JP2000256789A - 加工性および点溶接性に優れた冷延鋼板およびプレめっき合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 ４４０〜６４０ＭＰａ程度の引張強さを有
し、且つ加工性、めっき特性および点溶接性にも優れた
冷延鋼板、およびこうした冷延鋼板を素地鋼板とする合
金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにこれらを製造する為の
有用な方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０３〜０．１７％、Ｓｉ：１．
５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：１．５％以下（０
％を含まない）およびＭｎ：２．５％以下（０％を含ま
ない）を夫々含有すると共に、下記（１）式の関係を満
足し、且つポリゴナルフェライト分率：８０体積％以
上、残留オーステナイト量：２体積％以上、およびベイ
ナイト率：１０体積％以下である組織を主要組織構成と
するものである。 [C]＋[Mn]/60＋[Si]/30≦０．2％ ……（１） 但し、[C],[Mn]および[Si]は、夫々Ｃ，ＭｎおよびＳｉ
の含有量（質量％）を示す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車、電機、機
械等の産業分野で使用される、４４０〜６４０ＭＰａの
引張強さを有し、且つ加工性、めっき特性および点溶接
性にも優れた冷延鋼板、およびこうした冷延鋼板を素地
鋼板とするめっき合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにこ
れらを製造する為の有用な方法等に関するものである。
尚、本発明で対象とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、
上記した様々な用途で使用されるものであるが、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】近年、自動車の安全性向上や燃費向上の
観点から、自動車用鋼板の高強度と薄肉化（軽量化）が
進められている。そして、現在の自動車の車体に用いら
れている鋼板は、引張強さで３００ＭＰａ程度のもので
あるが、上記の観点から引張強さを４４０ＭＰａ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】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７８０ＭＰａ級のものしか良好な延性が達成
されていなかった（例えば、特開平５−１１２８４６
号）。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適していると
はいえず、更なる改善が望まれていた。

【０００４】ところで、自動車用鋼板においては、素地
鋼板（冷延鋼板）の表面に、溶融亜鉛めっきを施した
り、更にこの溶融亜鉛めっきを熱処理によって合金化さ
せて合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用されることが
多く、こうした観点からめっき特性（めっき密着性）が
良好であることも要求される。

【０００５】上記ＴＲＩＰ鋼板では、残留オーステナイ
トを生成させる為に、ＳｉやＡｌの多量の添加が必要と
されるが（例えば、特開平５−２４７５８６号、同６−
１４５７８８号、同６−１４５７９２号等）、これらの
元素はいずれも焼鈍過程において酸化皮膜を形成する傾
向があり、こうした酸化皮膜は溶融めっき工程において
不めっき部分を生じさせるという問題もある。

【０００６】こうした問題を解決する方法として、溶融
亜鉛めっきを施す前にある種の成分をめっきするいわゆ
るプレめっき法も知られているが（例えば、特公昭４６
−１９２８２、同６３−４８９２３号、特開平４−３３
３５５１号等）、合金化溶融亜鉛めっきの限られた製造
プロセス中で、残留オーステナイトによるＴＲＩＰ効果
を発現させ、優れた加工性とめっき特性を兼備させた鋼
板の報告はなされていない。

【０００７】尚、延性を改善した鋼板として、例えば特
開平７−２０７４０５号や同７−２０７４１３号等に
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開示されてい
る。しかしながらこうした鋼板においては、上記めっき
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。

【０００８】一方、自動車用鋼板は、プレス成形後に点
溶接によって組み立てられるが、高張力鋼になると、各
種合金成分が増加し点溶接部の十字引張り強度が必ずし
も母材強度に比例して増加しない。これは、破断位置が
母材からナゲットに変化するためであり、ナゲット破断
が生じると十字引張り強度は軟鋼よりも低下してしま
い、高張力鋼を使用する意味がなくなってしまう。こう
した点溶接性の観点から従来提案されている鋼板を見る
と、いずれも良好な点溶接性（スポット溶接性）が発揮
されているとはいえない。

【０００９】

【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、且つ加工性、めっ
き特性および点溶接性にも優れた冷延鋼板、およびこう
した冷延鋼板を素地鋼板とする合金化溶融亜鉛めっき鋼
板、並びにこれらを製造する為の有用な方法を提供する
ことにある。

