JP2000160290A - 溶融亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
溶融亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2000160290A JP2000160290A JP10336312A JP33631298A JP2000160290A JP 2000160290 A JP2000160290 A JP 2000160290A JP 10336312 A JP10336312 A JP 10336312A JP 33631298 A JP33631298 A JP 33631298A JP 2000160290 A JP2000160290 A JP 2000160290A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- mass
- austenite
- transformation point
- hot
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 ４４０〜６４０ＭＰａ程度の引張強さを有し
且つ優れためっき特性をも発揮する溶融亜鉛めっき用鋼
板および溶融亜鉛めっき鋼板、並びに前記溶融亜鉛めっ
き用鋼板を製造する為の有用な方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０３〜０．２３質量％、Ｍｎ：
３質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｏ：１質量％
以下（０％を含む）を夫々含有する他、Ｓｉおよび／ま
たはＡｌ：０．０８〜０．５質量％、Ｎｉおよび／また
はＭｏ：０．１〜１．８質量％を含み、且つ残留オース
テナイトが２体積％以上であると共に、下記（１）式で
定義されるＭＳＯ値（℃）が−８０〜８０℃の範囲を満
足するものである。 ＭＳＯ値=550-361×[C%]/(1-Ｖα/100)-39×[Mn%］+30 ×[Al%]-5 ×[Mo%]-17 ×[Ni%]-10×[Cu%] ……（１） 但し、[C%]，[Mn%］，[Al%] ，[Mo%] ，[Ni%] および[C
u%] は、夫々C ，Mn，Al，Mo，NiおよびCuの含有量（質
量％）を示し、Ｖαはフェライト分率（ポリゴナルフェ
ライト、およびベイナイト中のフェライトの総分率）を
示す。
且つ優れためっき特性をも発揮する溶融亜鉛めっき用鋼
板および溶融亜鉛めっき鋼板、並びに前記溶融亜鉛めっ
き用鋼板を製造する為の有用な方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０３〜０．２３質量％、Ｍｎ：
３質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｏ：１質量％
以下（０％を含む）を夫々含有する他、Ｓｉおよび／ま
たはＡｌ：０．０８〜０．５質量％、Ｎｉおよび／また
はＭｏ：０．１〜１．８質量％を含み、且つ残留オース
テナイトが２体積％以上であると共に、下記（１）式で
定義されるＭＳＯ値（℃）が−８０〜８０℃の範囲を満
足するものである。 ＭＳＯ値=550-361×[C%]/(1-Ｖα/100)-39×[Mn%］+30 ×[Al%]-5 ×[Mo%]-17 ×[Ni%]-10×[Cu%] ……（１） 但し、[C%]，[Mn%］，[Al%] ，[Mo%] ，[Ni%] および[C
u%] は、夫々C ，Mn，Al，Mo，NiおよびCuの含有量（質
量％）を示し、Ｖαはフェライト分率（ポリゴナルフェ
ライト、およびベイナイト中のフェライトの総分率）を
示す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建築、電気、自動
車等の産業分野で使用される、４４０〜６４０ＭＰａ程
度の引張強さを有し且つめっき特性にも優れた溶融亜鉛
めっき用鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板、並びに前記の
様な溶融亜鉛めっき用鋼板を製造する為の有用な製造方
法に関するものである。尚本発明で対象とする溶融亜鉛
めっき用鋼板は、上記した様々な用途で使用できるもの
であるが、以下では代表的なものとして自動車の車体に
使用する場合を中心に説明を進める。
車等の産業分野で使用される、４４０〜６４０ＭＰａ程
度の引張強さを有し且つめっき特性にも優れた溶融亜鉛
めっき用鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板、並びに前記の
様な溶融亜鉛めっき用鋼板を製造する為の有用な製造方
法に関するものである。尚本発明で対象とする溶融亜鉛
めっき用鋼板は、上記した様々な用途で使用できるもの
であるが、以下では代表的なものとして自動車の車体に
使用する場合を中心に説明を進める。
【０００２】
【従来の技術】現在、自動車の車体に用いられている鋼
板は、引張強さで３０ｋｇ／ｍｍ2 級のものであるが、
自動車の軽量化の為には引張強さを４５ｋｇ／ｍｍ2 程
度にまで上げることが要求されている。しかしながら、
引張強さを上げると、自動車の車体用鋼板として要求さ
れる特性の一つである加工性（延性）が劣化してしま
い、必要とされる加工性を発揮するものが得られていな
いのが実状である。
板は、引張強さで３０ｋｇ／ｍｍ2 級のものであるが、
自動車の軽量化の為には引張強さを４５ｋｇ／ｍｍ2 程
度にまで上げることが要求されている。しかしながら、
引張強さを上げると、自動車の車体用鋼板として要求さ
れる特性の一つである加工性（延性）が劣化してしま
い、必要とされる加工性を発揮するものが得られていな
いのが実状である。
【０００３】一方、自動車用鋼板等の薄鋼板において加
工性（延性）の向上を図る技術として、オーステナイト
が成形時にマルテンサイトに変態することによって高い
延性を示す変態誘起塑性（以下、「ＴＲＩＰ」と略記す
ることがある）を利用した技術が知られている。こうし
たＴＲＩＰ鋼板として、従来では高価な合金元素を多量
に添加した引張強さが８０ｋｇ／ｍｍ2 級ものでしか良
好な延性が達成されていなかった。しかしながら、こう
した鋼板では、自動車の車体の様に大量生産が前提とな
る廉価な用途には適しているとはいえず、更なる改善が
望まれていた。
工性（延性）の向上を図る技術として、オーステナイト
が成形時にマルテンサイトに変態することによって高い
延性を示す変態誘起塑性（以下、「ＴＲＩＰ」と略記す
ることがある）を利用した技術が知られている。こうし
たＴＲＩＰ鋼板として、従来では高価な合金元素を多量
に添加した引張強さが８０ｋｇ／ｍｍ2 級ものでしか良
好な延性が達成されていなかった。しかしながら、こう
した鋼板では、自動車の車体の様に大量生産が前提とな
る廉価な用途には適しているとはいえず、更なる改善が
望まれていた。
【０００４】こうした技術を改善したものとして、例え
ば特開平７−２０７４０５号や同７−２０７４１３号に
は、化学成分組成とミクロ組織を適切に調整することに
よって、引張強さが４４０〜６４０ＭＰａ程度で延性を
改善した高強度複合組織冷延鋼板が開示されている。し
かしながらこうした鋼板においては、延性の改善は図れ
るものの、自動車の車体として必須の特性であるめっき
特性（めっき密着性）については考慮されておらず、改
善の余地が残されているのが実状である。
ば特開平７−２０７４０５号や同７−２０７４１３号に
は、化学成分組成とミクロ組織を適切に調整することに
よって、引張強さが４４０〜６４０ＭＰａ程度で延性を
改善した高強度複合組織冷延鋼板が開示されている。し
かしながらこうした鋼板においては、延性の改善は図れ
るものの、自動車の車体として必須の特性であるめっき
特性（めっき密着性）については考慮されておらず、改
