JP2000345288A - 成形性、溶接性の優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
成形性、溶接性の優れた高強度鋼板及びその製造方法Info
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- JP2000345288A JP2000345288A JP11164449A JP16444999A JP2000345288A JP 2000345288 A JP2000345288 A JP 2000345288A JP 11164449 A JP11164449 A JP 11164449A JP 16444999 A JP16444999 A JP 16444999A JP 2000345288 A JP2000345288 A JP 2000345288A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、自動車部品などに使用きれる、成
形性、溶接性の優れた高強度鋼板と溶融亟鉛めっき鋼板
について、鋼成分と焼鈍条件を提示するものである。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１％、Ｍｎ：１．０〜２．８％、
Ｐ≦０・０２％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ：０．０７〜
０．７％、必要に応じて、Ｃａ：０．０００５〜０．０
１％、ＲＥＭ：０．００５〜０．００５％を含み、また
必要に応じて、Ｃｒ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃｕ
≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％のうち１種
または２種以上を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物から
なり、金属組織がフェライトと、残留オーステナイトを
含むマルテンサイトであることを特徴とする成形性、溶
接性の優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板。
形性、溶接性の優れた高強度鋼板と溶融亟鉛めっき鋼板
について、鋼成分と焼鈍条件を提示するものである。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１％、Ｍｎ：１．０〜２．８％、
Ｐ≦０・０２％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ：０．０７〜
０．７％、必要に応じて、Ｃａ：０．０００５〜０．０
１％、ＲＥＭ：０．００５〜０．００５％を含み、また
必要に応じて、Ｃｒ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃｕ
≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％のうち１種
または２種以上を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物から
なり、金属組織がフェライトと、残留オーステナイトを
含むマルテンサイトであることを特徴とする成形性、溶
接性の優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、成形性、溶接性の
優れた高張度鋼板と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。
優れた高張度鋼板と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】便利で快適な移動手段として、自動車の
国民生活に占める地位は年毎に高まっており、環境破壊
と地球温暖化を防止するために、燃費を低減し、化石燃
料の消費を抑制することが従来にも増して重要となって
きている。
国民生活に占める地位は年毎に高まっており、環境破壊
と地球温暖化を防止するために、燃費を低減し、化石燃
料の消費を抑制することが従来にも増して重要となって
きている。
【０００３】このため、エンジン性能の向上と共に車体
の軽量化が要求され、主要な車体構成材料である鋼板に
対しては、成形性を損なわずに一層の強度増加を図るこ
とが求められている。また、直近では自動車事故を想定
した耐衝突安全性に関する法規制が急速に拡大・強化さ
れつつあり、高強度鋼板への期待がますます高まってき
ている。
の軽量化が要求され、主要な車体構成材料である鋼板に
対しては、成形性を損なわずに一層の強度増加を図るこ
とが求められている。また、直近では自動車事故を想定
した耐衝突安全性に関する法規制が急速に拡大・強化さ
れつつあり、高強度鋼板への期待がますます高まってき
ている。
【０００４】しかし、鋼板を高強度化した場合には、延
性が低下して、プレス成形が困難となる。そこで、注目
されている鋼板としては、フェライトを主体としてマル
テンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトのような
低温生成相からなる複合組織鋼板がある。この複合組織
による強化は、他の析出強化などの他の強化方法より
も、高強度化の際に延性の低下が少なく、強度−延性バ
ランスに優れるという特徴がある。
性が低下して、プレス成形が困難となる。そこで、注目
されている鋼板としては、フェライトを主体としてマル
テンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトのような
