JP2001226742A - 成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板とその製造方法 - Google Patents
成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板とその製造方法Info
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- JP2001226742A JP2001226742A JP2000034777A JP2000034777A JP2001226742A JP 2001226742 A JP2001226742 A JP 2001226742A JP 2000034777 A JP2000034777 A JP 2000034777A JP 2000034777 A JP2000034777 A JP 2000034777A JP 2001226742 A JP2001226742 A JP 2001226742A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 現状の溶融亜鉛メッキラインの通常の処理条
件にて成形性の優れた残留オーステナイトを含む高強度
薄鋼板とその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．３〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：
０．１％以下、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｍｏ：０．０
１〜０．２０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％を
含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍ
ｎ，ＭｏおよびＳｉが質量％で、３．３−１．１Ｓｉ＞
Ｍｎ＞２．３−１．１Ｓｉ、かつ８．３３×１０-2−
０．０１Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉ＜Ｍｏ＜０．３
０３−０．０５Ｍｎ−４．４４×１０ -2×Ｓｉを満た
し、炭素を平均濃度で０．９％以上含む残留オーステナ
イトを体積率で３％以上含有し、アスペクト比で０．５
〜３．０の等軸フェライトを体積率で５０％以上含有す
ることを特徴とする成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強
度薄鋼板。
件にて成形性の優れた残留オーステナイトを含む高強度
薄鋼板とその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．３〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：
０．１％以下、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｍｏ：０．０
１〜０．２０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％を
含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍ
ｎ，ＭｏおよびＳｉが質量％で、３．３−１．１Ｓｉ＞
Ｍｎ＞２．３−１．１Ｓｉ、かつ８．３３×１０-2−
０．０１Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉ＜Ｍｏ＜０．３
０３−０．０５Ｍｎ−４．４４×１０ -2×Ｓｉを満た
し、炭素を平均濃度で０．９％以上含む残留オーステナ
イトを体積率で３％以上含有し、アスペクト比で０．５
〜３．０の等軸フェライトを体積率で５０％以上含有す
ることを特徴とする成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強
度薄鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度化かつ耐食
性を必要とする部材、例えば自動車の足廻り、メンバー
や内外板などに用いられる成形性の優れた溶融亜鉛メッ
キ高強度薄鋼板およびその製造方法に関するものであ
る。
性を必要とする部材、例えば自動車の足廻り、メンバー
や内外板などに用いられる成形性の優れた溶融亜鉛メッ
キ高強度薄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】地球温暖化問題からＣＯ2 排出量の削減
が強く求められている。これに伴い自動車の燃費規制が
世界各国で強化される趨勢にある。燃費の向上には車体
重量の減量化が必要となり、主要な構成材料である鋼板
の薄手化が求められている。鋼板の薄手化を進める場合
に重要なのは、加工性を損なわずに高強度化すること
耐食性を向上させること等が挙げられる。について