【００１０】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た本
発明の冷延鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．１７％、Ｓ
ｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：１．５％
以下（０％を含まない）およびＭｎ：２．５％以下（０
％を含まない）を夫々含有すると共に、下記（１）式の
関係を満足し、且つポリゴナルフェライト分率：８０体
積％以上、残留オーステナイト量：２体積％以上、およ
びベイナイト率：１０体積％以下である組織を主要組織
構成とするものである点に要旨を有するものである。 [C]＋[Mn]/60＋[Si]/30≦０．2％ ……（１） 但し、[C],[Mn]および[Si]は、夫々Ｃ，ＭｎおよびＳｉ
の含有量（質量％）を示す。

【００１１】本発明の上記冷延鋼板においては、Ｎｉ：
１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１％以下（０％を
含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）よ
りなる群から選ばれる１種以上を含有することも有効で
あり、これによって冷延鋼板の特性を更に改善すること
ができる。

【００１２】上記の様な冷延鋼板を製造するに当たって
は、熱間圧延に際してまず１０００〜１２５０℃に加熱
し、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、Ａｅ₃変態点〜（Ａｅ₃
点−２００℃）で仕上げ圧延した後、途中に（Ａｅ₁変
態点＋５０℃）〜（Ａｅ₁点−５０℃）の温度範囲で２
〜１５秒の放冷を含みつつ、１０〜１００℃／秒の冷却
速度で冷却して５００〜３５０℃で巻取り、次いで酸洗
および４０〜８０％の冷間圧延を行ない、更に（Ａｅ₁
変態点＋７０℃）〜（Ａｅ₁変態点−５０℃）の温度範
囲にて２０〜２００秒焼鈍した後、２０℃／秒以下の冷
却速度で（Ａｅ₁変態点−２０℃）〜（Ａｅ₁点−１２０
℃）の温度まで冷却し、引き続き５０〜１５０℃／秒の
冷却速度で５００℃〜３５０℃まで冷却し、その温度で
６０〜３５０秒保持後室温まで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） 但し、[C],[Si],[Mn],[Al],[Mo]および[Ni]は、夫々
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，ＭｏおよびＮｉの含有量（質量
％）を示す。

【００１３】上記の様な冷延鋼板の表面に合金化溶融亜
鉛めっきを施すことによって、加工性、めっき特性およ
び点溶接性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られ
る。また、上記の様な冷延鋼板の表面に、Ｎｉ−Ｃｏ，
Ｆｅ−Ｎｉ，Ｆｅ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉのいずれか
の合金めっき成分が第一層として０．２〜３ｇ／ｍ²で
形成し、その上に合金化溶融亜鉛めっき層を第二層とし
て形成したプレめっき合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする
ことも有用である。

【００１４】一方、上記の様なプレめっき合金化溶融亜
鉛めっき鋼板を製造するに当たっては、上記の冷延鋼板
の表面に、Ｎｉ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｎｉ，Ｆｅ−Ｃｏ，Ｆｅ
−Ｃｏ−Ｎｉのいずれかの合金めっき成分を０．２〜３
ｇ／ｍ²塗布し、引き続き合金化溶融亜鉛めっきライン
にて４５０〜６００℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき工程
を含めて２０〜２００秒焼鈍した後、５〜５０℃／秒の
冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、更に（Ａｅ₁
変態点-５０℃）〜（Ａｅ₁変態点＋１００℃）の温度範
囲で５〜６０秒の合金化処理を行なう様にすれば良い。

【００１５】

【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。そして、Ｃ，Ｓｉ，
Ａｌ，Ｍｎ（必要によって、更にＣｕ，Ｎｉ，Ｍｏ等）
を添加した種々の鋼に対して、成分やミクロ組織および
製造条件等が加工性等に及ぼす影響について検討した。
その結果、上記の構成を採用すれば、上記目的が見事に
達成できることを見出し、本発明を完成した。まず本発
明の冷延鋼板で規定した成分範囲限定理由について説明
する。

【００１６】Ｃ：０．０３〜０．１７％ 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％未満では最
終的に得られる残留γ量が２％未満であり、十分なＴＲ
ＩＰ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％とした。