低温生成相からなる複合組織鋼板がある。この複合組織
による強化は、他の析出強化などの他の強化方法より
も、高強度化の際に延性の低下が少なく、強度−延性バ
ランスに優れるという特徴がある。
【０００５】特に残留オーステナイト鋼は、特開平１−
２３０７１５号公報に開示されているように、強度延性
バランスに優れるが、基本的に高いＳｉを含有する成分
系であるために、溶融亜鉛めっき性が悪い。そのため、
溶融亜鉛めっきが必要な部位には、特開昭５７−１５５
３２９号公報に開示されているような、フェライトを主
体として、低温生成相としてマルテンサイトを主に含む
Dual phase鋼（以後ＤＰ鋼という）が用いられている。
溶融亜鉛めっき性に悪影響を及ぼさないＳｉ含有量の上
限は、NOF-RF方式で１．０％、オールラジアントチュー
ブ方式では０．１％程度と考えられている。
２３０７１５号公報に開示されているように、強度延性
バランスに優れるが、基本的に高いＳｉを含有する成分
系であるために、溶融亜鉛めっき性が悪い。そのため、
溶融亜鉛めっきが必要な部位には、特開昭５７−１５５
３２９号公報に開示されているような、フェライトを主
体として、低温生成相としてマルテンサイトを主に含む
Dual phase鋼（以後ＤＰ鋼という）が用いられている。
溶融亜鉛めっき性に悪影響を及ぼさないＳｉ含有量の上
限は、NOF-RF方式で１．０％、オールラジアントチュー
ブ方式では０．１％程度と考えられている。
【０００６】しかし、「金属学会報」第１９巻 第７号
５４１頁で示されるように、Ｓｉを低減した場合に延
性が劣化することが考えられる。ＤＰ鋼の延性は、その
フェライト中のＣ濃度に依存しており、Ｃ濃度が低いほ
ど延性が良好であると考えられている。Ｓｉはフェライ
ト中のＣの活量を上昇させるために、Ｃをフェライト中
から吐き出きせる効果があると考えられている。これよ
りＳｉをむやみに低下させることは延性の低下をもたら
し、鋼板の成形性を劣化させることになる。
５４１頁で示されるように、Ｓｉを低減した場合に延
性が劣化することが考えられる。ＤＰ鋼の延性は、その
フェライト中のＣ濃度に依存しており、Ｃ濃度が低いほ
ど延性が良好であると考えられている。Ｓｉはフェライ
ト中のＣの活量を上昇させるために、Ｃをフェライト中
から吐き出きせる効果があると考えられている。これよ
りＳｉをむやみに低下させることは延性の低下をもたら
し、鋼板の成形性を劣化させることになる。
【０００７】また、高強度鋼板に求められる特性として
重要なものの一つにスポット溶接性がある。スポット溶
接性は、基本的には溶接性を劣化させる元素として挙げ
られるＣ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｐ，Ｓが低いほど良好であると
言われている。しかし、高強度鋼板は高合金の成分設計
となりがちであるため、溶接性が低下することが考えら
れる。
重要なものの一つにスポット溶接性がある。スポット溶
接性は、基本的には溶接性を劣化させる元素として挙げ
られるＣ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｐ，Ｓが低いほど良好であると
言われている。しかし、高強度鋼板は高合金の成分設計
となりがちであるため、溶接性が低下することが考えら
れる。
【０００８】そのため、溶接性を確保するために、溶接
性を劣化する元素を規制する技術が、特開昭５６−７７
３３０号公報や特開平３−２７７４３号公報に開示され
ている。しかし、これらの技術は、溶融亜鉛めっき性を
考慮しておらず、Ｓｉの含有量が大きいものも含まれて
いる。すなわち、高強度鋼板の問題点としては、溶融亜
鉛めっき性、スポット溶接性はＳｉを低減した方が良好
となり、延性はＳｉを多く添加した方が良好となり、こ
れらを両立した成分設計が困難であることにある。
性を劣化する元素を規制する技術が、特開昭５６−７７
３３０号公報や特開平３−２７７４３号公報に開示され
ている。しかし、これらの技術は、溶融亜鉛めっき性を
考慮しておらず、Ｓｉの含有量が大きいものも含まれて
いる。すなわち、高強度鋼板の問題点としては、溶融亜
鉛めっき性、スポット溶接性はＳｉを低減した方が良好
となり、延性はＳｉを多く添加した方が良好となり、こ
れらを両立した成分設計が困難であることにある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる従来
技術の問題点を克服しうる成形性、溶接性の優れた高強
度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する
ことを目的とする。
技術の問題点を克服しうる成形性、溶接性の優れた高強
度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する
ことを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者は、成形性、溶
接性に優れた高強度鋼板とその溶融亜鉛めっき鋼板を検
討した結果、鋼成分の最適化、すなわち、Ｓｉを低減し
て溶融亜鉛めっき性とスポット溶接性を確保でき、Ａｌ
を添加することにより延性が向上することを見いだし
た。また、適当な熱処理条件をとることにより、本鋼板
を工業的に安定製造できることを見いだした。
接性に優れた高強度鋼板とその溶融亜鉛めっき鋼板を検
討した結果、鋼成分の最適化、すなわち、Ｓｉを低減し
て溶融亜鉛めっき性とスポット溶接性を確保でき、Ａｌ
を添加することにより延性が向上することを見いだし
た。また、適当な熱処理条件をとることにより、本鋼板
を工業的に安定製造できることを見いだした。