善の余地が残されているのが実状である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、こうした状
況の下でなされたものであって、その目的は、４４０〜
６４０ＭＰａ程度の引張強さを有し且つ優れためっき特
性をも発揮し、建築、電気、自動車等の産業分野で使用
され素材として最適な溶融亜鉛めっき用鋼板および溶融
亜鉛めっき鋼板、並びに前記溶融亜鉛めっき用鋼板を製
造する為の有用な方法を提供することにある。
況の下でなされたものであって、その目的は、４４０〜
６４０ＭＰａ程度の引張強さを有し且つ優れためっき特
性をも発揮し、建築、電気、自動車等の産業分野で使用
され素材として最適な溶融亜鉛めっき用鋼板および溶融
亜鉛めっき鋼板、並びに前記溶融亜鉛めっき用鋼板を製
造する為の有用な方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た本
発明の溶融亜鉛めっき用鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．
２３質量％、Ｍｎ：３質量％以下（０質量％を含まな
い）、Ｍｏ：１質量％以下（０％を含む）を夫々含有す
る他、Ｓｉおよび／またはＡｌ：０．０８〜０．５質量
％、Ｎｉおよび／またはＭｏ：０．１〜１．８質量％を
含み、且つ残留オーステナイトが２体積％以上であると
共に、下記（１）式で定義されるＭＳＯ値（℃）が−１
００〜１００℃の範囲を満足するものである点に要旨を
有するものである。 ＭＳＯ値=550-361×[C%]/(1-Ｖα/100)-39×[Mn%］+30 ×[Al%]-5 ×[Mo%]-17 ×[Ni%]-10×[Cu%] ……（１） 但し、[C%]，[Mn%］，[Al%] ，[Mo%] ，[Ni%] および[C
u%] は、夫々C ，Mn，Al，Mo，NiおよびCuの含有量（質
量％）を示し、Ｖαはフェライト分率（ポリゴナルフェ
ライト、およびベイナイト中のフェライトの総分率）を
示す。
発明の溶融亜鉛めっき用鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．
２３質量％、Ｍｎ：３質量％以下（０質量％を含まな
い）、Ｍｏ：１質量％以下（０％を含む）を夫々含有す
る他、Ｓｉおよび／またはＡｌ：０．０８〜０．５質量
％、Ｎｉおよび／またはＭｏ：０．１〜１．８質量％を
含み、且つ残留オーステナイトが２体積％以上であると
共に、下記（１）式で定義されるＭＳＯ値（℃）が−１
００〜１００℃の範囲を満足するものである点に要旨を
有するものである。 ＭＳＯ値=550-361×[C%]/(1-Ｖα/100)-39×[Mn%］+30 ×[Al%]-5 ×[Mo%]-17 ×[Ni%]-10×[Cu%] ……（１） 但し、[C%]，[Mn%］，[Al%] ，[Mo%] ，[Ni%] および[C
u%] は、夫々C ，Mn，Al，Mo，NiおよびCuの含有量（質
量％）を示し、Ｖαはフェライト分率（ポリゴナルフェ
ライト、およびベイナイト中のフェライトの総分率）を
示す。
【０００７】また上記溶融亜鉛めっき用鋼板において
は、炭化物体積率：１．８％以下、ベイナイト体積率：
１０％以下であることが好ましい。
は、炭化物体積率：１．８％以下、ベイナイト体積率：
１０％以下であることが好ましい。
【０００８】上記の様な溶融亜鉛めっき用鋼板の表面に
溶融亜鉛めっきを施すことによって、めっき密着性に優
れた溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
溶融亜鉛めっきを施すことによって、めっき密着性に優
れた溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【０００９】一方、上記の様な溶融亜鉛めっき用鋼板を
製造するに当たっては、Ａｅ3 変態点およびＡｅ1 変態
点を夫々下記（２）式および（３）式で定義したとき、
Ａｅ 3 変態点〜（Ａｅ3 変態点−１００℃）の温度範囲
にて熱間仕上げした後、（Ａｅ1 変態点＋５０℃）〜
（Ａｅ1 変態点−５０℃）の温度範囲にて保持し、引き
続き５００〜３５０℃の温度にて巻取り、その後冷間圧
延を行ないまたは行なわずに、（Ａｅ1 変態点＋５０
℃）〜（Ａｅ1 変態点−５０℃）の温度範囲にて焼鈍
し、更に６００〜３５０℃の温度にて保持後、冷却する
様にすれば良い。 Ａｅ3 変態点（℃）=910-203×[C% ］1/2+45×[Si%]-23×[Mn%]+95×[Al%]+32 ×[Mo%]-15.2×[Ni]……（２） Ａｅ1 変態点（℃）=723-29 ×[Si%]-11×[Mn%]+31×[Al%]-16.9×[Ni%] ……（３）
製造するに当たっては、Ａｅ3 変態点およびＡｅ1 変態
点を夫々下記（２）式および（３）式で定義したとき、
Ａｅ 3 変態点〜（Ａｅ3 変態点−１００℃）の温度範囲
にて熱間仕上げした後、（Ａｅ1 変態点＋５０℃）〜
（Ａｅ1 変態点−５０℃）の温度範囲にて保持し、引き
続き５００〜３５０℃の温度にて巻取り、その後冷間圧
延を行ないまたは行なわずに、（Ａｅ1 変態点＋５０
℃）〜（Ａｅ1 変態点−５０℃）の温度範囲にて焼鈍
し、更に６００〜３５０℃の温度にて保持後、冷却する
様にすれば良い。 Ａｅ3 変態点（℃）=910-203×[C% ］1/2+45×[Si%]-23×[Mn%]+95×[Al%]+32 ×[Mo%]-15.2×[Ni]……（２） Ａｅ1 変態点（℃）=723-29 ×[Si%]-11×[Mn%]+31×[Al%]-16.9×[Ni%] ……（３）
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明者らは、上記課題を解決す
るべく、様々な角度から検討した。その結果、まずこれ
まで提案されている変態誘起塑性鋼板のめっき特性が悪
いのは、これらの鋼板がオーステナイトを生成させると
いう観点からＡｌとＳｉと合計で０．６％以上含有させ
たものであり、これによって鋼板中に粗大な介在物が存
在することになり、これがめっき特性を劣化させること
を突き止めた。
るべく、様々な角度から検討した。その結果、まずこれ
まで提案されている変態誘起塑性鋼板のめっき特性が悪
いのは、これらの鋼板がオーステナイトを生成させると
いう観点からＡｌとＳｉと合計で０．６％以上含有させ
たものであり、これによって鋼板中に粗大な介在物が存
在することになり、これがめっき特性を劣化させること
を突き止めた。
【００１１】そして、ＡｌとＳｉをできるだけ低減しつ
つ優れた延性とめっき特性を発揮させるという観点か
ら、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏを添
加した種々の鋼に対して、化学成分組成および製造条件
がめっき特性に及ぼす影響について検討した。その結
果、めっき特性の劣化を招くＡｌおよびＳｉの含有量を
制限し、その代りにＣｕやＮｉ等を適正量含有させ、更
に製造条件を適正に調整すれば、上記目的が見事に達成
されることを見出し、本発明を完成した。まず本発明で
規定した成分範囲限定理由について説明する。
つ優れた延性とめっき特性を発揮させるという観点か
ら、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏを添
加した種々の鋼に対して、化学成分組成および製造条件
がめっき特性に及ぼす影響について検討した。その結
果、めっき特性の劣化を招くＡｌおよびＳｉの含有量を
制限し、その代りにＣｕやＮｉ等を適正量含有させ、更
に製造条件を適正に調整すれば、上記目的が見事に達成
されることを見出し、本発明を完成した。まず本発明で
規定した成分範囲限定理由について説明する。
【００１２】Ｃ：０．０３〜０．２３質量％ Ｃは、他の高価な合金元素を用いることなくオーステナ
イトを安定化させ、室温で残留させる為に最も重要な元
素の一つである。本発明では、後述する熱処理によって
