、一般には困難である。
また、上記複合組織鋼板は、加工性については概ね良好であるものの、厳しい条件下での加工性、特に深絞り成形性が劣るという欠点があった。
【０００８】
こうした不利な条件のもとで、複合組織型溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造する方法としては、CrやMoといった焼入性を高める合金元素を多量に添加した鋼を用い、低温変態相の生成を容易化する方法が一般的である。しかし、前記した合金元素を多量に添加することは製造コストの上昇を招くため望ましくない。
【０００９】
また、特公昭62−40405号公報等にて開示されているように、連続溶融亜鉛めっきラインでの焼鈍後やめっき後の冷却における冷却速度を規定することにより、複合組織型溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造する方法も提案されている。しかし、かかる方法は、連続溶融亜鉛めっきラインの設備上の制約から現実的ではなく、この方法によって得られる鋼板の延性も十分なものとは言えない。
【００１０】
さらに、複合組織鋼板の深絞り性を改善する試みがなされている。例えば特公昭55−10650号公報では、冷間圧延後、再結晶温度〜Ａ_c3変態点の温度で箱焼鈍を行い、その後、複合組織とするため700〜800℃に加熱した後、焼入れ焼戻しを伴う連続焼鈍を行う技術が開示されている。しかしながら、この方法では、連続焼鈍時に焼入れ焼戻しを行うため降伏応力が高く、低い降伏比が得られない。この高降伏応力の鋼板はプレス成形に適さず、かつプレス部品の形状凍結性が悪いという欠点がある。
【００１１】
さらにまた、前記高降伏応力を改善するための方法としては、特開昭55−100934号公報に開示されている。この方法は、高r値を得るためにまず箱焼鈍を行うが、箱焼鈍時の温度をフェライト（α）−オーステナイト（γ）の２相域とし、均熱時にα相からγ相にMnを濃化させる。このMn濃化相は連続焼鈍時に優先的にγ相となり、ガスジェット程度の冷却速度でも混合組織が得られ、さらに降伏応力も低い。しかし、この方法では、Mn濃化のためα−γの２相域という比較的高温で長時間の箱焼鈍が必要であり、そのため鋼板間の密着の多発、テンパーカラーの発生および炉体インナーカバーの寿命低下など製造工程上、多くの問題がある。従来、このように高いｒ値と低い降伏応力を兼ね備えた高張力鋼板を工業的に安定して製造することは困難であった。
【００１２】
加えて、特公平1-35900号公報では、0.012質量％Ｃ-0.32質量％Si-0.53質量％Mn-0.03質量％Ｐ−0.051質量％Tiの組成の鋼を冷間圧延後、α-γの２相域である870℃に加熱後、100℃／ｓの平均冷却速度にて冷却することにより、r＝1.61、YS＝224MPa、TS=482MPaの非常に高いｒ値と低降伏応力を有する複合組織型冷延鋼板が製造可能となる技術が開示されている。しかしながら、100℃／ｓという高い冷却速度を、通常の連続溶融亜鉛めっきラインで実現することは困難であるため水焼入れ設備が必要となる他、水焼入れした冷延鋼板は、表面処理性の問題が顕在化するため、製造設備上および材質上の問題がある。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決した、高いｒ値を有する深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。
なお、本発明でいう「溶融亜鉛めっき鋼板」とは、溶融亜鉛めっき後に加熱合金化処理を施さない鋼板（非合金化溶融亜鉛めっき鋼板）および溶融亜鉛めっき後に加熱合金化処理を施す鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の双方を意味する。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、溶融亜鉛めっき鋼板のミクロ組織および再結晶集合組織におよぼす合金元素の影響について鋭意研究を重ねたところ、鋼スラブ中のＣを低含有量に制限するとともに、Ｃ含有量との関係でＶ含有量の適正化を図ることにより、再結晶焼鈍前には、鋼中のＣをＶ系炭化物として析出させて固溶Ｃを極力低減させ、{111}再結晶集合組織を発達させることにより高ｒ値が得られること、また引き続きα−γの２相域に加熱することにより、Ｖ系炭化物を溶解させて、オーステナイト中にＣを濃化させることにより、その後の冷却過程でマルテンサイトが生成しやすくなる結果、ｒ値の高い深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造できることを見い出した。
【００１５】
まず、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.03％、Si：0.02％、Mn：1.6％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.004％、Al：0.03％、Ｎ：0.002％、Mo：0.17％を基本組成とし、これにＶを0.03〜0.55質量％の範囲で添加することによって、異なるＶ含有量を有する種々のシートバーについて、1250℃に加熱−均熱後、仕上圧延終了温度が900℃となるように３パス圧延を行って板厚4.0ｍｍとした。なお、仕上圧延終了後、コイル巻取り処理として650℃×１ｈの保温相当処理を施した。引き続き、圧下率70％の冷間圧延を施して板厚1.2ｍｍとした。ついで、これらの冷延板に、850℃で60ｓの再結晶焼鈍を施した後、450〜500℃の温度域まで15℃／ｓの冷却速度で冷却し、Alを0.13質量％含有する溶融亜鉛めっき浴中に浸漬してめっきした後、450〜550℃の温度範囲の合金化処理（合金化処理後のめっき層中のFe含有率:約10質量％）を施した後、15℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却した。
【００１６】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、引張試験を実施し引張特性を調査した。引張試験は、JIS5号引張試験片を用いて行った。r値は、圧延方向（ｒ_L）、圧延方向に45度方向（ｒ_D）および圧延方向に垂直（90度）方向（ｒ_c）の平均ｒ値{＝(ｒ_L ＋ｒ_c ＋２×ｒ_D)／４}として求めた。
【００１７】
図1は、鋼スラブ中のＶ含有量がr値と降伏比（＝降伏応力（YS）/引張り強さ（TS）×100（％））に及ぼす影響を示すための図であり、横軸はＶ含有量とＣ含有量の原子比（（Ｖ／51）／（Ｃ／12））であり、縦軸はr値と降伏比に上下に分けて示す。
図１から、鋼スラブ中のＶ含有量をＣとの原子比にして0.5〜3.0の範囲に制限することにより、高いｒ値と低い降伏比が得られ、高ｒ値を有する複合組織型溶融亜鉛めっき鋼板が製造可能となることが明かになった。
【００１８】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板では、再結晶焼鈍前には固溶ＣおよびＮが少なく、{111}再結晶集合組織が強く発達するため、高ｒ値が得られる。一方、α-γの２相域にて焼鈍することにより、Ｖ炭化物が溶解し、固溶Ｃがオーステナイト相に多量に濃化することにより、その後の冷却過程においてオーステナイトがマルテンサイトに容易に変態することができ、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られることを明らかにした。
【００１９】
ここで、従来は炭化物形成元素としてTiおよびNbが主に使用されてきたが、本発明者らは高温域での焼鈍で有効に固溶Ｃを得るために、炭化物の溶解度がTiおよびNbよりも高いＶに着目した。すなわち、Ｖ炭化物はTi炭化物およびNb炭化物よりも、高温焼鈍時に容易に溶解するため、その結果、α−γの２相域での焼鈍により、オーステナイトがマルテンサイトに変態するのに十分な量の固溶Ｃが得られることを発見した。加えて、この現象は、Ｖ成分が最も顕著に生じるが、Nb、Tiを複合添加することによっても得られることも明らかになった。
【００２０】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものであり、本発明の要旨は下記のとおりである。
（１）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣが、
0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、第１相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２１】
（２）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.001〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、第１相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２２】
（３）上記組成に加えてさらに、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
記
Ａ群：Crを2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
【００２３】
（４）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、N：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣが、
0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、Ａ_c1〜Ａ_c3変態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２４】
（５）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、N：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣが、
0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、連続焼鈍し、引き続き鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を酸洗により除去した後、Ａc1〜Ａc3変態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２５】
（６）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.001〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、Ａc1〜Ａc3変態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２６】
（７）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、N：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、連続焼鈍し、引き続き鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を酸洗により除去した後、Ａc1〜Ａc3変態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２７】
（８）鋼スラブは、上記組成に加えてさらに、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群を含有することを特徴とする上記（４）〜（７）のいずれか１項に記載の深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
Ａ群：Crを2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
【００２８】
【発明の実施の形態】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さ（TS）が440MPa以上の深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
まず、本発明溶融亜鉛めっき鋼板の組成を限定した理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
【００２９】
Ｃ：0.01〜0.08％
Ｃは、鋼板の強度を増加し、さらにフェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する元素であり、本発明では複合組織形成の観点から0.01％以上、より好ましくは0.015％以上含有する必要がある。なお、TS：540MPa以上の高強度化を指向する場合にもＣは0.015％以上とすることが好ましい。一方、0.08％を超える含有は、{111}再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り成形性を低下させる。このため、本発明では、Ｃ含有量は0.01〜0.08％に限定した．なお、深絞り性の観点からは0.05％以下とするのが好ましい。
【００３０】
Si：2.0％以下
Siは、鋼板の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を高強度化させることができる有用な強化元素であるが、その含有量が2.0％を超えると、深絞り性の劣化を招くとともに、表面性状が悪化する。このため、Siは2.0％以下に限定した。