【００１１】また、延性を向上させる方法としては、前
述のようにフェライト中のＣ元素を低下させる方法が考
えられるが、他の方法としては、残留オーステナイトの
量を増加させる方法がある。ＤＰ鋼の低温生成相の主成
分はマルテンサイトであるが、微量に残留オーステナイ
トが存在しており、延性に寄与していると考えられる。
述のようにフェライト中のＣ元素を低下させる方法が考
えられるが、他の方法としては、残留オーステナイトの
量を増加させる方法がある。ＤＰ鋼の低温生成相の主成
分はマルテンサイトであるが、微量に残留オーステナイ
トが存在しており、延性に寄与していると考えられる。
【００１２】そこで、本発明者らはこの残留オーステナ
イトを活用することを考えた。残留オーステナイト鋼に
おいてＳｉは、セメンタイトの析出を抑制して残留オー
ステナイトを残存させる効果がある。同様の効果を持つ
元素としてはＡｌが考えられるので、Ｓｉの代替として
Ａｌを添加することにより、残留オーステナイトの残存
を図り、延性を向上させることとした。このように延性
の劣化無しにＳｉ添加量の減少が可能となり、スポット
溶接性、溶融亜鉛めっき性を確保することが可能とな
る。
イトを活用することを考えた。残留オーステナイト鋼に
おいてＳｉは、セメンタイトの析出を抑制して残留オー
ステナイトを残存させる効果がある。同様の効果を持つ
元素としてはＡｌが考えられるので、Ｓｉの代替として
Ａｌを添加することにより、残留オーステナイトの残存
を図り、延性を向上させることとした。このように延性
の劣化無しにＳｉ添加量の減少が可能となり、スポット
溶接性、溶融亜鉛めっき性を確保することが可能とな
る。
【００１３】また、上記の思想により設計された成分系
の鋼板を、連続焼鈍または連続溶融亜鉛めっきラインに
て、フェライト−オーステナイト２相域にて再結晶焼鈍
を行った後に、適当な冷却速度にて冷却することによ
り、フェライトを主相とし、低温生成相として残留オー
ステナイトを含むマルテンサイトが主体である金属組織
を得ることができる。
の鋼板を、連続焼鈍または連続溶融亜鉛めっきラインに
て、フェライト−オーステナイト２相域にて再結晶焼鈍
を行った後に、適当な冷却速度にて冷却することによ
り、フェライトを主相とし、低温生成相として残留オー
ステナイトを含むマルテンサイトが主体である金属組織
を得ることができる。
【００１４】本発明はこのような知見に基づくものであ
り、以下の構成を要旨とする。すなわち、本発明は、重
量割合で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．１％、 Ｍｎ：１．０〜２．８％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０７〜０．７％、 必要に応じて、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥ
Ｍ：０．００５〜０．０５％を含み、またさらに必要に
応じて、 Ｃｒ：０．５％以下、 Ｎｉ：０．５％以下、 Ｃｕ：０．５％以下、 Ｍｏ：０．５％以下、 Ｖ ：０．１％以下のうち１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなり、金属組織
がフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサ
イトであることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高
強度鋼板であり、上記の成分の鋼塊を熱間圧延し、酸洗
後、３０％以上の冷間圧延してから、連続焼鈍ラインま
たは連続溶融亜鉛めっきラインにて（Ａｃ1 変態点十１
０℃）以上、（Ａｒ3 変態点−５℃）以下の温度で２０
秒以上再結晶焼鈍を行い、３℃／ｓ以上の冷却速度にて
３００℃から６００℃の温度まで冷却し、金属組織がフ
ェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサイト
であることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高強度
鋼板の製造方法にある。
り、以下の構成を要旨とする。すなわち、本発明は、重
量割合で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．１％、 Ｍｎ：１．０〜２．８％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０７〜０．７％、 必要に応じて、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥ
Ｍ：０．００５〜０．０５％を含み、またさらに必要に
応じて、 Ｃｒ：０．５％以下、 Ｎｉ：０．５％以下、 Ｃｕ：０．５％以下、 Ｍｏ：０．５％以下、 Ｖ ：０．１％以下のうち１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなり、金属組織
がフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサ
イトであることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高
強度鋼板であり、上記の成分の鋼塊を熱間圧延し、酸洗
後、３０％以上の冷間圧延してから、連続焼鈍ラインま
たは連続溶融亜鉛めっきラインにて（Ａｃ1 変態点十１
０℃）以上、（Ａｒ3 変態点−５℃）以下の温度で２０
秒以上再結晶焼鈍を行い、３℃／ｓ以上の冷却速度にて
３００℃から６００℃の温度まで冷却し、金属組織がフ
ェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサイト
であることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高強度
鋼板の製造方法にある。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の成分および金属組織の限定理由を説明す
る。Ｃ，Ｍｎは、フェライト−マルテンサイト複合組織
を形成するために必要な元素であり、また強度を確保す
るために必要な元素である。そのため、Ｃ：０．０１％
未満、またＭｎ：１．０％未満の含有量では、組織がフ
ェライト−マルテンサイト複合組織にならずに、強度−
延性バランスが劣化する。Ｃの好ましい含有量は０．０
２％以上とする。また、Ｃ，Ｍｎはスポット溶接性に影
響を及ぼす元素であり、Ｃ：０．１５％超、またＭｎ：
２．８％超の添加により、スポット溶接性が劣化してし
まう。
まず、本発明の成分および金属組織の限定理由を説明す
る。Ｃ，Ｍｎは、フェライト−マルテンサイト複合組織
を形成するために必要な元素であり、また強度を確保す
るために必要な元素である。そのため、Ｃ：０．０１％
未満、またＭｎ：１．０％未満の含有量では、組織がフ
ェライト−マルテンサイト複合組織にならずに、強度−
延性バランスが劣化する。Ｃの好ましい含有量は０．０
２％以上とする。また、Ｃ，Ｍｎはスポット溶接性に影
響を及ぼす元素であり、Ｃ：０．１５％超、またＭｎ：
２．８％超の添加により、スポット溶接性が劣化してし
まう。
【００１６】Ｓｉは、鋼板の強化に使われ、また前述の
ように延性の確保のために添加される。０．０１％未満
の含有量である場合、強度が低く、高強度鋼板としての
使用に耐えない。また、０．１％を超える添加により、
溶融亜鉛めっき性、スポット溶接性が劣化してしまう。
ように延性の確保のために添加される。０．０１％未満
の含有量である場合、強度が低く、高強度鋼板としての
使用に耐えない。また、０．１％を超える添加により、
溶融亜鉛めっき性、スポット溶接性が劣化してしまう。
【００１７】Ｐ，Ｓは、溶接性を劣化させる元素であ
り、その上限は０．０２％である。Ａｌは、前述のごと
くオーステナイトを残留させるためら必要な元素であ
り、フェライトの生成を促進し、炭化物の生成を抑制す
ることにより、残留オーステナイトを確保する作用があ
ると同時に、脱酸元素、強化元素としても作用する。こ
れよりＡｌの添加の下限量は、０．０７％以上とする必
要がある。ただし、Ａｌを過度に添加しても上記効果は
飽和し、かえって鋼を脆化させるため、また多量の添加
は溶融亟鉛めっき性を劣化させるため、その上限を０．
７％とした。
り、その上限は０．０２％である。Ａｌは、前述のごと
くオーステナイトを残留させるためら必要な元素であ
り、フェライトの生成を促進し、炭化物の生成を抑制す
ることにより、残留オーステナイトを確保する作用があ
ると同時に、脱酸元素、強化元素としても作用する。こ
れよりＡｌの添加の下限量は、０．０７％以上とする必
要がある。ただし、Ａｌを過度に添加しても上記効果は
飽和し、かえって鋼を脆化させるため、また多量の添加
は溶融亟鉛めっき性を劣化させるため、その上限を０．
７％とした。
【００１８】また、Ｃａ，ＲＥＭは、硫化物系介在物が
球状化して穴拡げ性を向上させるので、それぞれＣａ：
０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００５〜０．
０５％添加しても良い。
球状化して穴拡げ性を向上させるので、それぞれＣａ：
０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００５〜０．
０５％添加しても良い。
【００１９】また、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｖは、い
ずれも強化元素として有効であるが、過多の添加は延性
の劣化や化成処理性を劣化させることがあるので、Ｃ
ｒ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５
％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下とし
た。
ずれも強化元素として有効であるが、過多の添加は延性
の劣化や化成処理性を劣化させることがあるので、Ｃ
ｒ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５
％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下とし
た。
【００２０】その他、Ｎは、不可避的に含まれる元素で
あるが、あまり多量に含有する場合は、時効性を劣化さ
せるのみならず、ＡｌＮ析出量が多くなってＡｌ添加の
効果を減少させるので、０．０１％以下の含有が望まし
い。
あるが、あまり多量に含有する場合は、時効性を劣化さ
せるのみならず、ＡｌＮ析出量が多くなってＡｌ添加の
効果を減少させるので、０．０１％以下の含有が望まし
い。
【００２１】金属組織をフェライトと、残留オーステナ
イトを含むマルテンサイトとしたのは、このような組織
をとる場合は、強度延性バランスに優れ、降伏点伸びが
発生せずにプレス時にストレッチャーストレインが発生
しない鋼板となるためである。
イトを含むマルテンサイトとしたのは、このような組織
をとる場合は、強度延性バランスに優れ、降伏点伸びが
発生せずにプレス時にストレッチャーストレインが発生
しない鋼板となるためである。
【００２２】本発明の製造工程の限定理由は次の通りで
ある。冷延鋼板はまず、オーステナイトとフェライトの