オーステナイトからフェライトへの変態を利用し、オー
ステナイト中の炭素濃度を高めることでオーステナイト
の安定化が図れるが、Ｃ含有量が０．０３質量％未満で
は最終的に得られる残留オーステナイト量が２体積％未
満となり、十分なＴＲＩＰ効果が期待できない。こうし
た観点から、本発明ではＣ含有量の下限を０．０３質量
％とした。
イトを安定化させ、室温で残留させる為に最も重要な元
素の一つである。本発明では、後述する熱処理によって
オーステナイトからフェライトへの変態を利用し、オー
ステナイト中の炭素濃度を高めることでオーステナイト
の安定化が図れるが、Ｃ含有量が０．０３質量％未満で
は最終的に得られる残留オーステナイト量が２体積％未
満となり、十分なＴＲＩＰ効果が期待できない。こうし
た観点から、本発明ではＣ含有量の下限を０．０３質量
％とした。
【００１３】このＣ含有量が増加するに従って、残留オ
ーステナイト量が確保できるが、Ｃ含有量が過剰になっ
て０．２３質量％超えると、強度が増加し過ぎて６４０
ＭＰａ以下の強度が得にくくなる。尚Ｃ含有量は好まし
くは０．１０質量％以下とするのが良く、より好ましく
は０．０６質量％以下とするのが良い。
ーステナイト量が確保できるが、Ｃ含有量が過剰になっ
て０．２３質量％超えると、強度が増加し過ぎて６４０
ＭＰａ以下の強度が得にくくなる。尚Ｃ含有量は好まし
くは０．１０質量％以下とするのが良く、より好ましく
は０．０６質量％以下とするのが良い。
【００１４】Ｍｎ：３質量％以下（０質量％を含まな
い） Ｍｎはオーステナイト中に偏析し、残留オーステナイト
の生成に貢献する添加元素である。またこれに加えてＭ
ｎ添加は、オーステナイトのマルテンサイトへの変態開
始温度を低下させる作用を発揮する。しかしながらＭｎ
を過剰に含有させると、オーステナイトが安定化し過ぎ
て変形中にオーステナイトからマルテンサイトへの加工
誘起変態によるＴＲＩＰ効果が発現しなくなったり、固
溶強化し過ぎて、所望の強度範囲を超えてしまうことが
あるので、その上限値は３質量％とした。尚Ｍｎ含有量
の好ましい下限は０．５質量％、より好ましくは０．８
質量％であり、好ましい上限は２．５質量％、より好ま
しくは１．７質量％である。
い） Ｍｎはオーステナイト中に偏析し、残留オーステナイト
の生成に貢献する添加元素である。またこれに加えてＭ
ｎ添加は、オーステナイトのマルテンサイトへの変態開
始温度を低下させる作用を発揮する。しかしながらＭｎ
を過剰に含有させると、オーステナイトが安定化し過ぎ
て変形中にオーステナイトからマルテンサイトへの加工
誘起変態によるＴＲＩＰ効果が発現しなくなったり、固
溶強化し過ぎて、所望の強度範囲を超えてしまうことが
あるので、その上限値は３質量％とした。尚Ｍｎ含有量
の好ましい下限は０．５質量％、より好ましくは０．８
質量％であり、好ましい上限は２．５質量％、より好ま
しくは１．７質量％である。
【００１５】Ｍｏ：１質量％以下（０質量％を含む） 本発明の鋼板においては、後述する様に再加熱後に６０
０〜３５０℃に保持することによって製造されるもので
あるが、こうした温度に保持中に、或いはその後に例え
ば合金化溶融亜鉛めっき工程の様に、めっき浴浸漬後に
５５０℃前後に加熱されたときに、それまでの工程で残
留していたオーステナイトがパーライト変態しかねな
い。Ｍｏの添加は、こうした事態を回避するという観点
から有効である。即ち、鋼材にＭｏを添加すると、変態
速度を遅らせて残留オーステナイトからのパーライト変
態を抑制し、最終的に残留オーステナイト量を確保する
上で有効な元素である。こうした効果は、その含有量が
増加するにつれて増大するが、Ｍｏ含有量が過剰になる
と固溶強化して所望の強度を超えてしまうので、その上
限は１質量％とした。尚Ｍｏ含有量の好ましい、好まし
い上限は０．５質量％である。
０〜３５０℃に保持することによって製造されるもので
あるが、こうした温度に保持中に、或いはその後に例え
ば合金化溶融亜鉛めっき工程の様に、めっき浴浸漬後に
５５０℃前後に加熱されたときに、それまでの工程で残
留していたオーステナイトがパーライト変態しかねな
い。Ｍｏの添加は、こうした事態を回避するという観点
から有効である。即ち、鋼材にＭｏを添加すると、変態
速度を遅らせて残留オーステナイトからのパーライト変
態を抑制し、最終的に残留オーステナイト量を確保する
上で有効な元素である。こうした効果は、その含有量が
増加するにつれて増大するが、Ｍｏ含有量が過剰になる
と固溶強化して所望の強度を超えてしまうので、その上
限は１質量％とした。尚Ｍｏ含有量の好ましい、好まし
い上限は０．５質量％である。
【００１６】Ｓｉ：および／またはＡｌ：合計で０．０
８〜０．５質量％ ＳｉとＡｌは、オーステナイトを室温でも安定になるほ
ど炭素濃化させるために重要な添加元素である。本発明
では、ＴＲＩＰ効果を利用するものであり、鋼板をフェ
ライト／オーステナイト２相域に再加熱し、冷却時にフ
ェライト変態を進行させることによって、オーステナイ
ト中に炭素を濃化させることが技術の中心思想となる。
しかしながら、フェライト変態の進行と共に（従って、
オーステナイト中の炭素濃度の上昇と共に）、炭化物の
生成が起こり易くなり、６５０〜５５０℃の比較的高温
ではパーライト変態が起き、ＴＲＩＰ効果を生み出すの
に十分なＣの濃化したオーステナイト粒が生成しなくな
る。
８〜０．５質量％ ＳｉとＡｌは、オーステナイトを室温でも安定になるほ
ど炭素濃化させるために重要な添加元素である。本発明
では、ＴＲＩＰ効果を利用するものであり、鋼板をフェ
ライト／オーステナイト２相域に再加熱し、冷却時にフ
ェライト変態を進行させることによって、オーステナイ
ト中に炭素を濃化させることが技術の中心思想となる。
しかしながら、フェライト変態の進行と共に（従って、
オーステナイト中の炭素濃度の上昇と共に）、炭化物の
生成が起こり易くなり、６５０〜５５０℃の比較的高温
ではパーライト変態が起き、ＴＲＩＰ効果を生み出すの
に十分なＣの濃化したオーステナイト粒が生成しなくな
る。
【００１７】またパーライト・ノーズ以下の低温（５０
０℃以下の温度）では、ベイナイトが生成されるように
なる。ここで、炭化物形成元素（特に、セメンタイト中
に固溶して、セメンタイト生成を促進し、オーステナイ
ト中へのＣの濃化を抑制する元素：例えばＣｒ）が過剰
に存在すると全炭素量が減少し、その結果として残留オ
ーステナイト量が減少することになる。ＳｉとＡｌはよ
く知られている様に、炭化物（ここではセメンタイト）
に固溶しない為に、炭化物の生成を著しく遅らせる働き
がある。これにより炭化物の形で炭素原子を浪費するこ
となく、効率良くオーステナイトへの炭素濃化を可能に
するものである。
０℃以下の温度）では、ベイナイトが生成されるように
なる。ここで、炭化物形成元素（特に、セメンタイト中
に固溶して、セメンタイト生成を促進し、オーステナイ
ト中へのＣの濃化を抑制する元素：例えばＣｒ）が過剰
に存在すると全炭素量が減少し、その結果として残留オ
ーステナイト量が減少することになる。ＳｉとＡｌはよ
く知られている様に、炭化物（ここではセメンタイト）
に固溶しない為に、炭化物の生成を著しく遅らせる働き
がある。これにより炭化物の形で炭素原子を浪費するこ
となく、効率良くオーステナイトへの炭素濃化を可能に
するものである。
【００１８】上記の効果を発揮させる為には、Ａｌおよ
び／またはＳｉの含有量は一定量必要であり、こうした
観点から本発明ではその合計（Ａｌ＋Ｓｉ）で０．０８
質量％以上とする必要がある。しかしながら、それらの
含有量が過剰になると、介在物の粗大化、靱性の劣化、
表面性状の劣化、連鋳時のノズルづまり、めっき処理性
の劣化等の問題を引き起こすので、その含有量は合計で
０．５質量％以下とする必要がある。
び／またはＳｉの含有量は一定量必要であり、こうした
観点から本発明ではその合計（Ａｌ＋Ｓｉ）で０．０８
質量％以上とする必要がある。しかしながら、それらの