【００１７】また、Ｃ含有量が増加するに従って、必要
となる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０．１７％を超えると、強度が増加し過
ぎて６４０ＭＰａ以下の強度が得にくくなる。尚、Ｃ含
有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限
は０．１５％である。

【００１８】Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない） 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本発明の技術の中心思想と
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℃程度の高
温ではパーライトが生成されると共に、パーライト変態
ノーズ以下の低温（５００℃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の生成
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を減少させる
ことになる。ＡｌとＳｉはよく知られているように、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。

【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の劣化をもたらす。ま
た、めっき特性を著しく劣化させるため、その含有量は
１．５％以下とする必要がある。

【００２０】一方、Ａｌの場合は、固溶強化作用が殆ど
無いので、Ｓｉのような心配はないが、不必要に多量の
添加がなされたときには、めっき特性の劣化、介在物の
上昇、加工性の劣化をもたらすことからその含有量は
１．５％以下とする必要がある。

【００２１】尚、ＳｉやＡｌによる上記効果を発揮させ
る為には、Ｓｉで０．０５％以上、Ａｌで０．４％以上
含有させることが好ましい。

【００２２】Ｍｎ：２．５％以下（０％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。これに加えてＭｎ
の添加は、オーステナイトのマルテンサイト変態開始温
度を低下させる作用を発揮する。しかしながら、Ｍｎを
過度に含有させると、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、その上限は２．５％とした。尚、Ｍｎ含有量の
好ましい下限は０．５％、より好ましくは０．８％であ
り、好ましい上限は２．３％、より好ましいは２．０％
である。

【００２３】[C]＋[Mn]/60＋[Si]/30≦０．2％ 本発明の冷延鋼板においては、その点溶接制を良好にす
るという観点から、Ｃ，ＭｎおよびＳｉが、[C]＋[Mn]/
60＋[Si]/30≦０．２％［上記（１）式］の関係を満足
する必要がある。前述した様に，各種合金成分が増加す
るとナゲット破断が生じ易くなって点溶接性が劣化する
のであるが、本発明者らが合金元素と点溶接性の関係に
ついて詳細に検討した結果、ナゲット破断の臨界点が
[C]＋[Mn]/60＋[Si]/30≦０．２％にあることを見出し
たのである。即ち、上記（１）式を満足することによっ
て、ナゲット破断が生じにくくなって点溶接性が良好に
なるのである。

【００２４】本発明の冷延鋼板におけ基本的な化学成分
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、本発明の冷延鋼板には、必要
によって、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ等を下記の量で含有させる
ことも有効である。また、本発明の冷延鋼板素地鋼板に
は、これら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、こうした素地鋼板を
用いることも本発明の技術的範囲に含まれるものであ
る。

【００２５】Ｎｉ：１％以下（０％を含まない）、Ｃ
ｕ：１％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下
（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上 Ｎｉ，ＣｕおよびＭｏ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、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→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、Ｎ
ｉ，Ｃｕの上限値は１％、Ｍｏの上限値は０．５％とし
た。

【００２６】一方、これらの元素はＭｎとは異なり、炭
化物（セメンタイト）との親和力が弱い為に、Ｃ含有量
が少ない場合でも、炭化物生成を抑えて効率よくオース
テナイト中にＣを濃化させられるために、必要によって
添加される有用な元素である。また、Ａｌ，Ｓｉに比べ
て、酸素との親和力が弱いので、溶融亜鉛めっき中にＺ
ｎと地鉄との反応を阻害する強固な酸化被膜をあまり作
らず、めっき特性の維持にも有効に作用する。

【００２７】本発明では、めっき特性、介在物の清浄度
を維持するために、従来のＴＲＩＰ鋼では積極的に添加
されていたＡｌやＳｉの上限をいずれも１．５％にする
必要があるが、これら両元素の不足をＮｉ，Ｃｕおよび
Ｍｏ等で補うことによって、溶融亜鉛めっき特性、介在
物清浄度を維持することも可能であり、ベイナイト変態
中に炭化物形成を押えつつ、Ｃ添加量が少ない場合で
も、残留オーステナイトを一定量以上確保することがで
きる。