２相共存温度域で再結晶焼鈍される。この際に、ＣやＭ
ｎ等の焼き入れ性を向上させる元素や、ＡｌやＳｉなど
の残留オーステナイトを残存させる元素がオーステナイ
ト中に濃化し、その後の熱処理による残留オーステナイ
トを含むマルテンサイト生成を容易にする。
ある。冷延鋼板はまず、オーステナイトとフェライトの
２相共存温度域で再結晶焼鈍される。この際に、ＣやＭ
ｎ等の焼き入れ性を向上させる元素や、ＡｌやＳｉなど
の残留オーステナイトを残存させる元素がオーステナイ
ト中に濃化し、その後の熱処理による残留オーステナイ
トを含むマルテンサイト生成を容易にする。
【００２３】再結晶焼鈍温度を、（Ａｃ1 変態点＋１０
℃）以上、（Ａｒ3 変態点−５℃）以下としたのは、制
限未満であると充分な量のオーステナイトが形成せず、
また炭化物の溶解が充分でなくてオーステナイトヘのＣ
の濃化が十分でなくなるからであり、制限以上である
と、フェライトが極わずかしか存在せず、またさらに全
く存在せずにオーステナイト単相となるため、合金元素
の分布が全体として希薄となり、残留オーステナイトを
含むマルテンサイトを生成させるだけの量が濃化しない
ためである。
℃）以上、（Ａｒ3 変態点−５℃）以下としたのは、制
限未満であると充分な量のオーステナイトが形成せず、
また炭化物の溶解が充分でなくてオーステナイトヘのＣ
の濃化が十分でなくなるからであり、制限以上である
と、フェライトが極わずかしか存在せず、またさらに全
く存在せずにオーステナイト単相となるため、合金元素
の分布が全体として希薄となり、残留オーステナイトを
含むマルテンサイトを生成させるだけの量が濃化しない
ためである。
【００２４】また、焼鈍後の冷却速度を３００℃から６
００℃において３℃／ｓ以上としたのは、これ以下の冷
却速度にて冷却した場合は、マルテンサイトが生成せず
に強度が上昇しないばかりか強度−延性のバランスも劣
化してしまうためである。また上記高強度鋼板は、亜鉛
溶融めっき施されて使用される。
００℃において３℃／ｓ以上としたのは、これ以下の冷
却速度にて冷却した場合は、マルテンサイトが生成せず
に強度が上昇しないばかりか強度−延性のバランスも劣
化してしまうためである。また上記高強度鋼板は、亜鉛
溶融めっき施されて使用される。
【００２５】上記の条件を満たすことで、成形性、溶接
性の優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板を実現でき
る。
性の優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板を実現でき
る。
【００２６】
【実施例】表１に示した成分組成を有する連続鋳造スラ
ブを１２００℃程度で加熱し、８８０℃で仕上圧延して
冷却の後に約６００℃で捲き取った４mm厚の熱延板を圧
下率７０％で冷延した。その後、表２に示す条件で処理
した。
ブを１２００℃程度で加熱し、８８０℃で仕上圧延して
冷却の後に約６００℃で捲き取った４mm厚の熱延板を圧
下率７０％で冷延した。その後、表２に示す条件で処理
した。
【００２７】実験番号１〜３５については、連続焼鈍ラ
インと連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍と溶融亜鉛め
っきを行った。連続焼鈍ラインでは７７５℃×９０秒の
焼鈍を行い、その後６００℃から３００℃の温度範囲を
冷却速度１５Ｃ／ｓで冷却したのち、０．５％のスキン
パス圧延を行った。また、連続溶融亜鉛めっきラインで
は、７５０℃×９０秒の焼鈍を行い、その後６００℃か
ら３００℃の温度範囲を冷却速度１５℃／ｓで冷却した
のち、亜鉛浴を通過させて溶融亜鉛めっきを行い、圧下
率０．５％のスキンパス圧延を行った。ここで、実験番
号９，１０，１１，１６，１７，１８は、亜鉛浴通過後
に合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とし
た。また、実験番号３６〜６２は、表３に示す焼鈍条件
の影響を連続焼鈍にて検討した。
インと連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍と溶融亜鉛め
っきを行った。連続焼鈍ラインでは７７５℃×９０秒の
焼鈍を行い、その後６００℃から３００℃の温度範囲を
冷却速度１５Ｃ／ｓで冷却したのち、０．５％のスキン
パス圧延を行った。また、連続溶融亜鉛めっきラインで
は、７５０℃×９０秒の焼鈍を行い、その後６００℃か
ら３００℃の温度範囲を冷却速度１５℃／ｓで冷却した
のち、亜鉛浴を通過させて溶融亜鉛めっきを行い、圧下
率０．５％のスキンパス圧延を行った。ここで、実験番
号９，１０，１１，１６，１７，１８は、亜鉛浴通過後
に合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とし
た。また、実験番号３６〜６２は、表３に示す焼鈍条件
の影響を連続焼鈍にて検討した。
【００２８】引張特性は、ＪＩＳ５号引張試験片のＣ方
向引張にて評価し、ＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）が１６
５００以上を良好とした。めっき密着性は、ＪＩＳ Ｂ
７７２９に示されたエリクセン試験機を用い、ＪＩＳ
Ｚ ２２４７に示されたエリクセン試験方法による試
験を行い、めっきの剥離状態を調査した。スポット溶接
性は、ＪＩＳ Ｚ ３１３６ら示された方法による引張
剪断試験と、ＪＩＳＺ ３１３７に示された方法による
十字型引張試験を行い検討した。評価は、強度がＪＩＳ
Ａ級を満足し、かつ延性比が０．２５以上である場合を