は、残留オーステナイトの変態誘起塑性の活用により高
強度・高延性化が実現可能であることが示されている。
例えば、特開平１−２３０７１５号公報、特開平２−２
１７４２５号公報や特開平１−７９３４５号公報に記載
の発明がこれにあたる。これらは、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ系成
分を基本組成とした鋼で、二相域焼鈍後ベイナイト変態
を活用した熱処理を施すことや熱延後の冷却と巻取りを
制御することで残留オーステナイトを生成させることを
特徴としている。残留オーステナイトを生成させる熱処
理制御として重要なのがパーライトや炭化物の生成を抑
制することである。具体的には、オーステナイトが分解
しやすい温度域である６００〜４５０℃での滞留時間を
短くすることやベイナイト変態温度である３５０〜４５
０℃である程度保持することが必要となる。
が強く求められている。これに伴い自動車の燃費規制が
世界各国で強化される趨勢にある。燃費の向上には車体
重量の減量化が必要となり、主要な構成材料である鋼板
の薄手化が求められている。鋼板の薄手化を進める場合
に重要なのは、加工性を損なわずに高強度化すること
耐食性を向上させること等が挙げられる。について
は、残留オーステナイトの変態誘起塑性の活用により高
強度・高延性化が実現可能であることが示されている。
例えば、特開平１−２３０７１５号公報、特開平２−２
１７４２５号公報や特開平１−７９３４５号公報に記載
の発明がこれにあたる。これらは、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ系成
分を基本組成とした鋼で、二相域焼鈍後ベイナイト変態
を活用した熱処理を施すことや熱延後の冷却と巻取りを
制御することで残留オーステナイトを生成させることを
特徴としている。残留オーステナイトを生成させる熱処
理制御として重要なのがパーライトや炭化物の生成を抑
制することである。具体的には、オーステナイトが分解
しやすい温度域である６００〜４５０℃での滞留時間を
短くすることやベイナイト変態温度である３５０〜４５
０℃である程度保持することが必要となる。
【０００３】については、メッキが挙げられる。しか
し、にあるような比較的厳密な熱処理パターンでコス
トが低く目付量も厚くできる溶融亜鉛メッキを行うこと
は現状のメッキ設備では極めて困難である。また、Ｓｉ
を比較的多く（〜２ｗｔ％）含むことからもメッキの密
着性向上は大きな課題である。例えば、マテリア（日本
金属学会発行、第３８巻、第２号、１９９９年、１６６
頁）などではフェライト＋マルテンサイト＋ベイナイト
のいわゆる複相鋼板は現状の溶融亜鉛メッキ設備で製造
可能であるがオーステナイト相を含む鋼板の製造が難し
いことを述べている。成形性に寄与する残留オーステナ
イト量の確保とそのメッキ性の改善の両立については、
例えば、特開平６−１４５８９２号公報に有るようにＡ
ｌを適量添加する事で達成する発明がある。しかし、こ
の中でもオーステナイトの分解を避けるべく焼鈍後の冷
却時に６００〜４５０℃の温度域を５℃／ｓ以上の冷却
速度とすることが望ましいと記され、依然現状の溶融亜
鉛メッキ設備での製造は容易ではない。
し、にあるような比較的厳密な熱処理パターンでコス
トが低く目付量も厚くできる溶融亜鉛メッキを行うこと
は現状のメッキ設備では極めて困難である。また、Ｓｉ
を比較的多く（〜２ｗｔ％）含むことからもメッキの密
着性向上は大きな課題である。例えば、マテリア（日本
金属学会発行、第３８巻、第２号、１９９９年、１６６
頁）などではフェライト＋マルテンサイト＋ベイナイト
のいわゆる複相鋼板は現状の溶融亜鉛メッキ設備で製造
可能であるがオーステナイト相を含む鋼板の製造が難し
いことを述べている。成形性に寄与する残留オーステナ
イト量の確保とそのメッキ性の改善の両立については、
例えば、特開平６−１４５８９２号公報に有るようにＡ
ｌを適量添加する事で達成する発明がある。しかし、こ
の中でもオーステナイトの分解を避けるべく焼鈍後の冷
却時に６００〜４５０℃の温度域を５℃／ｓ以上の冷却
速度とすることが望ましいと記され、依然現状の溶融亜
鉛メッキ設備での製造は容易ではない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】以上のように、現状の
溶融亜鉛メッキラインにて成形性向上に寄与する残留オ
ーステナイト量を確保したメッキ鋼板およびその製造方
法は未だ充分には見出されているとは言い難い。本発明
は、上記課題を解決し、現状の溶融亜鉛メッキラインの
通常の処理条件にて成形性の優れた残留オーステナイト
を含む高強度鋼板とその製造方法を提供する事を目的と
する。
溶融亜鉛メッキラインにて成形性向上に寄与する残留オ
ーステナイト量を確保したメッキ鋼板およびその製造方
法は未だ充分には見出されているとは言い難い。本発明
は、上記課題を解決し、現状の溶融亜鉛メッキラインの
通常の処理条件にて成形性の優れた残留オーステナイト