【００２８】本発明の冷延鋼板は、強度が４４０〜６４
０ＭＰａの比較的低強度のＴＲＩＰ鋼を対象にするもの
であることから、軟質なフェライトを主相とすることが
前提となる。こうした観点から、本発明の冷延鋼板中の
ポリゴナルフェライト分率を８０体積％以上とする必要
がある。また、ポリゴナルフェライトとすることによっ
て、低降伏点を達成することができるのである。

【００２９】本発明の冷延鋼板において、最終的なミク
ロ組織に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、本
発明ではベイナイト変態を利用することになる。従っ
て、本発明の冷延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。

【００３０】そして、最終組織に含まれる残留オーステ
ナイト量は、鋼板の強度、加工性を大きく左右する重要
な因子であり、ＴＲＩＰ効果をある程度発現する為に
は、残留オーステナイト量は２体積％以上必要である。
尚、残留オーステナイト量が２体積％未満であっても、
残留オー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過ぎて、引張試験では
実験誤差程度の効果しか得られなくなる。

【００３１】本発明における上記ベイナイト変態は、最
終的なミクロ組織にオーステナイトを残留させるという
観点から、フェライト変態だけでは不十分であるＣ濃化
を十分に達成させる為に必要なプロセスであるが、その
結果としてベイナイト率が１０体積％を超えると、必要
な残留オーステナイト量が確保できなくなる。

【００３２】以上のことから、本発明で用いる冷延鋼板
は、そのミクロ組織がポリゴナルフェライト分率：８０
体積％以上、残留オーステナイト量：２体積％以上、お
よびベイナイト率：１０体積％以下である組織を主要組
織構成とする必要がある。但し、不可避的に混入する総
量５体積％以下のマルテンサイトやセメンタイトは許容
されるものである。

【００３３】次に、本発明の冷延鋼板の製造方法につい
て説明する。本発明方法おいては、引張強さが４４０〜
６４０ＭＰａで強度が比較的低い（即ち、加工性の極め
て優れた）冷延鋼板を製造し、且つめっき特性の向上を
も図る為に、オーステナイト安定化元素であるＣおよび
Ｍｎ（必要により、Ｎｉ，ＣｕおよびＭｏ）の添加量、
並びにフェライト安定化元素であるＳｉおよびＡｌの添
加量を制限したものである。しかしながら、その結果と
して連続焼鈍の熱サイクルだけで所望の残留オーステナ
イト量を形成させることは困難になる。そこで本発明者
らは、冷延鋼板の素材となる熱延鋼板において予め炭素
および置換型元素の濃化した領域を分散させ、短時間の
焼鈍熱サイクルで必要な残留オーステナイト量を生成さ
せることができる製造条件を設定したのである。以下、
本発明の製造方法の各要件について説明する。

【００３４】本発明では、まず熱間圧延の際の加熱温度
を１０００〜１２５０℃とする必要がある。この温度が
１０００℃未満では、圧延荷重が大きくなり、熱延が困
難となる。また、１２５０℃を超えると、加熱エネルギ
ーが大きくなって、コストが高くなったり、環境上問題
となるばかりでなく、酸化スケール層が厚くなり歩留ま
り低下、酸洗コストの増大を招くことになる。

【００３５】次に、熱間仕上げ圧延温度は、Ａｅ₃変態
点を前記（２）式で定義したとき、Ａｅ₃変態点〜（Ａ
ｅ₃変態点−２００℃）の比較的低温とする必要があ
る。この熱間圧延では、上述の如く６４０ＭＰａ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、熱間仕上げ圧延温度が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
の移動ができず、その後の連続焼鈍（めっき工程も含
む）での残留オーステナイトの生成が困難になる。一
方、この熱間仕上げ圧延温度が（Ａｅ₃変態点−２００
℃）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。

【００３６】本発明では、熱間圧延に続く巻取りに至る
冷却過程を、パーライト変態を避ける為に1０〜１００
℃／秒の冷却速度で巻取り温度である５００〜３５０℃
まで冷却するが、その途中で、Ａｅ₁変態点を前記
（３）式で定義したとき、フェライト変態が最も速く進
行する（Ａｅ₁変態点＋５０℃）〜（Ａｅ₁変態点−５０
℃）の温度範囲にて２〜１５秒の放冷を行うものであ
る。