含有量が過剰になると、介在物の粗大化、靱性の劣化、
表面性状の劣化、連鋳時のノズルづまり、めっき処理性
の劣化等の問題を引き起こすので、その含有量は合計で
０．５質量％以下とする必要がある。
【００１９】Ｓｉはこのときフェライト中に固溶し、フ
ェライトを強化することから、不必要に多量の添加は鋼
板の強度の不必要な上昇や加工性・靱性の劣化、赤スケ
ールの発生をもたらす。またＡｌの場合にも不必要に多
量の添加がなされた場合には、粗大な介在物が発生した
り、連鋳のノズル詰まりをもたらすことになる。こうし
た観点から、どちらかを単独で含有させる場合であって
も、その上限を０．５質量％とすることが好ましい。
尚、Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．０５質量％であ
り、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０３質量％であ
り、これらの含有量を満足させつつ、その合計含有量が
上記の範囲となる様に調整するのが良い。
ェライトを強化することから、不必要に多量の添加は鋼
板の強度の不必要な上昇や加工性・靱性の劣化、赤スケ
ールの発生をもたらす。またＡｌの場合にも不必要に多
量の添加がなされた場合には、粗大な介在物が発生した
り、連鋳のノズル詰まりをもたらすことになる。こうし
た観点から、どちらかを単独で含有させる場合であって
も、その上限を０．５質量％とすることが好ましい。
尚、Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．０５質量％であ
り、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０３質量％であ
り、これらの含有量を満足させつつ、その合計含有量が
上記の範囲となる様に調整するのが良い。
【００２０】Ｎｉおよび／またはＣｕ：合計で０．１〜
１．８質量％ ＮｉとＣｕは、Ｍｎと同様にオーステナイト中に偏析
し、残留オーステナイトの生成に貢献する添加元素であ
る。またＭｎと同様に、これらの添加はオーステナイト
のマルテンサイトへの変態開始温度を低下させるが、過
度に添加するとオーステナイトが安定化し過ぎ、変形中
にオーステナイトからルテンサイトへの加工誘起変態に
よるＴＲＩＰ効果が発現しなくなったり、固溶強化し過
ぎて、所望の強度範囲を超えてしまうことがあるので、
その含有量の上限値は合計で１．８質量％とした。
１．８質量％ ＮｉとＣｕは、Ｍｎと同様にオーステナイト中に偏析
し、残留オーステナイトの生成に貢献する添加元素であ
る。またＭｎと同様に、これらの添加はオーステナイト
のマルテンサイトへの変態開始温度を低下させるが、過
度に添加するとオーステナイトが安定化し過ぎ、変形中
にオーステナイトからルテンサイトへの加工誘起変態に
よるＴＲＩＰ効果が発現しなくなったり、固溶強化し過
ぎて、所望の強度範囲を超えてしまうことがあるので、
その含有量の上限値は合計で１．８質量％とした。
【００２１】一方、これらの元素はＭｎと異なり、炭化
物との親和力が弱いために、Ｃ含有量が少ない場合で
も、炭化物生成を押さえて効率良くオーステナイト中に
Ｃを濃化させられる為に、本発明おける重要な添加元素
である。特に、Ｃｕは安価で炭化物生成を押さえ、効果
的に残留オーステナイトを生成することができる有用な
元素であるので、上記含有量のうちＣｕを０．００５質
量以上含有させることが好ましい。
物との親和力が弱いために、Ｃ含有量が少ない場合で
も、炭化物生成を押さえて効率良くオーステナイト中に
Ｃを濃化させられる為に、本発明おける重要な添加元素
である。特に、Ｃｕは安価で炭化物生成を押さえ、効果
的に残留オーステナイトを生成することができる有用な
元素であるので、上記含有量のうちＣｕを０．００５質
量以上含有させることが好ましい。
【００２２】本発明では、めっき特性を維持するという
観点から、従来のＴＲＩＰ鋼で積極的に添加された（Ａ
ｌ＋Ｓｉ）含有量の上限を０．５質量％以下に抑制する
ものであるが、これらの元素による不足をＮｉやＣｕで
補うことで、延性を維持することが可能であり、ベイナ
イト変態中に炭化物形成を押さえつつ、Ｃ添加量が少な
くとも、残留オーステナイトを一定量以上確保できるも
のである。こうした観点から、これらの元素は合計で
０．１質量％以上含有させる必要がある。
観点から、従来のＴＲＩＰ鋼で積極的に添加された（Ａ
ｌ＋Ｓｉ）含有量の上限を０．５質量％以下に抑制する
ものであるが、これらの元素による不足をＮｉやＣｕで
補うことで、延性を維持することが可能であり、ベイナ
イト変態中に炭化物形成を押さえつつ、Ｃ添加量が少な
くとも、残留オーステナイトを一定量以上確保できるも
のである。こうした観点から、これらの元素は合計で
０．１質量％以上含有させる必要がある。
【００２３】本発明の鋼板における基本的な化学成分組
成は上記の通りであり、残部はＦｅおよび不可避不純物
からなるものであるが、この不可避不純物のうち、靱性
を劣化させないという観点からして、ＳやＰについては
いずれも０．０５％以下に抑制することが好ましい。ま
た本発明の鋼板には、上記の成分以外にも鋼板の特性を
阻害しない程度の微量成分も含み得るものであり、こう
した鋼板も本発明の技術的範囲に含まれるものである。
成は上記の通りであり、残部はＦｅおよび不可避不純物
からなるものであるが、この不可避不純物のうち、靱性
を劣化させないという観点からして、ＳやＰについては
いずれも０．０５％以下に抑制することが好ましい。ま
た本発明の鋼板には、上記の成分以外にも鋼板の特性を
阻害しない程度の微量成分も含み得るものであり、こう
した鋼板も本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２４】本発明の鋼板は、引張強さが４４０〜６４
０ＭＰａ程度の比較的低強度のＴＲＩＰ鋼を対象にして
いることから、軟質なフェライトを主相とすることが前
提となる。また最終的なミクロ組織として、オーステナ
イトを残留させるためには、フェライト変態だけでは十
分なＣ濃化が達成できないので、ベイナイト変態を利用
することになる。従って、本発明の鋼板における最終的
なミクロ組織は、（フェライト＋ベイナイト＋オーステ
ナイト）の３相の混合組織となることが望ましい。
０ＭＰａ程度の比較的低強度のＴＲＩＰ鋼を対象にして
いることから、軟質なフェライトを主相とすることが前
提となる。また最終的なミクロ組織として、オーステナ
イトを残留させるためには、フェライト変態だけでは十
分なＣ濃化が達成できないので、ベイナイト変態を利用
することになる。従って、本発明の鋼板における最終的
なミクロ組織は、（フェライト＋ベイナイト＋オーステ
ナイト）の３相の混合組織となることが望ましい。
【００２５】そして、この最終組織に含まれる残留オー
ステナイト量は、鋼板の加工性を大きく左右する重要な
要因であるが、それと同時にオーステナイトの加工安定
性も鋼板の加工性を支配する因子の一つである。オース
テナイトの加工安定性は、オーステナイトのＭｓ点（マ
ウテンサイト変態開始温度）で表現でき、このＭｓ点が
低温なほどオーステナイトは安定であり、加工の後期に
有効に働き鋼板の延性を向上させる。本発明では、オー
ステナイトのＭｓ点を低下させる為に、ＭS 点換算式で
ある前記（１）式で規定されるＭＳＯ値（℃）が−１０
０〜１００（℃）の範囲を満足する必要がある。
ステナイト量は、鋼板の加工性を大きく左右する重要な
要因であるが、それと同時にオーステナイトの加工安定
性も鋼板の加工性を支配する因子の一つである。オース
テナイトの加工安定性は、オーステナイトのＭｓ点（マ
ウテンサイト変態開始温度）で表現でき、このＭｓ点が
低温なほどオーステナイトは安定であり、加工の後期に
有効に働き鋼板の延性を向上させる。本発明では、オー
ステナイトのＭｓ点を低下させる為に、ＭS 点換算式で