を含む高強度鋼板とその製造方法を提供する事を目的と
する。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、現状の溶
融亜鉛メッキラインの通常の処理条件にて処理しても、
成形性に寄与する残留オーステナイト量及びその安定性
を確保し得るための成分を見出したものである。この成
分限定により、薄肉化に対応し得る成形性と耐食性の優
れた薄鋼板を供給できる。即ち、本発明の要旨とすると
ころは、 （１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．
３〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１％
以下、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｍｏ：０．０１〜０．
２０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｎ，Ｍｏ
およびＳｉが質量％で３．３−１．１Ｓｉ＞Ｍｎ＞２．
３−１．１Ｓｉ、かつ８．３３×１０-2−０．０１Ｍｎ
−４．４４×１０-2×Ｓｉ＜Ｍｏ＜０．３０３−０．０
５Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉを満たし、炭素を平均
濃度で０．９％以上含む残留オーステナイトを体積率で
３％以上含有し、アスペクト比で０．５〜３．０の等軸
フェライトを体積率で５０％以上含有することを特徴と
する成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
融亜鉛メッキラインの通常の処理条件にて処理しても、
成形性に寄与する残留オーステナイト量及びその安定性
を確保し得るための成分を見出したものである。この成
分限定により、薄肉化に対応し得る成形性と耐食性の優
れた薄鋼板を供給できる。即ち、本発明の要旨とすると
ころは、 （１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．
３〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１％
以下、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｍｏ：０．０１〜０．
２０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｎ，Ｍｏ
およびＳｉが質量％で３．３−１．１Ｓｉ＞Ｍｎ＞２．
３−１．１Ｓｉ、かつ８．３３×１０-2−０．０１Ｍｎ
−４．４４×１０-2×Ｓｉ＜Ｍｏ＜０．３０３−０．０
５Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉを満たし、炭素を平均
濃度で０．９％以上含む残留オーステナイトを体積率で
３％以上含有し、アスペクト比で０．５〜３．０の等軸
フェライトを体積率で５０％以上含有することを特徴と
する成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
【０００６】（２）Ｎｂ、Ｔi およびＶの１種又は２種
以上を合計で０．０１〜０．３質量％以下含む事を特徴
とした前記（１）記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ
高強度薄鋼板。 （３）Ｂを０．０００１〜０．０１質量％以下含むこと
を特徴とした前記（１）または（２）記載の成形性の優
れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。 （４）Ｃｒ，ＣｕおよびＮｉの１種又は２種以上を合計
で０．０１〜１．５質量％以下含む事を特徴とした前記
（１）〜（３）のいずれか１項に記載の成形性の優れた
溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
以上を合計で０．０１〜０．３質量％以下含む事を特徴
とした前記（１）記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ
高強度薄鋼板。 （３）Ｂを０．０００１〜０．０１質量％以下含むこと
を特徴とした前記（１）または（２）記載の成形性の優
れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。 （４）Ｃｒ，ＣｕおよびＮｉの１種又は２種以上を合計
で０．０１〜１．５質量％以下含む事を特徴とした前記
（１）〜（３）のいずれか１項に記載の成形性の優れた
溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
【０００７】（５）Ｃｏを合計で０．００５〜２．０質
量％以下含む事を特徴とした前記（１）〜（４）のいず
れか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度