【００３７】こうした工程を付加する結果、所望するフ
ェライト分率が確保され、熱延後に置換型合金元素（フ
ェライトへ偏析する元素：Ｓｉ，Ａｌ等、オーステナイ
トに偏析する元素：Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ等）がフェ
ライト粒および旧オ−ステナイ粒の夫々に偏析し、特
に、Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ等のオーステナイト安定型
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、オーステナイト、マルテンサイト等）に偏析
させておくことが可能となる。この工程における冷却速
度が１０℃／秒未満では、パーライト変態によってＣの
濃縮が阻害され、１００℃／秒を超えると、冷却するに
は過大な水流密度が必要となり好ましくない。また、放
冷時間が２秒未満となると十分なフェライト生成が不可
能となり、１５秒を超えると現実的な冷却帯内での製造
が不可能となる。

【００３８】上記巻取り温度は５００〜３５０℃とする
必要があるが、この巻取り温度が５００℃を超えると、
（Ａｅ₁変態点±５０℃）での一旦保持によって置換型
元素の分配をせっかく起こさせても、パーライト変態を
生じてしまい、その後の冷間圧延や短時間加熱段階でセ
メンタイトが再固溶せず、オーステナイト中へＣを濃化
させることができなくなる。また、巻取り温度が３５０
℃未満になると、十分なベイナイト変態が生じず、Ｃの
残留オーステナイトへの濃化が不足する。

【００３９】そして、この段階までで得られる組織は、
ポリゴナルフェライト分率：８０体積％以上、ベイナイ
ト体積率：１０％以下、残部がオーステナイトおよび／
またはマルテンサイトの組織とする。

【００４０】その後、酸洗および冷間圧延を行なうもの
であるが、このときの冷間圧延率（加工率）は４０〜８
０％とする必要がある。この冷間圧延率が４０％未満で
は冷延による板厚減少の意味が薄くなり、８０％を超え
ると通常のタンデム圧延機での圧延が困難となる。

【００４１】次の焼鈍工程では、（Ａｅ₁変態点＋７０
℃）〜（Ａｅ₁変態点−５０℃）の温度範囲にて２０〜
２００秒焼鈍することによって、目的とした組織が得ら
れる。Ａｅ₁変態点未満の焼鈍では、平衡論的にはオー
ステナイト相が存在しないため残留オーステナイトを生
成させることは不可能であるが、本発明のように熱延段
階で予め炭素や置換型元素の濃化領域を作っておくこと
によって、その領域のＡ ₁変態点は平衡Ａｅ₁変態点より
も５０℃程度低い（Ａｅ₁変態点−５０℃）程度とな
り、この温度で残留オーステナイトを生成させることが
可能となる。一方、焼鈍温度が（Ａｅ₁変態点＋７０
℃）を超えると、冷却制御によるフェライト分率が少な
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が生成しなくな
る。

【００４２】上記焼鈍工程に続く工程では、２０℃／秒
以下の冷却速度で（Ａｅ₁変態点−２０℃）〜（Ａｅ₁変
態点−１２０℃）まで冷却し、引き続き５０〜１５０℃
／秒の冷却速度で５００〜３５０℃まで冷却し、その温
度で６０〜３５０秒保持する必要がある。こうした工程
によって、パーライト変態を伴うことなく所望のフェラ
イト分率が確保できる。

【００４３】（Ａｅ₁変態点−２０℃）〜（Ａｅ₁変態点
−１２０℃）まで冷却する際の冷却速度が２０℃／秒を
超えると、フェライトの生成が不十分となる。また、こ
のときの冷却温度が（Ａｅ₁変態点−２０℃）を超えて
も、フェライト生成が不十分となり、（Ａｅ₁変態点−
１２０℃）未満となると、パーライトが混入する。その
後の冷却温度が５００℃以上になると、せっかく加熱、
冷却制御によって炭素や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、ＴＲＩＰ効果が期待できな
くなる。また、この冷却温度が３５０℃未満となると、
ベイナイト変態により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してしまい、ＴＲＩＰ効果を
発現するのに必要なオーステナイト量が確保できない。

【００４４】一方、５００〜３５０℃まで冷却するとき
の冷却速度が５０℃／秒未満では、パーライト変態が進
行し、１５０℃／秒を超えるとフェライト生成が不十分
となる。また、５００〜３５０℃に冷却した後の保持時
間が６０秒未満であるとベイナイト変態が不十分とな
り、３５０秒を超えるとオーステナイト変態が不十分と
なる。