ある前記（１）式で規定されるＭＳＯ値（℃）が−１０
０〜１００（℃）の範囲を満足する必要がある。
【００２６】尚この（１）式における各係数について
は、「現代の金属学 材料編４ 鉄鉱材料」（日本金属
学会編、ｐ４５）の式から引用したものである。但し、
オーステナイト中のＭS 点を計算するために、Ｃ％の項
はフェライト分率Ｖα（ポリゴナルフェライト、および
ベイナイト中のフェライトの総分率）は、オーステナイ
ト中への濃化Ｃ％に換算する項（１−Ｖα／１００）に
変形してある。
は、「現代の金属学 材料編４ 鉄鉱材料」（日本金属
学会編、ｐ４５）の式から引用したものである。但し、
オーステナイト中のＭS 点を計算するために、Ｃ％の項
はフェライト分率Ｖα（ポリゴナルフェライト、および
ベイナイト中のフェライトの総分率）は、オーステナイ
ト中への濃化Ｃ％に換算する項（１−Ｖα／１００）に
変形してある。
【００２７】本発明の鋼板においては、残留オーステナ
イト量が２体積％以上である必要がある。即ち、ＴＲＩ
Ｐ効果を有効に発現させる為には、残留オーステナイト
量の体積率は２％以上とする必要がある。尚この体積率
が２％未満であっても、残留オ−ステナイトは加工誘起
変態するが、その加工誘起変態による延性向上しろが少
なすぎて、引張試験では実験誤差程度の効果しか得られ
なくなる。
イト量が２体積％以上である必要がある。即ち、ＴＲＩ
Ｐ効果を有効に発現させる為には、残留オーステナイト
量の体積率は２％以上とする必要がある。尚この体積率
が２％未満であっても、残留オ−ステナイトは加工誘起
変態するが、その加工誘起変態による延性向上しろが少
なすぎて、引張試験では実験誤差程度の効果しか得られ
なくなる。
【００２８】本発明で規定する組織条件は上記の通りで
あるが、その他、炭化物体積率やベイナイト体積率の適
切に調整するのが好ましい。このうち、炭化物体積率に
ついては、残留オーステナイトを生成するために必要な
Ｃを炭化物として消費してしまうと、オーステナイトの
体積率や安定性を確保することが困難になるので、その
上限は１．８％とすることが好ましい。またベイナイト
体積率については、この体積率が１０％を超えると所望
の強度を超えてしまうことになる。尚これらの体積率を
調整するには、炭化物抑制元素Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｕ
を添加し、熱延仕上げ後の保持温度を（Ａｅ1 変態点＋
５０℃）〜（Ａｅ1 変態点−５０℃）として、フェライ
ト量を確保する処理をし、その後パーライト変態を避け
て、５００〜３５０℃に保持すれば良い。
あるが、その他、炭化物体積率やベイナイト体積率の適
切に調整するのが好ましい。このうち、炭化物体積率に
ついては、残留オーステナイトを生成するために必要な
Ｃを炭化物として消費してしまうと、オーステナイトの
体積率や安定性を確保することが困難になるので、その
上限は１．８％とすることが好ましい。またベイナイト
体積率については、この体積率が１０％を超えると所望
の強度を超えてしまうことになる。尚これらの体積率を
調整するには、炭化物抑制元素Ｓｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｕ
を添加し、熱延仕上げ後の保持温度を（Ａｅ1 変態点＋
５０℃）〜（Ａｅ1 変態点−５０℃）として、フェライ
ト量を確保する処理をし、その後パーライト変態を避け
て、５００〜３５０℃に保持すれば良い。
【００２９】次に、本発明で規定する製造条件について
説明する。本発明の製造原理は、低Ｃ鋼でフェライト形
成元素（Ａｌ＋Ｓｉ）を抑制した状態で残留オーステナ
イトを生成させる為に、制御圧延によって、熱延中およ
び熱延後の冷却段階でのフェライト生成を、オ−ステナ
イト粒の超微細化、未再結晶域圧延、オーステナイト域
圧延によって促進するものである。以下、本発明の製造
方法の各要件について説明する。
説明する。本発明の製造原理は、低Ｃ鋼でフェライト形
成元素（Ａｌ＋Ｓｉ）を抑制した状態で残留オーステナ
イトを生成させる為に、制御圧延によって、熱延中およ
び熱延後の冷却段階でのフェライト生成を、オ−ステナ
イト粒の超微細化、未再結晶域圧延、オーステナイト域
圧延によって促進するものである。以下、本発明の製造
方法の各要件について説明する。
【００３０】本発明方法では、Ａｅ3 変態点を前記
（２）式で定義したとき、Ａｅ3 変態点〜（Ａｅ3 変態
点−１００℃）の温度範囲の仕上げ温度で熱間圧延を行
なう必要がある。この熱間圧延では、上述の如く６４０
ＭＰａ以下の低強度ＴＲＩＰ鋼に必要なフェライト体積
率を確保する為のものであるが、熱間圧延温度（圧延終
了温度）がＡｅ3 変態点を超えると、いわゆる再結晶オ
ーステナイト領域での熱延となり、こうした熱間圧延で
はフェライトスタート（変態開始）を加速することがで
きず、熱延板でのフェライト体積率の確保や、旧オース
テナイトへの合金元素の移動を促進できず、連続焼鈍
（めっき処理も含む）工程での残留オーステナイトの生
成が困難になる。一方、この圧延温度（圧延終了温度）
が（Ａｅ3 変態点−１００℃）未満となると、熱延荷重
が高くなり過ぎて操業上安定製造が困難となる。尚圧延
機の能力が高い場合は、（Ａｅ3 変態点−１００℃）で
の圧延を行なって、加工フェライトが混在する熱延鋼板
ができても、その後、冷延再結晶を行なうので、組織的
な問題はない。
（２）式で定義したとき、Ａｅ3 変態点〜（Ａｅ3 変態
点−１００℃）の温度範囲の仕上げ温度で熱間圧延を行
なう必要がある。この熱間圧延では、上述の如く６４０
ＭＰａ以下の低強度ＴＲＩＰ鋼に必要なフェライト体積
率を確保する為のものであるが、熱間圧延温度（圧延終
了温度）がＡｅ3 変態点を超えると、いわゆる再結晶オ
ーステナイト領域での熱延となり、こうした熱間圧延で
はフェライトスタート（変態開始）を加速することがで
きず、熱延板でのフェライト体積率の確保や、旧オース
テナイトへの合金元素の移動を促進できず、連続焼鈍
（めっき処理も含む）工程での残留オーステナイトの生
成が困難になる。一方、この圧延温度（圧延終了温度）
が（Ａｅ3 変態点−１００℃）未満となると、熱延荷重
が高くなり過ぎて操業上安定製造が困難となる。尚圧延
機の能力が高い場合は、（Ａｅ3 変態点−１００℃）で
の圧延を行なって、加工フェライトが混在する熱延鋼板
ができても、その後、冷延再結晶を行なうので、組織的
な問題はない。
【００３１】熱間圧延後に置換型合金元素（フェライト
相に偏析する元素：Ｓｉ，Ａｌ；オーステナイト相に偏
析する元素：Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ等）、フェライト、旧オ
ーステナイト粒の夫々に偏析し、特にオーステナイト側
へのＴＲＩＰ効果を支配するＭｓ点を決定するＭｎ，Ｃ
ｕ，Ｎｉ等のオーステナイ安定型置換型元素を熱延段階
でフェライト相以外の第２相（ベイナイト、マルテンサ
イト等）に偏析させておく必要がある。即ち、連続焼鈍
溶融亜鉛めっき工程の短時間加熱冷却中に置換型元素の
偏析を十分に起こさせることは、操業上で制約があるの
で、熱延段階で仕上げ温度を低くし、フェライト変態を
促進し、その後Ａ１点±５０℃で一旦保持することで、
フェライト分率確保と上記第２相への置換型元素の分配
を進めておくことが可能になり、その後の連続焼鈍時の
操業条件範囲を確保することができる。
相に偏析する元素：Ｓｉ，Ａｌ；オーステナイト相に偏
析する元素：Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ等）、フェライト、旧オ
ーステナイト粒の夫々に偏析し、特にオーステナイト側
へのＴＲＩＰ効果を支配するＭｓ点を決定するＭｎ，Ｃ
ｕ，Ｎｉ等のオーステナイ安定型置換型元素を熱延段階
でフェライト相以外の第２相（ベイナイト、マルテンサ
イト等）に偏析させておく必要がある。即ち、連続焼鈍