【００３１】
Mn：3.0％以下
Mnは、鋼を強化する作用があり、さらにフェライトとマルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を小さくして、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する作用を有しており、再結晶焼鈍後の冷却速度に応じた量を含有させるのが好ましい。また、Mnは、Ｓによる熟間割れを防止する有効な元素でもあるため、含有するＳ量に応じて適量含有させるのが好ましい。しかしながら、Mn含有量が3.0％を超えると、深絞り性および溶接性が劣化する。このため、本発明ではMn含有量は3.0％以下に限定した。尚、Mn含有量は、0.5％以上含有させることが上記効果を顕著に発揮させる上で好ましく、より好ましくは1.0％以上である。
【００３２】
Ｐ：0.10％以下
Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量含有させることができるが、Ｐ含有量が0.10％を超えると、プレス成形性が劣化する。このため、Ｐ含有量は0.10％以下と限定した。なお、より優れたプレス成形性が要求される場合には、Ｐ含有量は0.08％以下とするのが好ましい。
【００３３】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、成形性、とくに伸びフランジ成形性の劣化をもたらす元素であるため、できるだけ低減するのが好ましく、0.02％以下に低減するとさほど悪影響を及ぼさなくなることから、本発明ではＳ含有量は0.02％を上限とした。なお、より優れた伸びフランジ成形性を要求される場合には、Ｓ含有量は0.01％以下とするのが好ましく、より好ましくは0.005％以下である。
【００３４】
Al：0.005〜0.20％
Alは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素であるが、0.005％未満では添加の効果がなく、一方、0.20％を越えて含有してもより一層の脱酸効果は得られず、逆に深絞り性が劣化する．このため、Alは0.005〜0.20％に限定した。なお、本発明では、Al脱酸以外の脱酸方法による溶製方法を排除するものではなく、たとえばTi脱酸やSi脱酸を行ってもよく、これらの脱酸法による鋼板も本発明の範囲に含まれる。その際、CaやREM等を溶鋼に添加しても、本発明鋼板の特徴はなんら阻害されず、CaやREM等を含む鋼板も本発明範囲に含まれるのは勿論である。
【００３５】
Ｎ：0.004％以下
Ｎは、固溶強化や歪時効硬化で鋼板の強度を増加させる元素であるが、0.004％を超えて含有すると、鋼板中に窒化物が増加し、それにより鋼板の深絞り性が顕著に劣化する。このため、Ｎは0.004％以下に限定した。
【００３６】
Ｖ：0.01〜0.5％でかつ0.5×Ｃ／12≦Ｖ/51≦３×C/12
Ｖは、本発明において最も重要な元素であり、再結晶前には固溶ＣをＶ炭化物として析出固定することにより、{111}再結晶集合組織を発達させて高いr値を得ることができ、さらに、α−γのニ相域焼鈍時にはＶ炭化物を溶解させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、その後の冷却過程において容易にマルテンサイト変態させることにより、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する複合組織鋼板を得ることができる。このような効果は、Ｖ含有量が0.01％以上、より好ましくは0.02％以上でかつＣ含有量との関係で0.5×Ｃ／12≦Ｖ/51で有効となる。一方、Ｖ含有量が0.5％を超えるかあるいはＣ含有量との関係でＶ/51＞３×C／12であると、α-γの２相域におけるＶ炭化物の溶解が起こりにくくなるため、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られにくくなる。したがって、Ｖ含有量は0.01〜0.5％でかつ0.5×Ｃ／12≦Ｖ/51≦３×C/12に限定した。
【００３７】
また、本発明では、上記した組成に加えて、質量％で、Nb：0.001〜0.3％およびTi:0.001〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、かつ、Ｖ含有量とＣ含有量とが0.5×Ｃ／12≦Ｖ/51≦３×C/12を満足することに代えて、Ｖ、Nb、Tiの各含有量とＣの含有量とが、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12なる関係を満たすことが好ましい。
【００３８】
Nb：0.001〜0.3％およびTi:0.001〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12なる関係を満たすこと
NbおよびTiはＶと同様に炭化物形成元素であって、上述したＶと同様の作用を有する。すなわち、再結晶前には固溶ＣをNbおよびTi炭化物として析出固定することにより、{111}再結晶集合組織を発達させて高いｒ値を得ることができ、さらにα−γの２相域での焼鈍時にはNbおよびTi炭化物を溶解させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、その後の冷却過程においてマルテンサイト変態させることにより、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する複合組織鋼板を得ることができる。但し、NbおよびTiの上述した効果は、Ｖに比べるとかなり小さいため、鋼スラブ中にＶを添加することなく、NbやTiだけを添加しただけでは、本発明の効果である深絞り性を十分に高めることはできない。
【００３９】
具体的には、NbおよびTi含有量がそれぞれ0.001％以上でかつＣおよびＶ含有量との関係で0.5×Ｃ／12≦（Ｖ／51＋２×Nb／93＋２×Ti／48）であることが上記効果を発揮する上で好ましい。一方、NbおよびTiの単独添加で又は複合添加の合計で0.3％を超えるか、あるいはＣとＶ含有量との関係で（Ｖ／51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）＞３×Ｃ／12の場合には、α−γの２相域における炭化物の溶解が起こりにくくなるため、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られにくくなる。したがって、NbおよびTiのいずれか１方のみを添加する場合には、ともに0.001〜0.3％の範囲とし、また、NbおよびTiを複合添加する場合には、合計で0.3％以下とし、かつＶおよびＣとの関係で0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12の範囲に限定した。
【００４０】
また、本発明では、上記した鋼スラブの組成に加えてさらに、下記に示すＡ群およびＢ群、すなわち、
Ａ群：Crを2.0％以下
Ｂ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で2.0％以下
のうちの１群または２群を含有することが好ましい。
【００４１】
Ａ群：Crを2.0％以下
Ａ群：Crは、 Mnと同様に、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を小さくし、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する作用を有しており、必要に応じ含有できる。上記効果を得るための好ましいCrの含有量の下限値は、Cr：0.05％である。但し、Crを2.0％超えて含有すると、深絞り性が低下する。このため、Ａ群：Crを2.0％以下に限定するのが好ましい。
【００４２】
Ｂ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で2.0％以下
Ｂ群：Cu、Niは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量含有することができるが、CuおよびNiを単独添加でまたは複合添加の合計で2.0％を超えると、深絞り性が劣化する傾向がある。このため、Cu、Niは１種または２種を合計で2.0％以下とするのが好ましい。なお、上記効果を得るための好ましいCu、Niの含有量の下限値は、Cu：0.05％、Ni:0.05％である。
【００４３】
なお、本発明では、上記した成分以外については、特に限定していないが、Ｂ、Ca、REM等を通常の鋼組成の範囲内であれば含有させてもなんら問題はない。
【００４４】
Ｂは、鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。しかし、Ｂ含有量が0.003％を超えると、効果が飽和するため、Ｂは0.003％以下が好ましい。なお、より望ましい範囲は0.001〜0.002％である。CaおよびREMは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。このような効果は、CaおよびREMのうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で、0.01％を超えると飽和する。このため、CaおよびREMのうちの１種または２種の含有量は、合計で0.01％以下とするのが好ましい。なお、より好ましい範囲は0.001〜0.005％である。
【００４５】
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばSb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb:0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下の範囲である。
【００４６】
次に、本発明鋼板の組織について説明する。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、組織が、第１相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有する。
【００４７】
低い降伏応力（YS）と高い延性（El）を有し、優れた深絞り性を有する溶融亜鉛めっき鋼板とするために、本発明では鋼板の組織を、第１相であるフェライト相と、マルテンサイト相を含む第２相との複合組織とする必要がある。第１相であるフェライト相は、面積率で80％以上とするのが好ましい。フェライト相が面積率で80％未満では、高い延性を確保することが困難となり、プレス成形性が低下する傾向があるからである。また、さらに良好な延性が要求される場合には、フェライト相を面積率で85％以上とするのが好ましい。なお、複合組織の利点を利用するため、フェライト相は99％以下とする必要がある。
【００４８】
また、第２相として、本発明では、マルテンサイト相を、組織全体に対する面積率で１％以上含有する必要がある。マルテンサイトが面積率で１％未満では、低い降伏応力（YS）と高い延性（El）を同時に満足させることができない。より好ましくはマルテンサイト相は面積率で３％以上である。なお、第２相は、面積率で１％以上のマルテンサイト相単独としても、あるいは面積率で１％以上のマルテンサイト相と、副相としてそれ以外のパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれかとの混合としてもよく、特に限定されない。ただし、これらパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相は、前記マルテンサイト相の効果をより有効に発揮させるため、これらの相の合計を第２相の組織に対して面積率で50％以下とするのが好ましい。
上記した組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板は、低降伏応力で高延性を有する深絞り性に優れた鋼板である。
【００４９】
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造方法に用いられる鋼スラブの組成は、上述した溶融亜鉛めっき鋼板の組成と同様であるので、鋼スラブの限定理由の説明については省略する。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板を酸洗する酸洗工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍および溶融亜鉛めっきを行い溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程とを順次施すことにより製造される。また必要に応じて、連続溶融亜鉛めっき工程の前に、該冷延鋼板に焼鈍および酸洗を行う工程を施す。
【００５０】
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する方法や、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延する方法などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００５１】
上記した素材（鋼スラブ）を加熱し、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程を施す。熱延工程は所望の板厚の熱延板が製造できる条件であればよく、通常の圧延条件を用いても特に問題はない。なお、参考のため、好適な熱延条件を以下に示しておく。