【００４５】尚、上記工程の後は、室温まで冷却するも
のであるが、このときの冷却速度については、特に限定
するものではなく、例えば１０℃／秒程度で良い。

【００４６】上記の様にして得られる冷延鋼板の表面に
電気めっきと施して製品とすることができるが、合金化
溶融亜鉛めっきを施すことによって、加工性、めっき特
性および点溶接性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が
得られる。また、上記の様な冷延鋼板の表面に、Ｎｉ−
Ｃｏ，Ｆｅ−Ｎｉ，Ｆｅ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉのい
ずれかの合金めっき成分が第一層として０．２〜３ｇ／
ｍ²で形成し、その上に合金化溶融亜鉛めっき層を第二
層として形成したプレめっき合金化溶融亜鉛めっき鋼板
とすることも有用である。

【００４７】このプレめっきに関しては、従来から種々
のめっき成分が報告されているが、本発明者らが検討し
たところによると、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系のめっき成分が
最も効果的であることを見出している。具体的には、Ｎ
ｉ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｎｉ，Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉのいずれかの
めっき成分を、０．２〜３ｇ／ｍ²程度塗布することに
よってめっき付着性の著しい改善がもたらされ、高Ｓｉ
鋼等従来ではめっき不良が生じるとされていた成分系に
おいても良好なめっきが可能となるのである。尚、上記
プレめっき合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、第一層
としての合金めっき層が０．２ｇ／ｍ²以下であるとそ
の効果が発揮できず、３ｇ／ｍ²を超えると製造プロセ
ス上無駄となりコストが大幅に上がることになる。

【００４８】次に、上記の様なプレめっき合金化溶融亜
鉛めっき鋼板を製造する方法について説明する。上記し
た本発明の冷延鋼板を素地鋼板（原板）とする場合に
は、既にできあがったＴＲＩＰ鋼としての機能を有する
組織構成を変化させない為に、またプレめっき層を破壊
しない為に加熱温度をできるだけ低温に保つ必要があ
る。

【００４９】こうした観点から、上記の冷延鋼板の表面
に、Ｎｉ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｎｉ，Ｆｅ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｃｏ
−Ｎｉのいずれかの合金めっき成分を０．２〜３ｇ／ｍ
²塗布し、引き続き合金化溶融亜鉛めっきラインにて４
５０〜６００℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき工程を含め
て２０〜２００秒焼鈍する必要がある。

【００５０】上記焼鈍温度は、溶融亜鉛めっきを付着さ
せる為の必要最低温度として規定した。即ち、この温度
が４５０℃未満では溶融亜鉛めっき層の付着性が悪くな
り、６００℃を超えると残留オーステナイトが消失す
る。また、設備能力上からして焼鈍時間が２０秒未満、
２００秒を超える条件を得ることは困難である。

【００５１】上記焼鈍の後は、５〜５０℃／秒の冷却速
度で３５０〜５００℃まで冷却するが、このときの温度
（冷却終了温度）が５００℃を超えたり、３５０℃未満
となると、いずれもめっき付着不良を招くことになる。
また、この温度までの冷却速度は、設備能力上５〜５０
℃／秒となる。

【００５２】本発明では、引き続いて合金化処理を行な
うものであり、この合金化処理は通常５５０℃程度ある
いはそれ以上の温度で行われているが、こうした条件で
はオーステナイトがパーライトに変態して残留しまいこ
とになる。本発明では、オーステナイトを残留させると
いう観点から、合金化処理温度を（Ａｅ₁変態点−５０
℃）〜（Ａｅ₁変態点＋１００℃）の範囲とする必要が
ある。即ち、この温度が（Ａｅ₁変態点−５０℃）未満
となるとパーライト変態してしまい、一方（Ａｅ₁変態
点＋１００℃）を超えると２相域の中でもオーステナイ
ト分率が高くなってＣ濃度が低下し、冷却時にマルテン
サイト変態若しくはベイナイト変態してしまい、オース
テナイトが残らなくなる。