良好とした。試験結果を、実験番号１〜３５は表２に、
実験番号３６〜６２は表３に示す。
向引張にて評価し、ＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）が１６
５００以上を良好とした。めっき密着性は、ＪＩＳ Ｂ
７７２９に示されたエリクセン試験機を用い、ＪＩＳ
Ｚ ２２４７に示されたエリクセン試験方法による試
験を行い、めっきの剥離状態を調査した。スポット溶接
性は、ＪＩＳ Ｚ ３１３６ら示された方法による引張
剪断試験と、ＪＩＳＺ ３１３７に示された方法による
十字型引張試験を行い検討した。評価は、強度がＪＩＳ
Ａ級を満足し、かつ延性比が０．２５以上である場合を
良好とした。試験結果を、実験番号１〜３５は表２に、
実験番号３６〜６２は表３に示す。
【００２９】実験番号１，２は、それぞれＣが低いた
め、Ｍｎが低いために強度も低く、強度−延性バランス
も悪かった。実験番号３，９，１６，２８は、Ａｌ量が
低いためにＥｌが低く、強度−延性バランスが悪かっ
た。実験番号５，１１，１８，３０は、Ａｌ量が多いた
めに、めっき密着性が劣化した。実験番号６，１２，１
９，３１は、Ｓｉ量が低いために、強度−延性バランス
が悪かった。実験番号８，１４，２１，３３は、Ｓｉ量
が多いために、めっき密着性とスボヅト溶接性が劣化し
た。実験番号３４，３５は、それぞれＣが高いため、Ｍ
ｎが高いためらスポット溶接性が悪かった。実験番号
４，７，１０，１３，１５，１７，２０，２２，２３，
２４，２５，２６，２７，２９，３２は、本発明の範囲
を満たしているため、強度延性バランス、めっき密着
性、スポット溶接性も良好であった。
め、Ｍｎが低いために強度も低く、強度−延性バランス
も悪かった。実験番号３，９，１６，２８は、Ａｌ量が
低いためにＥｌが低く、強度−延性バランスが悪かっ
た。実験番号５，１１，１８，３０は、Ａｌ量が多いた
めに、めっき密着性が劣化した。実験番号６，１２，１
９，３１は、Ｓｉ量が低いために、強度−延性バランス
が悪かった。実験番号８，１４，２１，３３は、Ｓｉ量
が多いために、めっき密着性とスボヅト溶接性が劣化し
た。実験番号３４，３５は、それぞれＣが高いため、Ｍ
ｎが高いためらスポット溶接性が悪かった。実験番号
４，７，１０，１３，１５，１７，２０，２２，２３，
２４，２５，２６，２７，２９，３２は、本発明の範囲
を満たしているため、強度延性バランス、めっき密着
性、スポット溶接性も良好であった。
【００３０】実験番号３６，４４，４５，５３，５４，
６２は、焼鈍温度が本発明の範囲外であったため、強度
−延性バランスが悪かった。実験番号３７，４６，５５
は焼鈍時間が短く、本発明範囲外であったため強度−延
性バランスが悪かった。実験番号３９，４８，５７は、
焼鈍後の冷却速度が小さく、本発明の範囲外であったた
め、強度−延性バランスが悪かった。実験番号３８，４
０，４１，４２，４３，４７，４９，５０，５１，５
２，５６，５８，５９，６０，６１は、本発明の範囲を
満たしているため、強度−延性バランスが良好であっ
た。
６２は、焼鈍温度が本発明の範囲外であったため、強度
−延性バランスが悪かった。実験番号３７，４６，５５
は焼鈍時間が短く、本発明範囲外であったため強度−延
性バランスが悪かった。実験番号３９，４８，５７は、
焼鈍後の冷却速度が小さく、本発明の範囲外であったた
め、強度−延性バランスが悪かった。実験番号３８，４
０，４１，４２，４３，４７，４９，５０，５１，５
２，５６，５８，５９，６０，６１は、本発明の範囲を
満たしているため、強度−延性バランスが良好であっ
た。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】
【発明の効果】本発明によれば、自動車部品などに使用
される、成形性、溶接性の優れた高強度鋼板と溶融亜鉛
めっき孔板を提供できるため、工業的に価値の高い発明
である。
される、成形性、溶接性の優れた高強度鋼板と溶融亜鉛
めっき孔板を提供できるため、工業的に価値の高い発明
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA05 EA06 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA20 EA23 EA25 EA27 EA32 FG01 FG03 FJ05 FK02 FK03
Claims (8)
- 【請求項１】 重量割合で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．１％、 Ｍｎ：１．０〜２．８％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０７〜０．７％ を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなり、金属組織
がフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサ
イトであることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高
強度鋼板。 - 【請求項２】 重量割合で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．１％、 Ｍｎ：１．０〜２．８％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０７〜０．７％、 さらに、 Ｃｒ：０．５％以下、 Ｎｉ：０．５％以下、 Ｃｕ：０．５％以下、 Ｍｏ：０．５％以下、 Ｖ ：０．１％以下のうち１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなり、金属組織
がフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサ
イトであることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高
強度鋼板。 - 【請求項３】 重量割合で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．１％、 Ｍｎ：１．０〜２．８％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０７〜０．７％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０５％ を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなり、金属組織
がフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサ
イトであることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高
強度鋼板。 - 【請求項４】 重量割合で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．１％、 Ｍｎ：１．０〜２．８％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０７〜０．７％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０５％、 さらに、 Ｃｒ：０．５％以下、 Ｎｉ：０．５％以下、 Ｃｕ：０．５％以下、 Ｍｏ：０．５％以下、 Ｖ ：０．１％以下のうち１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなり、金属組織
がフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサ
イトであることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高
強度鋼板。 - 【請求項５】 重量割合で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．１％、 Ｍｎ：１．０〜２．８％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０７〜０．７％ を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなる鋼塊を熱間
圧延し、酸洗後、３０％以上の冷間圧延した後、連続焼
鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインにて（Ａｃ1
変態点＋１０℃）以上、（Ａｒ3 変態点−５℃）以下の
温度で２０秒以上再結晶焼鈍を行い、３℃／ｓ以上の冷
却速度にて３００℃から６００℃の温度まで冷却し、金
属組織がフェライトと、残留オーステナイトを含むマル
テンサイトであることを特徴とする成形性、溶接性の優
れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 重量割合で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．１％、 Ｍｎ：１．０〜２．８％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０７〜０．７％、 さらに、 Ｃｒ：０．５％以下、 Ｎｉ：０．５％以下、 Ｃｕ：０．５％以下、 Ｍｏ：０．５％以下、 Ｖ ：０．１％以下のうち１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなる鋼塊を熱間
圧延し、酸洗後、３０％以上の冷間圧延した後、連続焼
鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインにて（Ａｃ1
変態点＋１０℃）以上、（Ａｒ3 変態点−５℃）以下の
温度で２０秒以上再結晶焼鈍を行い、３℃／ｓ以上の冷
却速度にて３００℃から６００℃の温度まで冷却する、
金属組織がフェライトと、残留オーステナイトを含むマ
ルテンサイトであることを特徴とする成形性、溶接性の
優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 重量割合で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．１％、 Ｍｎ：１．０〜２．８％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０７〜０．７％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０５％ を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなる鋼塊を熱間
圧延し、酸洗後、３０％以上の冷間圧延した後、連続焼
鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインにて（Ａｃ1
変態点＋１０℃）以上、（Ａｒ3 変態点−５℃）以下の
温度で２０秒以上再結晶焼鈍を行い、３℃／ｓ以上の冷
却速度にて３００℃から６００℃の温度まで冷却する、
金属組織がフェライトと、残留オーステナイトを含むマ
ルテンサイトであることを特徴とする成形性、溶接性の