【００５２】
スラブ加熱温度：900℃以上
スラブ加熱温度は、析出物を粗大化させることにより、{111}再結晶集合組織を発達させ、深絞り性を改善するため、低い方が望ましい。しかし、加熱温度が900℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大する。このため、スラブ加熱温度は900℃以上にすることが好ましい。また、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大による歩留まり低下などから、スラブ加熱温度の上限は1300℃とすることがより好適である。なお、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用することは、有効な方法であることは言うまでもない。
【００５３】
仕上圧延終了温度：700℃以上
仕上圧延終了温度（FDT）は、冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られる均一な熱延母板組織を得るため、700℃以上にすることが好ましい。すなわち、仕上圧延終了温度が700℃未満では、熱延母板組織が不均一となるとともに、熱間圧延時の圧延負荷が高くなり、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するからである。
【００５４】
巻取温度：800℃以下
巻取温度は、800℃以下とするのが好ましい。すなわち、巻取温度が800℃を超えると、スケールが増加しスケールロスにより歩留りが低下する傾向があるからである。なお、巻取温度は200℃未満となると、鋼板形状が顕著に乱れ、実際の使用にあたり不具合を生じる危険性が増大するため、巻取温度の下限を200℃とすることがより好適である。
【００５５】
このように、本発明の熱延工程では、鋼スラブを900℃以上に加熱した後、仕上圧延終了温度：700℃以上とする熱間圧延を施し、800℃以下の巻取温度で巻き取るのが好ましい。
なお、本発明における熱間圧延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低滅するため、仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。加えて、潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とすることが好ましい。
【００５６】
また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
【００５７】
ついで、熱延板にスケールを除去するため、酸洗を施す。酸洗工程は、常法に従えばよく、酸洗液としては、例えば塩酸や硫酸系の処理液を用いるのが好ましい。
さらに、熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする。冷聞圧延条件は、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、特に限定されないが、冷間圧延時の圧下率は40％以上とすることが好ましい。圧下率が40％未満では、｛111｝再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性が得られないからである。
【００５８】
引き続き、上記冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍および溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき鋼板とする。再結晶焼鈍の焼鈍温度はＡ_c1〜Ａ_c3変態点の温度範囲の(α＋γ)の２相域で行う必要がある。すなわち、焼鈍温度がＡ_c1変態点未満では、フェライト単相組織となって、マルテンサイトを生成することができなくなるからであり、一方、Ａ_c3変態点を超える高温では、結晶粒が粗大化するとともに、オーステナイト単相域となり、{111}再結晶集合組織が発達せずに深絞り性が著しく劣化するからである。
【００５９】
上記再結晶焼鈍後は、380〜530℃の温度域に急冷するのが好ましい。急冷停止温度が380℃未満では不めっきが発生しやすくなり、−方、530℃を超えるとめっき表面にむらが発生しやすくなるからである。なお、冷却速度は、マルテンサイトを生成することができ、フェライトとマルテンサイトの複合組織を得るため、５℃／ｓ以上とするのが好ましい。上記急冷後は引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする。この時、めっき浴のＡｌ濃度は0.12〜0.145mass％の範囲にするのが好ましい。めっき浴中のAl含有量が0.12 mass％未満では合金化が進み過ぎてめっき密着性（耐パウダリング性）が劣化する傾向があるからであり、一方、0.145 mass％を超えると不めっきが発生しやすくなるからである。
【００６０】
また、溶融亜鉛めっき処理後にめっき層の合金化処理を施してもよい。なお、合金化処理を行う場合には、めっき層中のFe含有率が9〜12％となるように実施するのが好ましい。
【００６１】
合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、450〜550℃の温度域まで再加熱し溶融亜鉛めっき層の合金化を行うのが好ましい。合金化処理後は、５℃／ｓ以上の冷却速度で300℃まで冷却するのが好ましい。高温での合金化は、マルテンサイトの形成が困難となり、鋼板の延性が低下するおそれがあり、一方、合金化温度が450℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する傾向があるからである。
【００６２】
また、合金化処理後の冷却速度が極端に小さい場合にはマルテンサイトの形成が困難になる。このため、合金化処理後から300℃までの温度範囲における冷却速度を５℃／ｓ以上にするのが好ましい。
【００６３】
なお、めっき性をより一層改善する必要がある場合には、冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっきを施す前に、連続焼鈍ラインで焼鈍し、引き続き鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を酸洗により除去し、その後、連続溶融亜鉛めっきラインで上述した処理を行うことが好ましい。このとき、酸洗は、酸洗ラインで行うか、または連続溶融亜鉛めっきライン内に設置された酸洗槽で行ってもよい。
【００６４】
この場合、連続焼鈍ラインの雰囲気は、スケールの生成を防ぐため、鋼板に対し、還元性雰囲気であることが好ましく、一般的には、数％Ｈ_２を含有する窒素ガスを用いればよい。連続焼鈍ラインでの鋼板到達温度は、鋼成分によって決まるＡ_c1変態点以上で焼鈍を行うのが好ましい。これは、鋼板表面に合金元素の濃化を促すとともに、連続焼鈍ラインで一旦複合組織を形成することにより、第２相に合金元素を濃化させる必要からである。
【００６５】
連続焼鈍ラインにて焼鈍された後、鋼板は、鋼中成分のＰが拡散して鋼板表面に偏析するとともに、Si,Mn，Crなどが酸化物として濃化する傾向があるため、この鋼板表面に形成した濃化層を酸洗により除去することが好ましい。
【００６６】
ついで、連続溶融亜鉛めっきラインで上述したのと同様に焼鈍を行う。複合組織としての特性を発現させるため、連続溶融亜鉛めっきラインで行う焼鈍は、Ａ_c1〜Ａ_c3変態点の温度範囲の（α＋γ）の２相域で行うのが好ましい。
【００６７】
ここで、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインともにＡ_c1変態点以上で焼鈍する理由は、前述したように複合組織を形成するためである。一旦連続焼鈍ラインで複合組織という最終的な組織とし、第２相となる元素の濃化場所を作ることで、ある程度その場所に合金元素を濃化させることが可能になる。望ましくは、最終製品と同じ複合組織が冷却後に得られればよく、そのためには、合金元素を、粒界の３重点（３個の結晶粒によって形成される粒界の交点）付近に濃化させておくことがより好適である。
【００６８】
その後、さらに連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、２相域にて焼鈍すると、合金元素がさらに第２相つまりγ相へと濃化し、冷却過程中にこのγ相がマルテンサイトになりやすくなるのである。なお、ここでいう合金元素とは、Mn，Moなどの置換型の合金元素であり、焼鈍工程における温度では、比較的拡散しにくく、より濃化しやすい状況をつくることが、降伏比を下げるために必要である。
【００６９】
また、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のための調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装あるいは電気めっき等の処理を施しても何ら不都合はない。
【００７０】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。ついで、これら鋼スラブを1150℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度：900℃、巻取温度：650℃とする熱間圧延を施す熱延工程により、板厚4.0ｍｍの熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯(熱延板）に酸洗、圧下率：70％で冷間圧延を施す冷延工程により、板厚1.2ｍｍの冷延鋼帯（冷延板）とした。ついで、これら冷延鋼帯(冷延板)に、連続溶融亜鉛めっきラインで、表２に示す焼鈍温度で再結晶焼鈍を行い、その後、溶融亜鉛めっきを施した。なお、一部の鋼帯（表2の鋼板No.３、19、20、21）に関しては、冷間圧延後に連続焼鈍ラインにて830℃で焼鈍を行ってから、連続溶融亜鉛めっきライン内にて酸洗した後、焼鈍および溶融亜鉛めっきを施した。得られた鋼帯（溶融亜鉛めっき鋼板）に、さらに伸び率：0.8％の調質圧延を施した。
【００７１】
得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、画像解析装置を用いて第１相であるフェライトの組織分率および第２相の種類と組織分率を求めた。また、得られた鋼帯から、JIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、降伏応力（YS）、引張強さ（TS）、伸び（El）、降伏比（YR）およびランクフォード値（ｒ値）を求めた。これらの結果を表２に示す。
【００７２】
【表１】

【００７３】
【表２】

【００７４】
表2に示す結果から、本発明例は、いずれも、低い降伏応力（YS）、高い伸び（El）および低い降伏比（YR）を有し、さらに高いｒ値を示して、深絞り成形性に優れるとともに、引張り強さが（TS）が440MPa以上の高張力を有している。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、降伏応力（YS）が高いか、伸び（El）が低いか、あるいはｒ値が低くなっている。
【００７５】
【発明の効果】
本発明によれば、優れた深絞り成形性を有する高張力の溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することができるという産業上格段の効果を奏する。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を自動車部品に適用した場合、プレス成形が容易で、自動車車体の軽量化に十分に寄与できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼スラブ中のＶおよびＣ含有量がr値と降伏比（＝降伏応力（YS）/引張り強さ（TS）×100（％））に及ぼす影響を示すための図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a composite structure type high-tensile hot dip galvanized steel sheet excellent in deep drawability, which is useful for use in automobile steel sheets and the like, whose tensile strength is 440 MPa or more, and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
In recent years, from the viewpoint of protecting the global environment, there has been a demand for improving fuel efficiency of automobiles, and from the viewpoint of protecting passengers in the event of a vehicle collision, there has also been a demand for improving the safety of automobile bodies. For this reason, studies are being actively conducted to reduce the weight and strengthen the automobile body.