溶融亜鉛めっき工程の短時間加熱冷却中に置換型元素の
偏析を十分に起こさせることは、操業上で制約があるの
で、熱延段階で仕上げ温度を低くし、フェライト変態を
促進し、その後Ａ１点±５０℃で一旦保持することで、
フェライト分率確保と上記第２相への置換型元素の分配
を進めておくことが可能になり、その後の連続焼鈍時の
操業条件範囲を確保することができる。
【００３２】本発明ではこうした観点から、熱間圧延仕
上げした後、Ａ1 変態点を前記（３）式で定義したとき
（Ａｅ1 変態点＋５０℃）〜（Ａｅ1 変態点−５０℃）
の温度範囲で保持するものである。この保持温度が（Ａ
ｅ1 変態点＋５０℃）を超えると、熱延板でのフェライ
ト体積率が減少し、逆に、オーステナイト中のＣ，合金
量が希釈され、連続焼鈍後に生成するオーステナイト中
の合金偏析量が低下し、オーステナイトの安定度を示す
ＭＳＯ値が±１００℃に制御できない。また保持温度が
（Ａｅ1 変態点−５０℃）未満となると、フェライト変
態中に未変態オーステナイト中への合金濃度が不十分と
なり、また同様にオーステナイト中のＣ，合金量が希釈
され、連続焼鈍後に生成するオーステナイト中の合金偏
析量が低下し、オーステナイトの安定度を示すＭＳＯ値
が±１００℃に制御できない。
上げした後、Ａ1 変態点を前記（３）式で定義したとき
（Ａｅ1 変態点＋５０℃）〜（Ａｅ1 変態点−５０℃）
の温度範囲で保持するものである。この保持温度が（Ａ
ｅ1 変態点＋５０℃）を超えると、熱延板でのフェライ
ト体積率が減少し、逆に、オーステナイト中のＣ，合金
量が希釈され、連続焼鈍後に生成するオーステナイト中
の合金偏析量が低下し、オーステナイトの安定度を示す
ＭＳＯ値が±１００℃に制御できない。また保持温度が
（Ａｅ1 変態点−５０℃）未満となると、フェライト変
態中に未変態オーステナイト中への合金濃度が不十分と
なり、また同様にオーステナイト中のＣ，合金量が希釈
され、連続焼鈍後に生成するオーステナイト中の合金偏
析量が低下し、オーステナイトの安定度を示すＭＳＯ値
が±１００℃に制御できない。
【００３３】本発明では、その後５００〜３５０℃の温
度で巻取るものであるが、この巻取り温度が５００℃を
超えると、上記の様にして（Ａｅ1 変態点＋５０℃）〜
（Ａｅ1 変態点−５０℃）の温度範囲で保持することに
よって置換型元素の分配を起こさせてもパーライト変態
が生じてしまい、残留オーステナイトの安定化、体積率
を確保するのに最も重要なＣの残留オーステナイト中へ
の濃化を起こさせる前に、変態が終了してしまうことに
なる。また、巻取り温度が３５０℃未満になると、ベイ
ナイト変態が進行することによってＣの残留オーステナ
イトへの濃化の前に、マルテンサイト変態が起こること
があり、ＴＲＩＰ効果を発現するのに必要なオーステナ
イト安定型元素（Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ等）の濃化が不
十分なまま変態が終了してしまうことになる。
度で巻取るものであるが、この巻取り温度が５００℃を
超えると、上記の様にして（Ａｅ1 変態点＋５０℃）〜
（Ａｅ1 変態点−５０℃）の温度範囲で保持することに
よって置換型元素の分配を起こさせてもパーライト変態
が生じてしまい、残留オーステナイトの安定化、体積率
を確保するのに最も重要なＣの残留オーステナイト中へ
の濃化を起こさせる前に、変態が終了してしまうことに
なる。また、巻取り温度が３５０℃未満になると、ベイ
ナイト変態が進行することによってＣの残留オーステナ
イトへの濃化の前に、マルテンサイト変態が起こること
があり、ＴＲＩＰ効果を発現するのに必要なオーステナ
イト安定型元素（Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ等）の濃化が不
十分なまま変態が終了してしまうことになる。
【００３４】次の焼鈍工程では、（Ａｅ1 変態点＋５０
℃）〜（Ａｅ1 変態点−５０℃）の（フェライト＋オー
ステナイト）２相域の下側温度域に加熱することによっ
て、目的とした組織が得られる。Ａｅ1 変態点未満の焼
鈍でも、Ａｅ1 変態点−５０℃以上では、熱間圧延時に
残留オーステナイトとして残留していた組織やその近傍
の局所的な部分におけるＡ1 変態点は上記Ａｅ1 変態点
よりも低下しており、この温度域の焼鈍でも十分にオー
ステナイトが逆変態で生成され、ＴＲＩＰ効果が得られ
ることになる。一方、（Ａｅ1 変態点＋５０℃）を超え
る様な温度になると、冷却制御によるフェライト占積率
が少なくなり、結果的にオーステナイト安定型元素の濃
化した領域が少なくなり、残留オーステナイトの生成量
が２％未満になってしまう。
℃）〜（Ａｅ1 変態点−５０℃）の（フェライト＋オー
ステナイト）２相域の下側温度域に加熱することによっ
て、目的とした組織が得られる。Ａｅ1 変態点未満の焼
鈍でも、Ａｅ1 変態点−５０℃以上では、熱間圧延時に
残留オーステナイトとして残留していた組織やその近傍
の局所的な部分におけるＡ1 変態点は上記Ａｅ1 変態点
よりも低下しており、この温度域の焼鈍でも十分にオー
ステナイトが逆変態で生成され、ＴＲＩＰ効果が得られ
ることになる。一方、（Ａｅ1 変態点＋５０℃）を超え
る様な温度になると、冷却制御によるフェライト占積率
が少なくなり、結果的にオーステナイト安定型元素の濃
化した領域が少なくなり、残留オーステナイトの生成量
が２％未満になってしまう。
【００３５】本発明方法では、その後６００〜３５０℃
の温度に保持するするものである。本発明の鋼板を、パ
ーライト変態のノーズ温度（５５０℃）に長時間保持す
ると、熱間圧延の段階でオーステナイト安定型元素を濃
化させてもパーライト変態が生じ、オーステナイトが消
失してしまうことになる。こうした観点から、この保持
温度は６００℃以下とする必要がある。この保持温度
は、好ましくは５００℃以下とするのが良いが、合金化
溶融亜鉛めっきの様に５００〜６００℃に一時的に加熱
する処理でも、３０秒以上はその温度領域に保持しない
ほうが良い。またこの温度が３５０℃未満になると、ベ
イナイト変態が遅すぎるので、ベイナイト変態中のＣ濃
化が連続焼鈍の限られた操業時間では十分におきないの
で、この保持温度の下限は３５０℃とする必要がある。
の温度に保持するするものである。本発明の鋼板を、パ
ーライト変態のノーズ温度（５５０℃）に長時間保持す
ると、熱間圧延の段階でオーステナイト安定型元素を濃
化させてもパーライト変態が生じ、オーステナイトが消
失してしまうことになる。こうした観点から、この保持
温度は６００℃以下とする必要がある。この保持温度
は、好ましくは５００℃以下とするのが良いが、合金化
溶融亜鉛めっきの様に５００〜６００℃に一時的に加熱
する処理でも、３０秒以上はその温度領域に保持しない
ほうが良い。またこの温度が３５０℃未満になると、ベ
イナイト変態が遅すぎるので、ベイナイト変態中のＣ濃
化が連続焼鈍の限られた操業時間では十分におきないの
で、この保持温度の下限は３５０℃とする必要がある。
【００３６】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００３７】
【実施例】下記表１に示す化学成分組成の鋼板を、真空
溶解炉にて溶解し、厚み：３０ｍｍまで粗圧延した後、
厚みが４．０ｍｍになるまで熱間圧延した。各種鋼板の
変態点（Ａｅ1 変態点およびＡｅ3 変態点）、およびＭ
ＳＯ値を表１に併記する。上記熱間圧延鋼板について、
酸洗した後、厚み：１．２ｍｍまで冷間圧延した。その
後、再結晶焼鈍を溶融亜鉛めっきシミュレータ（加熱炉
とめっき浴が一体となった装置）を用いて行なった。こ
のときの熱延圧延条件（仕上げ温度、保持温度、巻取り
温度）、焼鈍条件（加熱温度、加熱時間）、保持条件
（温度、時間）、および熱延組織（第２相）を、下記表
２に示す。
溶解炉にて溶解し、厚み：３０ｍｍまで粗圧延した後、
厚みが４．０ｍｍになるまで熱間圧延した。各種鋼板の