薄鋼板。 （６）Ｃａ及び希土類元素の１種又は２種を合計で０．
０００１〜０．５質量％以下含む事を特徴とした前記
（１）〜（５）のいずれか１項に記載の成形性の優れた
溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
量％以下含む事を特徴とした前記（１）〜（４）のいず
れか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度
薄鋼板。 （６）Ｃａ及び希土類元素の１種又は２種を合計で０．
０００１〜０．５質量％以下含む事を特徴とした前記
（１）〜（５）のいずれか１項に記載の成形性の優れた
溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
【０００８】（７）前記（１）〜（６）のいずれか１項
に記載の成分を有する鋳造スラブを鋳造まま、もしくは
鋳造後一旦冷却した後に１０００〜１３００℃に再度加
熱したのち、Ａｒ3 変態温度−１０℃以上、Ａｒ3 変態
温度＋１２０℃未満で熱延を完了し、その後２℃／秒以
上１００℃／秒以下で鋼板を冷却し、２５０℃以上４２
０℃未満で巻き取り、前記鋼板を巻き戻した後、酸化ス
ケールを除去し、Ｎｉ、ＦｅおよびＣｕの何れか一種以
上を０．０２〜１０ｇ／ｍ2 をあらかじめメッキしたの
ちに連続焼鈍亜鉛メッキ工程で、０．１×（Ａｃ3 変態
温度−Ａｃ1 変態温度＋Ａｃ1 変態温度［℃］以上、Ａ
c3変態温度＋５０［℃］以下で１０秒〜３分間焼鈍した
後平均冷却速度１〜１００℃／ｓでメッキ浴温度以上５
００℃以下に冷却し、引き続き溶融亜鉛メッキを施し
て、炭素を平均質量濃度で０．９％以上含む残留オース
テナイトを体積率で３％以上含有し、アスペクト比で
０．５〜３．０の等軸フェライトを体積率で５０％以上
含有する鋼板を得ることを特徴とする成形性の優れた溶
融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。
に記載の成分を有する鋳造スラブを鋳造まま、もしくは
鋳造後一旦冷却した後に１０００〜１３００℃に再度加
熱したのち、Ａｒ3 変態温度−１０℃以上、Ａｒ3 変態
温度＋１２０℃未満で熱延を完了し、その後２℃／秒以
上１００℃／秒以下で鋼板を冷却し、２５０℃以上４２
０℃未満で巻き取り、前記鋼板を巻き戻した後、酸化ス
ケールを除去し、Ｎｉ、ＦｅおよびＣｕの何れか一種以
上を０．０２〜１０ｇ／ｍ2 をあらかじめメッキしたの
ちに連続焼鈍亜鉛メッキ工程で、０．１×（Ａｃ3 変態
温度−Ａｃ1 変態温度＋Ａｃ1 変態温度［℃］以上、Ａ
c3変態温度＋５０［℃］以下で１０秒〜３分間焼鈍した
後平均冷却速度１〜１００℃／ｓでメッキ浴温度以上５
００℃以下に冷却し、引き続き溶融亜鉛メッキを施し
て、炭素を平均質量濃度で０．９％以上含む残留オース
テナイトを体積率で３％以上含有し、アスペクト比で
０．５〜３．０の等軸フェライトを体積率で５０％以上
含有する鋼板を得ることを特徴とする成形性の優れた溶
融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。
【０００９】（８）前記（１）〜（６）のいずれか１項
に記載の成分を有する鋳造スラブを鋳造まま、もしくは
鋳造後一旦冷却した後に１０００〜１３００℃に再度加
熱したのち、Ａｒ3 変態温度−１０℃以上、Ａｒ3 変態
温度＋１２０℃未満で熱延を完了し、その後２℃／秒以
上１００℃／秒以下で鋼板を冷却し、２５０℃以上４２
０℃未満で巻き取り、前記鋼板を巻き戻した後、酸化ス
ケールを除去し、還元焼鈍前に、燃焼空気比０．９〜
１．２にて酸化し、鋼板表面に１００〜１０００ｎｍの
Ｆｅ酸化物を付与させたのちに連続焼鈍亜鉛メッキ工程
で、０．１×（Ａc3変態温度−Ａｃ1 変態温度）＋Ａｃ
1 変態温度［℃］以上、Ａｃ3 変態温度＋５０［℃］以
下で１０秒〜３分間焼鈍した後平均冷却速度１〜１００
℃／ｓ以上でメッキ浴温度以上５００℃以下に冷却し、
引き続き溶融亜鉛メッキを施し、炭素を平均質量濃度で
０．９％以上含む残留オーステナイトを体積率で３％以
上含有し、アスペクト比で０．５〜３．０の等軸フェラ
イトを体積率で５０％以上含有する鋼板を得ることを特
徴とする成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の
製造方法。
に記載の成分を有する鋳造スラブを鋳造まま、もしくは
鋳造後一旦冷却した後に１０００〜１３００℃に再度加
熱したのち、Ａｒ3 変態温度−１０℃以上、Ａｒ3 変態
温度＋１２０℃未満で熱延を完了し、その後２℃／秒以
上１００℃／秒以下で鋼板を冷却し、２５０℃以上４２
０℃未満で巻き取り、前記鋼板を巻き戻した後、酸化ス
ケールを除去し、還元焼鈍前に、燃焼空気比０．９〜
１．２にて酸化し、鋼板表面に１００〜１０００ｎｍの
Ｆｅ酸化物を付与させたのちに連続焼鈍亜鉛メッキ工程
で、０．１×（Ａc3変態温度−Ａｃ1 変態温度）＋Ａｃ
1 変態温度［℃］以上、Ａｃ3 変態温度＋５０［℃］以