It is said that it is effective to increase the strength of component materials in order to satisfy the weight reduction and strengthening of the automobile body at the same time. Recently, high-tensile steel plates have been actively used for automobile parts.
[0003]
Since many automotive parts made of steel plates are formed by press working, it has excellent press formability as a high-tensile steel plate used for automotive parts, more specifically, steel plate machinery It is necessary to have high rankford value (r value), high ductility (EI), and low yield stress (YS) as characteristic characteristics.
However, in general, when the strength of a steel plate is increased, the r value and ductility are lowered, the press formability is deteriorated, the yield stress is increased, the shape freezing property is deteriorated, and the problem of springback occurs. Cheap.
[0004]
Moreover, since high corrosion resistance is also requested | required by the application site | part for a motor vehicle part, the various surface treatment steel plate excellent in corrosion resistance is conventionally used as a steel plate for motor vehicle parts. Among such surface-treated steel sheets, hot-dip galvanized steel sheets manufactured in a continuous hot-dip galvanizing facility that performs recrystallization annealing and plating on the same line can be manufactured with excellent corrosion resistance and at a low cost. Further, an alloyed hot-dip galvanized steel sheet subjected to heat treatment can be produced, and it is widely used because it has excellent weldability and press formability in addition to corrosion resistance.
[0005]
Therefore, in order to further promote weight reduction and strengthening of an automobile body, it is desired to develop a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet having excellent corrosion resistance and press formability by a continuous hot-dip galvanizing line.
[0006]
As a typical example of a high-tensile steel plate having good press formability, a composite steel plate composed of a composite structure of soft ferrite and hard martensite can be mentioned, and in particular, a composite steel plate manufactured by gas jet cooling after continuous annealing, It has a low yield stress and combines high ductility and excellent bake hardenability. However, since a continuous hot dip galvanizing line is generally installed with an annealing facility and a plating facility connected continuously, the cooling after annealing should be reduced to a temperature lower than this due to the limitation of the plating temperature. As a result, the average cooling rate is inevitably reduced.
[0007]
Therefore, when producing hot-dip galvanized steel sheets on a continuous hot-dip galvanizing line, it is difficult to produce martensite produced under cooling conditions with a high cooling rate in the steel sheet after hot dipping. In general, it is difficult to produce a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet having a texture in a continuous hot-dip galvanizing line.
Moreover, although the said composite structure steel plate is generally favorable about workability, there existed a fault that workability on severe conditions, especially deep drawing formability were inferior.
[0008]
Under these unfavorable conditions, as a method of producing a high-strength steel sheet with a composite structure type hot dip galvanized steel, a steel containing a large amount of alloying elements that enhance hardenability such as Cr and Mo is used to generate a low-temperature transformation phase. A method for facilitating the process is common. However, it is not desirable to add a large amount of the above-described alloy element because the manufacturing cost increases.
[0009]
In addition, as disclosed in Japanese Patent Publication No. 62-40405, etc., by specifying the cooling rate in the cooling after the annealing and the plating in the continuous hot dip galvanizing line, the high tension of the composite structure type hot dip galvanizing A method of manufacturing a steel sheet has also been proposed. However, this method is not realistic due to the restrictions on the equipment of the continuous hot dip galvanizing line, and the ductility of the steel sheet obtained by this method cannot be said to be sufficient.
[0010]
Furthermore, attempts have been made to improve the deep drawability of the composite structure steel plate. For example, in Japanese Patent Publication 55-10650 and JP after cold rolling, subjected to box annealing at a temperature of recrystallization temperature to A _c3 transformation point, then, after heating to 700 to 800 ° C. for a composite structure, the quenching and tempering A technique for performing continuous annealing is disclosed. However, in this method, since quenching and tempering is performed during continuous annealing, the yield stress is high and a low yield ratio cannot be obtained. This high yield stress steel sheet is not suitable for press forming and has the disadvantages that the shape freezing property of the pressed part is poor.
[0011]
Furthermore, a method for improving the high yield stress is disclosed in JP-A-55-100934. In this method, box annealing is first performed in order to obtain a high r value. The temperature during box annealing is set to a two-phase region of ferrite (α) -austenite (γ), and Mn is changed from α phase to γ phase during soaking. Thicken. This Mn-concentrated phase preferentially becomes a γ phase during continuous annealing, and a mixed structure can be obtained even at a cooling rate comparable to that of a gas jet, and the yield stress is low. However, this method requires a relatively high temperature and long-time box annealing in the α-γ two-phase region for Mn concentration. Therefore, frequent adhesion between steel plates, generation of temper color, and furnace body inner cover There are a number of problems in the manufacturing process, such as a reduction in the service life. Conventionally, it has been difficult to industrially stably produce a high-tensile steel plate having such a high r value and a low yield stress.
[0012]
In addition, in Japanese Patent Publication No. 1-35900, after cold rolling a steel having a composition of 0.012 mass% C-0.32 mass% Si-0.53 mass% Mn-0.03 mass% P-0.051 mass% Ti, After heating to 870 ° C, which is a two-phase region, and cooling at an average cooling rate of 100 ° C / s, a composite with a very high r value and low yield stress of r = 1.61, YS = 224 MPa, TS = 482 MPa A technique that enables the production of a textured cold-rolled steel sheet is disclosed. However, since it is difficult to achieve a high cooling rate of 100 ° C / s with a normal continuous hot dip galvanizing line, water quenching equipment is required. Since this becomes obvious, there are problems in manufacturing equipment and materials.
[0013]
[Problems to be solved by the invention]
It is an object of the present invention to propose a composite structure type high-tensile hot dip galvanized steel sheet having a high r value and excellent deep drawability and a method for producing the same, which has advantageously solved the above problems.
The term “hot dip galvanized steel sheet” as used in the present invention refers to a steel sheet not subjected to heat alloying treatment after hot dip galvanization (non-alloyed hot dip galvanized steel sheet) and a steel sheet subjected to heat alloying treatment after hot dip galvanization (alloy) Both galvanized steel sheets).
[0014]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above-mentioned problems, the present inventors have conducted extensive studies on the influence of alloying elements on the microstructure and recrystallization texture of hot-dip galvanized steel sheets. As a result, the C content in the steel slab is reduced to a low content. By restricting and optimizing the V content in relation to the C content, before recrystallization annealing, C in the steel is precipitated as V-based carbides to reduce the solid solution C as much as possible. 111} By developing a recrystallized texture, a high r value can be obtained, and by subsequently heating to a two-phase region of α-γ, V-based carbides are dissolved and C is concentrated in austenite. As a result, it has been found that martensite is easily generated in the subsequent cooling process, and as a result, a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a high r value and excellent deep drawability can be stably produced.
[0015]
First, basic experimental results performed by the present inventors will be described.
By mass%, C: 0.03%, Si: 0.02%, Mn: 1.6%, P: 0.01%, S: 0.004%, Al: 0.03%, N: 0.002%, Mo: 0.17% By adding V in the range of 0.03 to 0.55 mass%, various sheet bars having different V contents are heated to 1250 ° C, soaked, and then subjected to 3-pass rolling so that the finish rolling finish temperature is 900 ° C. To obtain a plate thickness of 4.0 mm. In addition, after finishing rolling, the heat | fever equivalent process of 650 degreeC x 1h was performed as coil winding-up process. Subsequently, cold rolling with a rolling reduction of 70% was performed to a sheet thickness of 1.2 mm. Next, these cold-rolled sheets were subjected to recrystallization annealing at 850 ° C. for 60 s, then cooled to a temperature range of 450 to 500 ° C. at a cooling rate of 15 ° C./s, and molten zinc containing 0.13% by mass of Al. After plating by dipping in a plating bath, alloying treatment in the temperature range of 450 to 550 ° C. (Fe content in the plating layer after alloying treatment: about 10% by mass) is performed, and then 15 ° C./s. It cooled to room temperature with the cooling rate of.