変態点（Ａｅ1 変態点およびＡｅ3 変態点）、およびＭ
ＳＯ値を表１に併記する。上記熱間圧延鋼板について、
酸洗した後、厚み：１．２ｍｍまで冷間圧延した。その
後、再結晶焼鈍を溶融亜鉛めっきシミュレータ（加熱炉
とめっき浴が一体となった装置）を用いて行なった。こ
のときの熱延圧延条件（仕上げ温度、保持温度、巻取り
温度）、焼鈍条件（加熱温度、加熱時間）、保持条件
（温度、時間）、および熱延組織（第２相）を、下記表
２に示す。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】得られた各鋼板について、冷延組織（フェ
ライト分率：α分率、ベイナイト分率：Ｂ分率、炭化物
率、残留オーステナイト率：残留γ率）、機械的性質
（降伏点：ＹＰ、引張強さ：ＴＳ、伸び：Ｅｌ、静的歪
吸収能：ＴＳ×Ｅｌ値）、およびめっき付着性について
調査した。このとき、引張試験は、厚み：３０ｍｍのＪ
ＩＳ５号平板試験片でもって行ない、ｎ＝３の平均値で
もって評価した。まためっき付着性については、めっき
シミュレータ（上部に加熱炉、下部にめっき浴を持つ実
験装置）を用いて、加熱温度を７６０℃とし、そこから
めっき浴（Ｚｎ）にどぶづけし、めっきが付着するかど
うかを目視にて判断した。更に、α分率、介在物最大径
はＳＥＭ観察（１０００倍、３視野平均）、炭化物率は
抽出残渣の重量比、残留γ量はｘ線回折によって評価し
た。これらの結果を、下記表３に一括して示す。尚、表
３中において、「圧延荷重オーバ」とは、熱延荷重が高
過ぎて製造できず、機械的性質が測定できなかったこと
を意味する。
ライト分率：α分率、ベイナイト分率：Ｂ分率、炭化物
率、残留オーステナイト率：残留γ率）、機械的性質
（降伏点：ＹＰ、引張強さ：ＴＳ、伸び：Ｅｌ、静的歪
吸収能：ＴＳ×Ｅｌ値）、およびめっき付着性について
調査した。このとき、引張試験は、厚み：３０ｍｍのＪ
ＩＳ５号平板試験片でもって行ない、ｎ＝３の平均値で
もって評価した。まためっき付着性については、めっき
シミュレータ（上部に加熱炉、下部にめっき浴を持つ実
験装置）を用いて、加熱温度を７６０℃とし、そこから
めっき浴（Ｚｎ）にどぶづけし、めっきが付着するかど
うかを目視にて判断した。更に、α分率、介在物最大径
はＳＥＭ観察（１０００倍、３視野平均）、炭化物率は
抽出残渣の重量比、残留γ量はｘ線回折によって評価し
た。これらの結果を、下記表３に一括して示す。尚、表
３中において、「圧延荷重オーバ」とは、熱延荷重が高
過ぎて製造できず、機械的性質が測定できなかったこと
を意味する。
【００４１】
【表３】
【００４２】これらの結果から明らかな様に、本発明で
規定する要件を満足する鋼板は、４４０〜６４０ＭＰａ
程度の引張強さを有し且つめっき付着性にも優れている
ことが分かる。
規定する要件を満足する鋼板は、４４０〜６４０ＭＰａ
程度の引張強さを有し且つめっき付着性にも優れている
ことが分かる。
【００４３】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、化
学成分組成および組織を適切に調整することによって、
めっき付着性に優れた変態誘起塑性鋼板が実現でき、こ
うした鋼板は、建築、電気、自動車等の産業分野で使用
される素材として特に有用である。
学成分組成および組織を適切に調整することによって、
めっき付着性に優れた変態誘起塑性鋼板が実現でき、こ
うした鋼板は、建築、電気、自動車等の産業分野で使用
される素材として特に有用である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/22 Ｃ２２Ｃ 38/22 // Ｃ２３Ｃ 2/02 Ｃ２３Ｃ 2/02 2/06 2/06 (72)発明者 新堂 陽介 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 橋本 俊一 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内 (72)発明者 鹿島 高弘 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA23 AB02 AB42 AC12 AE12 AE18 4K037 EA01 EA05 EA06 EA13 EA15 EA16 EA17 EA20 EA23 EA25 EA27 EB06 EB07 EB11 FC02 FC03 FC04 FC07 FE01 FE02 FH01 FJ04 GA05 JA06 4K043 AA01 AB01 AB03 AB04 AB13 AB15 AB16 AB18 AB22 AB25 AB26 AB27 BA03 BA05 BA06 BB04 BB08 DA02 DA05 FA03 HA04
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０３〜０．２３質量％、Ｍｎ：
３質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｏ：１質量％
以下（０％を含む）を夫々含有する他、Ｓｉおよび／ま
たはＡｌ：合計で０．０８〜０．５質量％、Ｎｉおよび
／またはＣｕ：合計で０．１〜１．８質量％を含み、且
つ残留オーステナイトが２体積％以上であると共に、下
記（１）式で定義されるＭＳＯ値（℃）が−１００〜１
００℃の範囲を満足するものであることを特徴とする溶
融亜鉛めっき用鋼板。 ＭＳＯ値（℃）=550-361×[C%]/(1-Ｖα/100)-39×[Mn%］+30 ×[Al%]-5 × [Mo%]-17×[Ni%]-10×[Cu%] ……（１） 但し、[C%]，[Mn%］，[Al%] ，[Mo%] ，[Ni%] および[C
u%] は、夫々C ，Mn，Al,Mo，NiおよびCuの含有量（質
量％）を示し、Ｖαはフェライト分率（ポリゴナルフェ
ライト、およびベイナイト中のフェライトの総分率）を
示す。 - 【請求項２】 炭化物体積率：１．８％以下、ベイナイ
ト体積率：１０％以下である請求項１に記載の溶融亜鉛
めっき用鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっ
き用鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施したものである溶
融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項４】 請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっ
き用鋼板を製造するに当たり、Ａｅ3 変態点およびＡｅ
1 変態点を夫々下記（２）式および（３）式で定義した
とき、Ａｅ3 変態点〜（Ａｅ3 変態点−１００℃）の温
度範囲にて熱間仕上げした後、（Ａｅ1 変態点＋５０
℃）〜（Ａｅ1 変態点−５０℃）の温度範囲にて保持
し、引き続き５００〜３５０℃の温度にて巻取り、その
後冷間圧延を行ないまたは行なわずに、（Ａｅ1 変態点
＋５０℃）〜（Ａｅ1 変態点−５０℃）の温度範囲にて
焼鈍し、更に６００〜３５０℃の温度にて保持後、冷却
することを特徴とする溶融亜鉛めっき用鋼板の製造方
法。 Ａｅ3 変態点（℃）=910-203×[C% ］1/2+45×[Si%]-23×[Mn%]+95×[Al%]+32 ×[Mo%]-15.2×[Ni]……（２） Ａｅ1 変態点（℃）=723-29 ×[Si%]-11×[Mn%]+31×[Al%]-16.9×[Ni%] ……（３）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10336312A JP2000160290A (ja) | 1998-11-26 | 1998-11-26 | 溶融亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10336312A JP2000160290A (ja) | 1998-11-26 | 1998-11-26 | 溶融亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000160290A true JP2000160290A (ja) | 2000-06-13 |