下で１０秒〜３分間焼鈍した後平均冷却速度１〜１００
℃／ｓ以上でメッキ浴温度以上５００℃以下に冷却し、
引き続き溶融亜鉛メッキを施し、炭素を平均質量濃度で
０．９％以上含む残留オーステナイトを体積率で３％以
上含有し、アスペクト比で０．５〜３．０の等軸フェラ
イトを体積率で５０％以上含有する鋼板を得ることを特
徴とする成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の
製造方法。
【００１０】（９）熱延後巻き取った鋼板を巻き戻し、
酸洗冷延してその後Ｎｉ、ＦｅおよびＣｕの１種以上の
予メッキまたは還元焼鈍を行い、連続焼鈍亜鉛メッキを
施すことを特徴とする前記（７）又は（８）記載の成形
性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。 （１０）溶融亜鉛メッキを施した後３５０〜５５０℃で
合金化処理する事を特徴とする前記（７）〜（９）のい
ずれか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強
度薄鋼板の製造方法。 （１１）熱間圧延時の仕上げ圧延前に、高圧水を鋼板表
面に吹き付けて酸化スケールを除去することを特徴とす
る前記（７）〜（１０）の何れか１項に記載の成形性の
優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法にある。
酸洗冷延してその後Ｎｉ、ＦｅおよびＣｕの１種以上の
予メッキまたは還元焼鈍を行い、連続焼鈍亜鉛メッキを
施すことを特徴とする前記（７）又は（８）記載の成形
性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。 （１０）溶融亜鉛メッキを施した後３５０〜５５０℃で
合金化処理する事を特徴とする前記（７）〜（９）のい
ずれか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強
度薄鋼板の製造方法。 （１１）熱間圧延時の仕上げ圧延前に、高圧水を鋼板表
面に吹き付けて酸化スケールを除去することを特徴とす
る前記（７）〜（１０）の何れか１項に記載の成形性の
優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法にある。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下に、本発明を詳細に説明す
る。 Ｃ：Ｃは室温で残留するオーステナイトの安定化に貢献
する最も安価な元素であるために、本発明において最も
重要な元素といえる。鋼材の平均Ｃ量は、室温で確保で
きる残留オーステナイト体積分率に影響を及ぼすのみな
らず、製造の加工熱処理中に未変態オーステナイト中に
濃化する事で、残留オーステナイトの加工に対する安定
性を向上させることが出来る。しかしながら、この添加
量が０．０５重量％未満の場合には、最終的に得られる
炭素濃度０．９％以上の残留オーステナイト体積分率が
３％以上を確保することが出来ないので０．０５％を下
限とした。
る。 Ｃ：Ｃは室温で残留するオーステナイトの安定化に貢献
する最も安価な元素であるために、本発明において最も
重要な元素といえる。鋼材の平均Ｃ量は、室温で確保で
きる残留オーステナイト体積分率に影響を及ぼすのみな
らず、製造の加工熱処理中に未変態オーステナイト中に
濃化する事で、残留オーステナイトの加工に対する安定
性を向上させることが出来る。しかしながら、この添加
量が０．０５重量％未満の場合には、最終的に得られる
炭素濃度０．９％以上の残留オーステナイト体積分率が
３％以上を確保することが出来ないので０．０５％を下
限とした。
【００１２】一方、鋼材の平均Ｃ量が増加するに従って
確保可能な残留オーステナイト体積分率は増加し、残留
オーステナイト体積率を確保しつつ残留オーステナイト
の安定性を確保することが可能となる。しかしながら、
鋼材のＣ添加量が過大になると、必要以上に鋼材の強度
を上昇させ、プレス加工等の成形性を阻害するのみなら
ず、静的な強度上昇に比して動的な応力上昇が阻害され
ると共に、溶接性を低下させることによって部品として
の鋼材の利用が制限されるようになる。従って鋼材のＣ
量の上限を０．２％とした。
確保可能な残留オーステナイト体積分率は増加し、残留
オーステナイト体積率を確保しつつ残留オーステナイト
の安定性を確保することが可能となる。しかしながら、
鋼材のＣ添加量が過大になると、必要以上に鋼材の強度
を上昇させ、プレス加工等の成形性を阻害するのみなら
ず、静的な強度上昇に比して動的な応力上昇が阻害され
ると共に、溶接性を低下させることによって部品として
の鋼材の利用が制限されるようになる。従って鋼材のＣ
量の上限を０．２％とした。
【００１３】Ｓｉ：Ｓｉはフェライトの安定化元素であ
り、フェライト体積率を増加させることによって鋼材の
加工性を向上させる動きがある。また、セメンタイトの
生成を抑制することから、効果的にオーステナイト中へ
のＣを濃化させることを可能とすることから、室温で適