[0016]
About the obtained hot-dip galvanized steel sheet, the tensile test was implemented and the tensile characteristic was investigated. The tensile test was performed using a JIS No. 5 tensile test piece. The r value is the average r value in the rolling direction (r _L ), 45 ° direction (r _D ) in the rolling direction and 90 ° direction (r _c ) in the rolling direction {= (r _L + r _c + 2 × r _D ) / 4}.
[0017]
Figure 1 shows the effect of V content in steel slabs on r-value and yield ratio (= yield stress (YS) / tensile strength (TS) x 100 (%)). Is the atomic ratio of V content to C content ((V / 51) / (C / 12)), and the vertical axis shows the r value and the yield ratio divided up and down.
From FIG. 1, by limiting the V content in the steel slab to an atomic ratio with C in the range of 0.5 to 3.0, a high r value and a low yield ratio are obtained, and a composite structure type melt having a high r value is obtained. It became clear that galvanized steel sheets could be manufactured.
[0018]
In the hot dip galvanized steel sheet of the present invention, a high r value can be obtained because the solid solution C and N are small before recrystallization annealing and the {111} recrystallization texture is strongly developed. On the other hand, by annealing in the α-γ two-phase region, V carbide dissolves and solute C concentrates abundantly in the austenite phase, so that austenite is easily transformed into martensite in the subsequent cooling process. It was clarified that a composite structure of ferrite and martensite can be obtained.
[0019]
Here, conventionally, Ti and Nb have been mainly used as carbide-forming elements. However, in order to obtain solid solution C effectively by annealing in a high temperature region, the present inventors have a solubility of carbides more than that of Ti and Nb. We also focused on high V. That is, V carbide is more easily dissolved during high-temperature annealing than Ti carbide and Nb carbide, and as a result, an amount sufficient to transform austenite into martensite by annealing in the α-γ two-phase region. It was discovered that solute C was obtained. In addition, it has also been clarified that this phenomenon can be obtained by adding Nb and Ti in a combined manner, although the V component occurs most remarkably.
[0020]
The present invention has been completed by further study based on the above-described findings, and the gist of the present invention is as follows.
(1) C: 0.01 to 0.08% by mass, Si: 2.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005-0.20%, N: 0.004 % or less and V: 0.01 to 0.5%, and V and C are
0.5 × C / 12 ≦ V / 51 ≦ 3 × C / 12
The balance has a composition consisting of Fe and inevitable impurities, and the structure is composed of a ferrite phase as a first phase and a second phase containing a martensite phase with an area ratio of 1% or more with respect to the entire structure. A composite structure type high-tensile hot-dip galvanized steel sheet excellent in deep drawability.
[0021]
(2) By mass%, C: 0.01 to 0.08%, Si: 2.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005-0.20%, N: 0.004 % or less and V: 0.01 to 0.5%, Nb: 0.001 to 0.3% and Ti: 0.001 to 0.3%, or a total of 0.3% or less, and V, Nb, Ti and C And
0.5 × C / 12 ≦ (V / 51 + 2 × Nb / 93 + 2 × Ti / 48) ≦ 3 × C / 12
The balance has a composition consisting of Fe and inevitable impurities, and the structure is composed of a ferrite phase as a first phase and a second phase containing a martensite phase with an area ratio of 1% or more with respect to the entire structure. A composite structure type high-tensile hot-dip galvanized steel sheet excellent in deep drawability.
[0022]
(3) In addition to the above composition, the depth described in (1) or (2) above, further comprising, in mass%, one group or two groups of the following groups A and B: Composite structure type high-tensile hot-dip galvanized steel sheet with excellent drawability.
Group A: 2.0% by mass or less of Cr Group B: 2.0% by mass or less of one or two of Cu and Ni in total [0023]
(4) In mass%, C: 0.01 to 0.08%, Si: 2.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005 to 0.20%, N: 0.004 % or less and V: 0.01 to 0.5%, and V and C are
0.5 × C / 12 ≦ V / 51 ≦ 3 × C / 12
A steel slab having the composition of Fe and the inevitable impurities in the balance is hot-rolled, followed by pickling and cold-rolling, and then in the temperature range of the A _{c1 to} A _c3 transformation points. A method for producing a composite structure type high-tensile hot dip galvanized steel sheet excellent in deep drawability, characterized by performing hot dip galvanizing after continuous annealing.
[0024]
(5) In mass%, C: 0.01 to 0.08%, Si: 2.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005 to 0.20%, N: 0.004 % or less and V: 0.01 to 0.5%, and V and C are
0.5 × C / 12 ≦ V / 51 ≦ 3 × C / 12
A steel slab that satisfies the following relationship, the balance being Fe and inevitable impurities composition, hot-rolled, subsequently pickled, then cold-rolled, then continuously annealed, and subsequently produced on the steel sheet surface A complex structure type high tension with excellent deep drawability, characterized by removing the concentrated layer of the middle component by pickling and then performing hot dip galvanizing after continuous annealing in the temperature range of Ac1 to Ac3 transformation points. Manufacturing method of hot dip galvanized steel sheet.
[0025]
(6) By mass% C: 0.01 to 0.08%, Si: 2.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005-0.20%, N: 0.004 % or less and V: 0.01 to 0.5%, Nb: 0.001 to 0.3% and Ti: 0.001 to 0.3%, or a total of 0.3% or less, and V, Nb, Ti and C And
0.5 × C / 12 ≦ (V / 51 + 2 × Nb / 93 + 2 × Ti / 48) ≦ 3 × C / 12
Satisfy the relationship: the balance being a steel slab comprising the composition of Fe and unavoidable impurities, hot rolling, subsequently after pickling, subjected to cold rolling, then continuous annealing in a temperature range of Ac1~Ac3 transformation point Then, hot-dip galvanization is performed, and the manufacturing method of the composite structure type high-tensile hot-dip galvanized steel sheet excellent in deep drawability.
[0026]
(7) In mass%, C: 0.01 to 0.08%, Si: 2.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005 to 0.20%, N: 0.004 % or less and V: 0.01 to 0.5%, and V, Nb, Ti and C are
0.5 × C / 12 ≦ (V / 51 + 2 × Nb / 93 + 2 × Ti / 48) ≦ 3 × C / 12
A steel slab that satisfies the following relationship, the balance being Fe and inevitable impurities composition, hot-rolled, subsequently pickled, then cold-rolled, then continuously annealed, and subsequently produced on the steel sheet surface A complex structure type high tension with excellent deep drawability, characterized by removing the concentrated layer of the middle component by pickling and then performing hot dip galvanizing after continuous annealing in the temperature range of Ac1 to Ac3 transformation points. Manufacturing method of hot dip galvanized steel sheet.
[0027]
(8) In addition to the above composition, the steel slab further contains, in mass%, one or two of the following groups A and B: (4) to (7) The manufacturing method of the composite structure type | mold high tension hot-dip galvanized steel plate excellent in the deep drawability of any one of these.
Group A: 2.0% by mass or less of Cr Group B: 2.0% by mass or less of one or two of Cu and Ni in total [0028]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is a composite structure type high-tensile hot-dip galvanized steel sheet excellent in deep drawability having a tensile strength (TS) of 440 MPa or more.
First, the reason why the composition of the hot dip galvanized steel sheet of the present invention is limited will be described. The mass% is simply written as%.
[0029]
C: 0.01-0.08%
C is an element that increases the strength of the steel sheet and further promotes the formation of a composite structure of ferrite and martensite. In the present invention, it is necessary to contain 0.01% or more, more preferably 0.015% or more from the viewpoint of forming the composite structure. is there. Note that C is also preferably set to 0.015% or more when aiming at increasing the strength of TS: 540 MPa or more. On the other hand, the content exceeding 0.08% inhibits the development of {111} recrystallized texture and lowers the deep drawability. For this reason, in this invention, C content was limited to 0.01 to 0.08%. From the viewpoint of deep drawability, it is preferably 0.05% or less.
[0030]
Si: 2.0% or less
Si is a useful strengthening element that can increase the strength of the steel sheet without significantly reducing the ductility of the steel sheet, but when its content exceeds 2.0%, it causes deterioration of deep drawability, The surface properties deteriorate. For this reason, Si was limited to 2.0% or less.
[0031]
Mn: 3.0% or less
Mn has the effect of strengthening steel, and further has the effect of reducing the critical cooling rate at which a composite structure of ferrite and martensite is obtained, and promoting the formation of a composite structure of ferrite and martensite. It is preferable to contain the quantity according to the cooling rate after crystal annealing. Further, since Mn is also an effective element for preventing aging cracks due to S, it is preferable to contain an appropriate amount according to the amount of S contained. However, if the Mn content exceeds 3.0%, the deep drawability and weldability deteriorate. For this reason, in the present invention, the Mn content is limited to 3.0% or less. The Mn content is preferably 0.5% or more in order to significantly exhibit the above effects, and more preferably 1.0% or more.