【００５３】また、合金化処理時間については、上記温
度範囲にて５〜６０秒とする必要がある。即ち、合金化
を行なう為には最低５秒必要であり、また６０秒を超え
ると、合金化が過度に進んで商品価値を損なうことにな
る。

【００５４】尚、前述の如く、本発明の冷延鋼板には、
プレめっきを施さずにその表面に直接合金化溶融亜鉛め
っきを形成してもよいが、このときの製造方法は、上記
プレめっき形成工程を省く以外は、上記工程に従えば良
い。

【００５５】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。

【００５６】

【実施例】下記表１に示す化学成分組成の鋼材を、真空
溶解炉にて溶解した。このときの各鋼種の変態点（Ａｅ
₁変態点およびＡｅ₃変態点）および前記（１）式の左辺
の値を表１に併記する。上記各鋼種を用い、１２００℃
に加熱した後、下記表２に示す条件で厚みが２．４ｍｍ
になるまで熱間圧延した。熱延鋼板の組織構成（フェラ
イト分率：α分率、ベイナイト分率：Ｂ分率、残留オー
ステナイト率：残留γ率）を表２に併記する。

【００５７】

【表１】

【００５８】

【表２】

【００５９】上記熱間圧延鋼板について、酸洗した後、
厚み：１．２ｍｍになるまで冷間圧延した（冷延率：５
０％）。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
下記表３に示す条件で行ない、その後冷却して各種の冷
延鋼板を得た。得られた冷延鋼板について、その組織構
成（α分率、Ｂ分率、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）、および点溶接性について調査し
た。このとき、引張試験は、厚み：１．２ｍｍのＪＩＳ
５号平板試験片をもって行ない、ｎ＝３の平均値でもっ
て評価した。また、点溶接性は十字引張り試験において
ナゲット破断したものを×、母材破断したものを○とし
た。

【００６０】これらの結果を、焼鈍条件（加熱温度、加
熱時間）、冷却・保持条件（冷却速度、停止温度、保持
時間）および最終保持条件（温度、時間）と共に下記表
３に示す。

【００６１】

【表３】

【００６２】こ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冷延鋼板は、４４０〜６４０ＭＰａ
程度の引張強さを有し、且つ優れた加工性および点溶接
性を発揮していることが分かる。

【００６３】上記表３に示した冷圧鋼板の一部を用い
（表３のＮｏ．２，１７，１９〜２６で得られたも
の）、下記表４に示す条件（焼鈍条件、冷却）で溶融亜
鉛めっきを施し（めっき付着量：６０ｇ／ｍ²）、引き
続き同表４に示す条件（合金化温度、時間）で合金化処
理を行なった。このとき、一部のものについては、溶融
亜鉛めっきに先立ち、Ｎｉ−Ｃｏ系めっきを１ｇ／ｍ²
の条件でプレめっきを施した。

【００６４】得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板につい
て、素地鋼板の組織（α分率、Ｂ分率、残留γ率）、機
械的性質（降伏点：ＹＰ、引張強さ：ＴＳ、伸び：Ｅ
ｌ、静的歪吸収能：ＴＳ×Ｅｌ値）、点溶接性およびめ
っき特性（めっき付着性）について調査した。このと
き、引張試験および点溶接性については、上記と同様に
し、めっき付着性については、一部でもめっき付着不良
が観察された試料を×、めっき付着は完全であってもボ
ールインパクト試験で一部のめっき剥離が生じた試料を
○、剥離を生じなかったものを◎とした。これらの結果
を、下記表４に併記する。

【００６５】

【表４】

【００６６】この結果から明らかな様に、本発明の冷延
鋼板を用いて所定の条件で製造した合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板は、４４０〜６４０ＭＰａ程度の引張強さを有
し、且つ優れた加工性および点溶接性を発揮しており、
しかも良好なめっき特性をも発揮していることが分か
る。

【００６７】

【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、
４４０〜６４０ＭＰａ程度の引張強さを有し、且つ加工
性、めっき特性および点溶接性にも優れた冷延鋼板、お
よびこうした冷延鋼板を素地鋼板とする合金化溶融亜鉛
めっき鋼板が実現でき、こうした各鋼板は、自動車、電
機、機械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） // Ｃ２３Ｃ 2/02 Ｃ２３Ｃ 2/02 (72)発明者 槙井 浩一 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 池田 周之 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 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 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA05 AA22 AA23 AB02 AB13 AB28 AB43 AC12 AC15 AC72 AC73 AE12 AE18 AE22 AE27 4K037 EA01 EA05 EA06 EA13 EA15 EA16 EA17 EA20 EA27 EA28 EB06 EB09 FA02 FA03 FB07 FB10 FC03 FC08 FD03 FD04 FE01 FG03 FK01 FK02 FK03 FK08