優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項８】 重量割合で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．１％、 Ｍｎ：１．０〜２．８％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０７〜０．７％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０５％、 さらに、 Ｃｒ：０．５％以下、 Ｎｉ：０．５％以下、 Ｃｕ：０．５％以下、 Ｍｏ：０．５％以下、 Ｖ ：０．１％以下のうち１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなる鋼塊を熱間
圧延し、酸洗後、３０％以上の冷間圧延した後、連続焼
鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインにて（Ａｃ1
変態点＋１０℃）以上、（Ａｒ3 変態点−５℃）以下の
温度で２０秒以上再結晶焼鈍を行い、３℃／ｓ以上の冷
却速度にて３００℃から６００℃の温度まで冷却する、
金属組織がフェライトと、残留オーステナイトを含むマ
ルテンサイトであることを特徴とする成形性、溶接性の
優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16444999A JP4272302B2 (ja) | 1999-06-10 | 1999-06-10 | 成形性、溶接性の優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP16444999A JP4272302B2 (ja) | 1999-06-10 | 1999-06-10 | 成形性、溶接性の優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
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|---|---|
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| JP16444999A Expired - Fee Related JP4272302B2 (ja) | 1999-06-10 | 1999-06-10 | 成形性、溶接性の優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
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Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004231992A (ja) * | 2003-01-28 | 2004-08-19 | Nippon Steel Corp | 耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 |
| WO2004113580A1 (ja) * | 2003-06-19 | 2004-12-29 | Nippon Steel Corporation | 成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
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| US9150946B2 (en) | 2004-01-14 | 2015-10-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot dip galvanized high strength steel sheet excellent in plating adhesion and hole expandability and method of production of same |
| WO2019187027A1 (ja) | 2018-03-30 | 2019-10-03 | 日本製鉄株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| CN110760774A (zh) * | 2019-11-22 | 2020-02-07 | 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 | 锌铝镁钢板及有效控制csp工艺热镀锌铝镁钢板表面黑点的制备方法 |
-
1999
- 1999-06-10 JP JP16444999A patent/JP4272302B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| EP2098600A1 (en) | 2008-02-19 | 2009-09-09 | JFE Steel Corporation | High strenght steel sheet having superior ductility and method for manufacturing the same |
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| KR20200120954A (ko) | 2018-03-30 | 2020-10-22 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 합금화 용융 아연 도금 강판 |
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