[0032]
P: 0.10% or less P has an effect of strengthening steel and can be contained in a necessary amount depending on a desired strength. However, if the P content exceeds 0.10%, press formability deteriorates. For this reason, P content was limited to 0.10% or less. In addition, when more excellent press formability is required, the P content is preferably 0.08% or less.
[0033]
S: 0.02% or less S is an element present in the steel sheet as an inclusion, and is an element that causes deterioration of the ductility and formability of the steel sheet, particularly stretch flangeability. Therefore, it is preferable to reduce it as much as possible, and reduce it to 0.02% or less. Then, since it does not have much adverse effects, the upper limit of the S content is 0.02% in the present invention. When more excellent stretch flange formability is required, the S content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less.
[0034]
Al: 0.005-0.20%
Al is added as a deoxidizing element for steel, and is an element useful for improving the cleanliness of steel. However, if it is less than 0.005%, there is no effect of addition, while it is more than 0.20%. A further deoxidation effect cannot be obtained, and conversely the deep drawability deteriorates. For this reason, Al was limited to 0.005 to 0.20%. In the present invention, it does not exclude a melting method by a deoxidation method other than Al deoxidation. For example, Ti deoxidation or Si deoxidation may be performed. Included in the range. At that time, even if Ca, REM, etc. are added to the molten steel, the characteristics of the steel sheet of the present invention are not inhibited at all, and it is a matter of course that a steel sheet containing Ca, REM, etc. is also included in the scope of the present invention.
[0035]
N: 0.004 % or less N is an element that increases the strength of the steel sheet by solid solution strengthening or strain age hardening, but if it exceeds 0.004 %, nitride increases in the steel sheet, thereby deep drawing the steel sheet. Remarkably deteriorates. For this reason, N was limited to 0.004 % or less.
[0036]
V: 0.01 to 0.5% and 0.5 × C / 12 ≦ V / 51 ≦ 3 × C / 12
V is the most important element in the present invention. By precipitating and fixing solute C as V carbide before recrystallization, {111} recrystallized texture can be developed to obtain a high r value. Furthermore, during the two-phase annealing of α-γ, V carbides are dissolved to concentrate a large amount of solid solution C into the austenite phase, and are easily martensitic transformed in the subsequent cooling process, so that ferrite and martensite A composite steel sheet having a composite structure can be obtained. Such an effect is effective when the V content is 0.01% or more, more preferably 0.02% or more and 0.5 × C / 12 ≦ V / 51 in relation to the C content. On the other hand, when V content exceeds 0.5% or V / 51> 3 × C / 12 in relation to C content, dissolution of V carbide in the α-γ two-phase region is difficult to occur. It becomes difficult to obtain a composite structure of ferrite and martensite. Therefore, the V content was 0.01 to 0.5% and was limited to 0.5 × C / 12 ≦ V / 51 ≦ 3 × C / 12.
[0037]
Further, in the present invention, in addition to the above-described composition, in terms of mass%, one or two of Nb: 0.001 to 0.3% and Ti: 0.001 to 0.3% are contained in total of 0.3% or less, and V Instead of satisfying 0.5 × C / 12 ≦ V / 51 ≦ 3 × C / 12, the content and C content, each content of V, Nb, Ti and the content of C,
It is preferable to satisfy the relationship of 0.5 × C / 12 ≦ (V / 51 + 2 × Nb / 93 + 2 × Ti / 48) ≦ 3 × C / 12.
[0038]
One or two of Nb: 0.001 to 0.3% and Ti: 0.001 to 0.3% are contained in a total of 0.3% or less, and V, Nb, Ti and C are 0.5 × C / 12 ≦ (V / 51 + 2 × Nb / 93 + 2 × Ti / 48) ≦ 3 × C / 12
Nb and Ti are carbide-forming elements like V and have the same action as V described above. That is, by precipitating and fixing solute C as Nb and Ti carbide before recrystallization, {111} recrystallized texture can be developed and high r value can be obtained. During annealing, the Nb and Ti carbides are dissolved to concentrate a large amount of solid solution C into the austenite phase, and the martensite transformation is performed in the subsequent cooling process, thereby producing a composite steel sheet having a composite structure of ferrite and martensite. Obtainable. However, since the above-described effects of Nb and Ti are considerably smaller than V, the deep drawability, which is the effect of the present invention, can be achieved by adding only Nb and Ti without adding V to the steel slab. It cannot be raised sufficiently.
[0039]
Specifically, the Nb and Ti contents are 0.001% or more and 0.5 × C / 12 ≦ (V / 51 + 2 × Nb / 93 + 2 × Ti / 48) in relation to the C and V contents. It is preferable for exhibiting the effect. On the other hand, the total addition of Nb and Ti exceeds 0.3%, or the relationship between C and V content (V / 51 + 2 × Nb / 93 + 2 × Ti / 48)> 3 × C / 12 In this case, since it is difficult for the carbide to dissolve in the α-γ two-phase region, it becomes difficult to obtain a composite structure of ferrite and martensite. Therefore, when only one of Nb and Ti is added, both are in the range of 0.001 to 0.3%, and when Nb and Ti are added in combination, the total is 0.3% or less, and V and In relation to C, the range is limited to 0.5 × C / 12 ≦ (V / 51 + 2 × Nb / 93 + 2 × Ti / 48) ≦ 3 × C / 12.
[0040]
In addition, in the present invention, in addition to the composition of the steel slab described above, the following group A and group B, that is,
Group A: Cr is 2.0% or less Group B: One or two of Cu and Ni are preferably contained in one or two of 2.0% or less in total.
[0041]
Group A: Cr 2.0% or less Group A: Cr, like Mn, the critical cooling rate composite structure of ferrite and martensite is obtained by reducing the effect of promoting formation of a composite structure of ferrite and martensite It can be contained if necessary. The lower limit of the content of the preferred Cr for obtaining the above effects, Cr: 0.05%. However, when the content exceeds Cr 2.0%, deep drawability is deteriorated. For this reason, it is preferable to limit A group: Cr to 2.0% or less.
[0042]
Group B: 2.0% or less of one or two of Cu and Ni in total B group: Cu and Ni have an action of strengthening steel and can be contained in a necessary amount according to desired strength. When Cu and Ni are added alone or in total, the combined addition exceeds 2.0%, the deep drawability tends to deteriorate. For this reason, Cu or Ni is preferably 2.0% or less in total of one or two of them. In addition, the minimum value of preferable Cu and Ni content for acquiring the said effect is Cu: 0.05%, Ni: 0.05%.
[0043]
In the present invention, the components other than those described above are not particularly limited, but there is no problem even if B, Ca, REM, etc. are contained within the range of the normal steel composition.
[0044]
B is an element having an effect of improving the hardenability of steel and can be contained as necessary. However, if the B content exceeds 0.003%, the effect is saturated, so B is preferably 0.003% or less. A more desirable range is 0.001 to 0.002%. Ca and REM have the effect of controlling the morphology of the sulfide inclusions, thereby improving the stretch flangeability of the steel sheet. Such an effect is saturated when the content of one or two selected from Ca and REM exceeds 0.01% in total. For this reason, the total content of one or two of Ca and REM is preferably 0.01% or less. A more preferable range is 0.001 to 0.005%.
[0045]
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities. Inevitable impurities include, for example, Sb, Sn, Zn, Co, etc. The allowable ranges of these contents are Sb: 0.01% or less, Sn: 0.1% or less, Zn: 0.01% or less, Co: 0.1 % Or less.
[0046]
Next, the structure of the steel sheet of the present invention will be described. The hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has a structure in which the structure is composed of a ferrite phase that is the first phase and a second phase that includes a martensite phase of 1% or more in terms of the area ratio relative to the entire structure.
[0047]
In order to obtain a hot-dip galvanized steel sheet having low yield stress (YS) and high ductility (El) and excellent deep drawability, in the present invention, the structure of the steel sheet is composed of a ferrite phase as a first phase, martensite. It is necessary to have a composite structure with the second phase including the site phase. The ferrite phase as the first phase is preferably 80% or more in terms of area ratio. This is because if the ferrite phase is less than 80% in area ratio, it is difficult to ensure high ductility and the press formability tends to decrease. Further, when better ductility is required, the ferrite phase is preferably 85% or more by area ratio. In order to take advantage of the composite structure, the ferrite phase needs to be 99% or less.
[0048]
Moreover, as a 2nd phase, in this invention, it is necessary to contain a martensite phase 1% or more by the area ratio with respect to the whole structure | tissue. If the martensite is less than 1% in area ratio, low yield stress (YS) and high ductility (El) cannot be satisfied at the same time. More preferably, the martensite phase is 3% or more by area ratio. The second phase may be composed of a martensite phase with an area ratio of 1% or more alone, or a martensite phase with an area ratio of 1% or more and other pearlite, bainite, and retained austenite phases as subphases. It may be mixed with either, and is not particularly limited. However, these pearlite phase, bainite phase, and residual austenite phase make the martensite phase more effective, so the total of these phases is 50% or less in terms of area ratio with respect to the structure of the second phase. Is preferred.