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：０．０３〜０．１７％（質量％の意
   味、以下同じ）、Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まな
   い）、Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）およびＭ
   ｎ：２．５％以下（０％を含まない）を夫々含有すると
   共に、下記（１）式の関係を満足し、且つポリゴナルフ
   ェライト分率：８０体積％以上、残留オーステナイト
   量：２体積％以上、およびベイナイト率：１０体積％以
   下である組織を主要組織構成とするものであることを特
   徴とする加工性および点溶接性に優れた冷延鋼板。 [C]＋[Mn]/60＋[Si]/30≦０．2％ ……（１） 但し、[C],[Mn]および[Si]は、夫々Ｃ，ＭｎおよびＳｉ
   の含有量（質量％）を示す。
2. 【請求項２】 Ｎｉ：１％以下（０％を含まない）、Ｃ
   ｕ：１％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下
   （０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を
   含有するものである請求項１に記載の冷延鋼板。。
3. 【請求項３】 請求項１または２に記載の冷延鋼板を製
   造するに当たり、熱間圧延に際してまず１０００〜１２
   ５０℃に加熱し、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、Ａｅ₃変
   態点〜（Ａｅ₃点−２００℃）で仕上げ圧延した後、途
   中に（Ａｅ₁変態点＋５０℃）〜（Ａｅ₁点−５０℃）の
   温度範囲で２〜１５秒の放冷を含みつつ、１０〜１００
   ℃／秒の冷却速度で冷却して５００〜３５０℃で巻取
   り、次いで酸洗および４０〜８０％の冷間圧延を行な
   い、更に（Ａｅ₁変態点＋７０℃）〜（Ａｅ₁変態点−５
   ０℃）の温度範囲にて２０〜２００秒焼鈍した後、２０
   ℃／秒以下の冷却速度で（Ａｅ ₁変態点−２０℃）〜
   （Ａｅ₁点−１２０℃）の温度まで冷却し、引き続き５
   ０〜１５０℃／秒の冷却速度で５００℃〜３５０℃まで
   冷却し、その温度で６０〜３５０秒保持後室温まで冷却
   することを特徴とする加工性および点溶接性に優れた冷
   延鋼板の製造方法。 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） 但し、[C],[Si],[Mn],[Al],[Mo]および[Ni]は、夫々
   Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，ＭｏおよびＮｉの含有量（質量
   ％）を示す。
4. 【請求項４】 請求項１または２に記載の冷延鋼板の表
   面に、合金化溶融亜鉛めっきが形成されたものである合
   金化溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 【請求項５】 請求項１または２に記載の冷延鋼板の表
   面に、Ｎｉ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｎｉ，Ｆｅ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｃ
   ｏ−Ｎｉのいずれかの合金めっき成分が第一層として
   ０．２〜３ｇ／ｍ²で形成され、その上に合金化溶融亜
   鉛めっき層が第二層として形成されたものであることを
   特徴とする加工性および点溶接性に優れたプレめっき合
   金化溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 【請求項６】 請求項５に記載のプレめっき合金化溶融
   亜鉛めっき鋼板を製造するに当たり、請求項１または２
   に記載の冷延鋼板の表面に、Ｎｉ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｎｉ，
   Ｆｅ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉのいずれかの合金めっき
   成分を０．２〜３ｇ／ｍ²塗布し、引き続き合金化溶融
   亜鉛めっきラインにて４５０〜６００℃の温度範囲で溶
   融亜鉛めっき工程を含めて２０〜２００秒焼鈍した後、
   ５〜５０℃／秒の冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却
   し、更に（Ａｅ₁変態点-５０℃）〜（Ａｅ₁変態点＋１
   ００℃）の温度範囲で５〜６０秒の合金化処理を行なう
   ことを特徴とする加工性および点溶接性に優れたプレめ
   っき合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。