Family
ID=18297821
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10336312A Withdrawn JP2000160290A (ja) | 1998-11-26 | 1998-11-26 | 溶融亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000160290A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018116192A1 (en) * | 2016-12-20 | 2018-06-28 | Arcelormittal | A method of dynamical adjustment for manufacturing a thermally treated steel sheet |
| CN110088309A (zh) * | 2016-12-20 | 2019-08-02 | 安赛乐米塔尔公司 | 用于制造热处理钢板的方法 |
| CN115011873A (zh) * | 2022-05-26 | 2022-09-06 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种屈服强度550MPa级热镀锌高强结构钢及其生产方法 |
-
1998
- 1998-11-26 JP JP10336312A patent/JP2000160290A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018116192A1 (en) * | 2016-12-20 | 2018-06-28 | Arcelormittal | A method of dynamical adjustment for manufacturing a thermally treated steel sheet |
| CN110088309A (zh) * | 2016-12-20 | 2019-08-02 | 安赛乐米塔尔公司 | 用于制造热处理钢板的方法 |
| CN110088310A (zh) * | 2016-12-20 | 2019-08-02 | 安赛乐米塔尔公司 | 用于制造热处理钢板的动态调整的方法 |
| CN110088309B (zh) * | 2016-12-20 | 2021-09-17 | 安赛乐米塔尔公司 | 用于制造热处理钢板的方法 |
| CN110088310B (zh) * | 2016-12-20 | 2021-12-31 | 安赛乐米塔尔公司 | 用于制造热处理钢板的动态调整的方法 |
| US11932916B2 (en) | 2016-12-20 | 2024-03-19 | Arcelormittal | Method of dynamical adjustment for manufacturing a thermally treated steel sheet |
| CN115011873A (zh) * | 2022-05-26 | 2022-09-06 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种屈服强度550MPa级热镀锌高强结构钢及其生产方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101399741B1 (ko) | 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5821260B2 (ja) | 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法 | |
| CN109642288B (zh) | 高强度钢板及其制造方法 | |
| JP5493986B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| EP2415894B1 (en) | Steel sheet excellent in workability and method for producing the same | |
| KR101569977B1 (ko) | 가공성이 우수한 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5157215B2 (ja) | 加工性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5245259B2 (ja) | 延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5320681B2 (ja) | 高強度冷延鋼板及び高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| CN114990431A (zh) | 合金化热浸镀锌钢板及其制造方法 | |
| WO2011132763A1 (ja) | 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| WO2014020640A1 (ja) | 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法 | |
| KR20180095668A (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP4883216B2 (ja) | 加工性とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2010126770A (ja) | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| WO2012008597A1 (ja) | 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP6443492B2 (ja) | 熱延鋼板の製造方法および冷延フルハード鋼板の製造方法 | |
| JP5786317B2 (ja) | 材質安定性と加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| KR20140007476A (ko) | 재질 안정성, 가공성 및 도금 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 | |
| JP5256690B2 (ja) | 加工性および耐衝撃特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP3587126B2 (ja) | 延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP4227431B2 (ja) | 高強度高延性鋼板及びその製造方法 | |
| JP5256689B2 (ja) | 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2010106313A (ja) | 延性に優れた高降伏比超高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2003342644A (ja) | めっき外観の良好な深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20060207 |