The hot-dip galvanized steel sheet having the above-described structure is a steel sheet excellent in deep drawability having low yield stress and high ductility.
[0049]
Next, the manufacturing method of the hot dip galvanized steel sheet of this invention is demonstrated.
Since the composition of the steel slab used in the production method of the present invention is the same as that of the hot-dip galvanized steel sheet described above, the explanation of the reason for limiting the steel slab is omitted.
The hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is a hot-rolling step using a steel slab having a composition within the above-mentioned range as a raw material, hot-rolling the raw material, and pickling the hot-rolled plate. A washing step, a cold rolling step in which the hot-rolled sheet is cold-rolled to form a cold-rolled plate, a continuous hot-dip galvanizing step in which the cold-rolled plate is subjected to recrystallization annealing and hot-dip galvanizing to form a hot-dip galvanized steel sheet; Are sequentially applied. Moreover, the process of annealing and pickling is given to this cold-rolled steel plate before a continuous hot-dip galvanization process as needed.
[0050]
The steel slab to be used is preferably produced by a continuous casting method in order to prevent macro segregation of components, but may be produced by an ingot casting method or a thin slab casting method. After manufacturing the steel slab, in addition to the conventional method of cooling to room temperature and then heating it again, without cooling, the method of inserting it into a heating furnace as it is, or after performing a slight heat retention Energy-saving processes such as direct feed rolling and direct rolling, which are immediately rolled, can be applied without problems.
[0051]
The above-mentioned raw material (steel slab) is heated and subjected to a hot rolling step of hot rolling to obtain a hot rolled sheet. The hot rolling process only needs to be a condition that enables the production of a hot rolled sheet having a desired thickness, and there is no particular problem even if normal rolling conditions are used. For reference, suitable hot rolling conditions are shown below.
[0052]
Slab heating temperature: 900 ° C. or higher The slab heating temperature is preferably low because the precipitates are coarsened to develop {111} recrystallized texture and improve deep drawability. However, if the heating temperature is less than 900 ° C., the rolling load increases and the risk of trouble occurring during hot rolling increases. For this reason, it is preferable that slab heating temperature shall be 900 degreeC or more. In addition, the upper limit of the slab heating temperature is more preferably 1300 ° C. due to a decrease in yield due to an increase in scale loss accompanying an increase in oxidized weight. Needless to say, using a so-called sheet bar heater that heats the sheet bar from the viewpoint of lowering the slab heating temperature and preventing troubles during hot rolling is of course effective.
[0053]
Finish rolling end temperature: 700 ° C or higher Finish rolling end temperature (FDT) should be 700 ° C or higher to obtain a uniform hot-rolled base metal structure that provides excellent deep drawability after cold rolling and recrystallization annealing. Is preferred. In other words, if the finish rolling finish temperature is less than 700 ° C, the hot rolled base metal structure becomes non-uniform, the rolling load during hot rolling increases, and the risk of trouble occurring during hot rolling increases. is there.
[0054]
Winding temperature: 800 ° C. or lower The winding temperature is preferably 800 ° C. or lower. That is, when the coiling temperature exceeds 800 ° C., the scale increases and the yield tends to decrease due to scale loss. When the coiling temperature is less than 200 ° C., the shape of the steel sheet is significantly disturbed and the risk of causing problems in actual use increases. Therefore, the lower limit of the coiling temperature is more preferably 200 ° C.
[0055]
Thus, in the hot rolling process of the present invention, after the steel slab is heated to 900 ° C. or higher, the finish rolling finish temperature is hot rolled to 700 ° C. or higher and wound at a winding temperature of 800 ° C. or lower. Is preferred.
In the hot rolling process of the present invention, in order to reduce the rolling load during hot rolling, lubrication rolling may be performed between some or all passes of finish rolling. In addition, performing lubrication rolling is also effective from the viewpoint of uniform steel plate shape and uniform material. In addition, it is preferable to make the friction coefficient in the case of lubrication rolling into the range of 0.10-0.25.
[0056]
Moreover, it is preferable to set it as the continuous rolling process which joins the sheet | seat bars which precede and follow, and finish-rolls continuously. The application of the continuous rolling process is also desirable from the viewpoint of the operational stability of hot rolling.
[0057]
Next, pickling is performed to remove scale from the hot-rolled sheet. The pickling step may be performed in accordance with a conventional method, and as the pickling solution, for example, hydrochloric acid or sulfuric acid-based processing solution is preferably used.
Further, the hot-rolled sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet. The cold rolling condition is not particularly limited as long as it can be a cold-rolled sheet having a desired dimension and shape, but the rolling reduction during cold rolling is preferably 40% or more. This is because if the rolling reduction is less than 40%, the {111} recrystallized texture does not develop and an excellent deep drawability cannot be obtained.
[0058]
Subsequently, the cold-rolled steel sheet is subjected to recrystallization annealing and hot-dip galvanizing in a continuous hot-dip galvanizing line to obtain a hot-dip galvanized steel sheet. The annealing temperature for recrystallization annealing needs to be performed in a two-phase region of (α + γ) in the temperature range of the A _{c1 to} A _c3 transformation points. That is, if the annealing temperature is less than the A _c1 transformation point, it becomes a ferrite single phase structure and it becomes impossible to generate martensite. On the other hand, if the annealing temperature is higher than the A _c3 transformation point, the crystal grains become coarse. At the same time, it becomes an austenite single-phase region, and the {111} recrystallization texture does not develop and the deep drawability deteriorates significantly.
[0059]
After the recrystallization annealing, it is preferable to rapidly cool to a temperature range of 380 to 530 ° C. This is because non-plating tends to occur when the quenching stop temperature is lower than 380 ° C., and unevenness tends to occur on the plating surface when the temperature exceeds 530 ° C. The cooling rate is preferably 5 ° C./s or more in order to generate martensite and to obtain a composite structure of ferrite and martensite. After the rapid cooling, it is subsequently immersed in a hot dip galvanizing bath and hot dip galvanized. At this time, the Al concentration of the plating bath is preferably in the range of 0.12 to 0.145 mass%. This is because when the Al content in the plating bath is less than 0.12 mass%, alloying proceeds too much and the plating adhesion (powdering resistance) tends to deteriorate, whereas when it exceeds 0.145 mass%, non-plating occurs. It is easy to do.
[0060]
Moreover, you may perform the alloying process of a plating layer after the hot dip galvanization process. In addition, when performing an alloying process, it is preferable to implement so that Fe content rate in a plating layer may be 9 to 12%.
[0061]
In the alloying treatment, it is preferable to reheat to a temperature range of 450 to 550 ° C. to alloy the hot dip galvanized layer after the hot dip galvanizing treatment. After the alloying treatment, it is preferable to cool to 300 ° C. at a cooling rate of 5 ° C./s or more. Alloying at high temperature makes it difficult to form martensite and may reduce the ductility of the steel sheet. On the other hand, if the alloying temperature is less than 450 ° C, the alloying progresses slowly and the productivity tends to decrease. Because.
[0062]
Further, when the cooling rate after the alloying process is extremely small, it becomes difficult to form martensite. For this reason, it is preferable to make the cooling rate in the temperature range from 300 degreeC after an alloying process into 5 degrees C / s or more.
[0063]
In addition, when it is necessary to further improve the plating properties, after cold rolling and before continuous hot dip galvanization, annealing is performed on a continuous annealing line, and subsequently a concentrated layer of steel components generated on the steel sheet surface. Is preferably removed by pickling, and then the above-described treatment is performed in a continuous hot dip galvanizing line. At this time, pickling may be performed in a pickling line or in a pickling tank installed in a continuous hot dip galvanizing line.
[0064]
In this case, the atmosphere of the continuous annealing line is preferably a reducing atmosphere with respect to the steel sheet in order to prevent the generation of scale, and generally nitrogen gas containing several% H ₂ may be used. It is preferable that annealing is performed at a temperature higher than the A _c1 transformation point determined by the steel component in the steel sheet arrival temperature in the continuous annealing line. This is because the alloy element needs to be concentrated in the second phase by promoting the concentration of the alloy element on the steel plate surface and once forming a composite structure in the continuous annealing line.
[0065]
After annealing in the continuous annealing line, the steel sheet surface tends to concentrate as oxides of Si, Mn, Cr, etc., while P in the steel diffuses and segregates on the steel sheet surface. It is preferable to remove the thickened layer formed by pickling.
[0066]
Next, annealing is performed in the same manner as described above in the continuous hot dip galvanizing line. In order to express the characteristics as a composite structure, it is preferable that the annealing performed in the continuous hot dip galvanizing line is performed in a two-phase region of (α + γ) in the temperature range of the A _{c1 to} A _c3 transformation points.
[0067]
Here, the reason why both the continuous annealing line and the continuous hot dip galvanizing line are annealed at the A _c1 transformation point or more is to form a composite structure as described above. Once a final structure called a composite structure is formed in a continuous annealing line, and an element enrichment site for the second phase is created, the alloy element can be concentrated to some extent. Desirably, the same composite structure as that of the final product may be obtained after cooling. For this purpose, the alloy element is concentrated near the triple point of the grain boundary (intersection of the grain boundary formed by three crystal grains). It is more preferable to keep it.
[0068]
Thereafter, when annealing is further performed in a two-phase region in a continuous hot dip galvanizing line, the alloy element further concentrates into the second phase, that is, the γ phase, and this γ phase tends to become martensite during the cooling process. The alloy element here is a substitution type alloy element such as Mn, Mo, etc. At the temperature in the annealing process, it is relatively difficult to diffuse, and a situation where it is more likely to be concentrated is to lower the yield ratio. Is necessary.
[0069]
Further, the steel plate after the plating treatment or the alloying treatment may be subjected to temper rolling for adjusting the shape correction, surface roughness, and the like. Moreover, there is no inconvenience even if treatments such as resin or oil coating, various paintings or electroplating are performed.
[0070]
【Example】
Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and made into a slab by a continuous casting method. Next, after these steel slabs are heated to 1150 ° C, a hot-rolled steel strip with a thickness of 4.0 mm (hot) is applied by hot rolling at a finish rolling finish temperature of 900 ° C and a winding temperature of 650 ° C. Sheet). Subsequently, these hot-rolled steel strips (hot-rolled plates) were pickled and cold-rolled by cold rolling at a reduction ratio of 70% to obtain cold-rolled steel strips (cold-rolled plates) having a thickness of 1.2 mm. Then, these cold-rolled steel strips (cold-rolled sheets) were subjected to recrystallization annealing at the annealing temperatures shown in Table 2 in a continuous hot-dip galvanizing line, and then hot-dip galvanized. For some steel strips (steel plates No. 3, 19, 20, and 21 in Table 2), after annealing at 830 ° C in the continuous annealing line after cold rolling, After pickling, annealing and hot dip galvanizing were performed. The obtained steel strip (hot dip galvanized steel sheet) was further subjected to temper rolling with an elongation of 0.8%.
[0071]
A specimen is collected from the obtained steel strip, and a microscopic structure is imaged using an optical microscope or a scanning electron microscope with respect to a cross section (C cross section) orthogonal to the rolling direction, and the first phase is used using an image analyzer. The structure fraction of ferrite and the type and structure fraction of the second phase were determined. In addition, JIS No. 5 tensile test specimens were collected from the obtained steel strip and subjected to a tensile test in accordance with the provisions of JIS Z 2241. Yield stress (YS), tensile strength (TS), elongation (El), Yield ratio (YR) and Rankford value (r value) were determined. These results are shown in Table 2.
[0072]
[Table 1]

[0073]
[Table 2]

[0074]
From the results shown in Table 2, all of the inventive examples have low yield stress (YS), high elongation (El), and low yield ratio (YR), and exhibit a higher r value, deep drawability. In addition, the tensile strength (TS) has a high tension of 440 MPa or more. On the other hand, in the comparative example outside the scope of the present invention, the yield stress (YS) is high, the elongation (El) is low, or the r value is low.
[0075]
【The invention's effect】
ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, there exists an industrial remarkable effect that the high tension hot-dip galvanized steel plate which has the outstanding deep drawing formability can be manufactured stably. When the hot dip galvanized steel sheet of the present invention is applied to automobile parts, press forming is easy, and there is an effect that it can sufficiently contribute to weight reduction of the automobile body.
[Brief description of the drawings]
BRIEF DESCRIPTION OF DRAWINGS FIG. 1 is a graph showing the influence of the contents of V and C in a steel slab on the r value and the yield ratio (= yield stress (YS) / tensile strength (TS) × 100 (%)).

Claims

C: 0.01 to 0.08% by mass, Si: 2.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005-0.20%, N: 0.004 % or less, and V: 0.01 ~ 0.5% and V and C are
0.5 × C / 12 ≦ V / 51 ≦ 3 × C / 12
And the balance has a composition consisting of Fe and inevitable impurities,
A composite structure type high tension excellent in deep drawability, characterized by having a structure composed of a ferrite phase as a first phase and a second phase containing a martensite phase with an area ratio of 1% or more with respect to the entire structure. Hot dip galvanized steel sheet.

C: 0.01 to 0.08% by mass, Si: 2.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005-0.20%, N: 0.004 % or less, and V: 0.01 And 0.5% or less, and Nb: 0.001 to 0.3% and Ti: 0.001 to 0.3%, or a total of 0.3% or less, and V, Nb, Ti, and C are contained.
0.5 × C / 12 ≦ (V / 51 + 2 × Nb / 93 + 2 × Ti / 48) ≦ 3 × C / 12
And the balance has a composition consisting of Fe and inevitable impurities,
A composite structure type high tension excellent in deep drawability, characterized by having a structure composed of a ferrite phase as a first phase and a second phase containing a martensite phase with an area ratio of 1% or more with respect to the entire structure. Hot dip galvanized steel sheet.

The composite having excellent deep drawability according to claim 1 or 2, further comprising one group or two groups of group A and group B shown below in mass% in addition to the above composition: Structure type high-tensile hot-dip galvanized steel sheet.
Group A: Cr is 2.0% by mass or less Group B: One or two of Cu and Ni are 2.0% by mass or less in total

C: 0.01 to 0.08% by mass%, Si: 2.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005-0.20%, N: 0.004 % or less, and V: 0.01 ~ 0.5% and V and C are
0.5 × C / 12 ≦ V / 51 ≦ 3 × C / 12
Satisfy the relationship: the balance being a steel slab comprising the composition of Fe and unavoidable impurities, hot rolling, subsequently after pickling, subjected to cold rolling, then continuous annealing in a temperature range of Ac1~Ac3 transformation point Then, hot-dip galvanization is performed, and the manufacturing method of the composite structure type high-tensile hot-dip galvanized steel sheet excellent in deep drawability.

C: 0.01 to 0.08% by mass%, Si: 2.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005-0.20%, N: 0.004 % or less, and V: 0.01 ~ 0.5% and V and C are
0.5 × C / 12 ≦ V / 51 ≦ 3 × C / 12
A steel slab that satisfies the following relationship, the balance being Fe and inevitable impurities composition, hot-rolled, subsequently pickled, then cold-rolled, then continuously annealed, and subsequently produced on the steel sheet surface A complex structure type high tension with excellent deep drawability, characterized by removing the concentrated layer of the middle component by pickling and then performing hot dip galvanizing after continuous annealing in the temperature range of Ac1 to Ac3 transformation points. Manufacturing method of hot dip galvanized steel sheet.

C: 0.01 to 0.08% by mass, Si: 2.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005-0.20%, N: 0.004 % or less, and V: 0.01 And 0.5% or less, and Nb: 0.001 to 0.3% and Ti: 0.001 to 0.3%, or a total of 0.3% or less, and V, Nb, Ti, and C are contained.
0.5 × C / 12 ≦ (V / 51 + 2 × Nb / 93 + 2 × Ti / 48) ≦ 3 × C / 12
Satisfy the relationship: the balance being a steel slab comprising the composition of Fe and unavoidable impurities, hot rolling, subsequently after pickling, subjected to cold rolling, then continuous annealing in a temperature range of Ac1~Ac3 transformation point Then, hot-dip galvanization is performed, and the manufacturing method of the composite structure type high-tensile hot-dip galvanized steel sheet excellent in deep drawability.

C: 0.01 to 0.08% by mass%, Si: 2.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.10% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005-0.20%, N: 0.004 % or less, and V: 0.01 -0.5% and V, Nb, Ti and C are
0.5 × C / 12 ≦ (V / 51 + 2 × Nb / 93 + 2 × Ti / 48) ≦ 3 × C / 12
A steel slab that satisfies the following relationship, the balance being Fe and inevitable impurities composition, hot-rolled, subsequently pickled, then cold-rolled, then continuously annealed, and subsequently produced on the steel sheet surface A complex structure type high tension with excellent deep drawability, characterized by removing the concentrated layer of the middle component by pickling and then performing hot dip galvanizing after continuous annealing in the temperature range of Ac1 to Ac3 transformation points. Manufacturing method of hot dip galvanized steel sheet.

In addition to the above composition, the steel slab further contains 1 group or 2 groups of the following groups A and B in mass%, according to any one of claims 4 to 7 The manufacturing method of the composite structure type | mold high tension hot-dip galvanized steel plate excellent in the deep drawability of description.
Group A: Cr is 2.0% by mass or less Group B: One or two of Cu and Ni are 2.0% by mass or less in total