当な体積分率のオーステナイトを残留させるためには不
可避的な元素であり、０．３％以上添加することが必要
である。この様な機能を持つ添加元素としては、Ｓｉ以
外に、Ａｌ、ＰやＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等があげられ、この
様な元素を適当に添加することも同様な効果が期待され
る。しかしながら、Ｓｉの過剰添加はメッキ性を損なう
ため上限を２．５％とした。
り、フェライト体積率を増加させることによって鋼材の
加工性を向上させる動きがある。また、セメンタイトの
生成を抑制することから、効果的にオーステナイト中へ
のＣを濃化させることを可能とすることから、室温で適
当な体積分率のオーステナイトを残留させるためには不
可避的な元素であり、０．３％以上添加することが必要
である。この様な機能を持つ添加元素としては、Ｓｉ以
外に、Ａｌ、ＰやＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等があげられ、この
様な元素を適当に添加することも同様な効果が期待され
る。しかしながら、Ｓｉの過剰添加はメッキ性を損なう
ため上限を２．５％とした。
【００１４】Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト安定化元素で
あり、室温でオーステナイトを安定化させるためには有
効な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量が
制限される場合には、この様なオーステナイト安定化元
素を適量添加することによって効果的にオーステナイト
を残留させることが可能となるため、０．５％を下限と
した。また、ＭｎはＡｌやＳｉ程ではないがセメンタイ
トの生成を抑制する効果があり、オーステナイトへのＣ
の濃化を助ける働きもする。しかしながら、３．０質量
％を越える場合には、母相であるフェライトの硬質化を
招くためこれを上限とした。
あり、室温でオーステナイトを安定化させるためには有
効な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量が
制限される場合には、この様なオーステナイト安定化元
素を適量添加することによって効果的にオーステナイト
を残留させることが可能となるため、０．５％を下限と
した。また、ＭｎはＡｌやＳｉ程ではないがセメンタイ
トの生成を抑制する効果があり、オーステナイトへのＣ
の濃化を助ける働きもする。しかしながら、３．０質量
％を越える場合には、母相であるフェライトの硬質化を
招くためこれを上限とした。
【００１５】Ｐ：Ｐは、鋼材の高強度化や前述のように
残留オーステナイトの確保に有効であり、０．００５％
以上含有しても良いが、０．１質量％を越えて添加され
た場合には鋼材のコストの上昇を招くばかりでなく、耐
置き割れ性の劣化や疲労特性、靱性の劣化を招くことか
ら、０．１質量％をその上限とした。Ａｌ：Ａｌは、Ｓ
ｉ同様、フェライト体積率を増加させることによって鋼
材の加工性を向上させる働きとセメンタイトの生成を抑
制する効果があり０．００５％含有しても良いが、過剰
添加はメッキ性を著しく損なうため上限を０．０４０％
とした。
残留オーステナイトの確保に有効であり、０．００５％
以上含有しても良いが、０．１質量％を越えて添加され
た場合には鋼材のコストの上昇を招くばかりでなく、耐
置き割れ性の劣化や疲労特性、靱性の劣化を招くことか
ら、０．１質量％をその上限とした。Ａｌ：Ａｌは、Ｓ
ｉ同様、フェライト体積率を増加させることによって鋼
材の加工性を向上させる働きとセメンタイトの生成を抑
制する効果があり０．００５％含有しても良いが、過剰
添加はメッキ性を著しく損なうため上限を０．０４０％
とした。
【００１６】Ｍｏ：ＭｏはＡｌやＳｉ程ではないがセメ
ンタイトの生成を抑制する効果があり、オーステナイト
へのＣの濃化を助ける働きもする。更に、マトリックス
であるフェライトやベイナイトを固溶強化させる。しか
しながら、添加が０．０１質量％未満の場合には、必要
な残留オーステナイトの確保が出来なくなるとともに、
鋼材の強度が低くなり、炭化物抑制効果も十分でない。
一方、０．２０質量％を越える場合には、母相であるフ
ェライトの硬質化を招くだけでなく、焼き入れ性が極め
て良好になり冷却中にオーステナイトがマルテンサイト
に変態してしまうため、これを上限とした。 Ｎ：Ｎは、Ｃ同様、室温で残留するオーステナイトの安
定化に貢献する安価な元素で、０．００１０％以上とし
た。一方で、過剰添加は溶接時のブローホール発生の直
接の原因となるため、上限を０．０１００％とした。
ンタイトの生成を抑制する効果があり、オーステナイト
へのＣの濃化を助ける働きもする。更に、マトリックス
であるフェライトやベイナイトを固溶強化させる。しか
しながら、添加が０．０１質量％未満の場合には、必要
な残留オーステナイトの確保が出来なくなるとともに、
鋼材の強度が低くなり、炭化物抑制効果も十分でない。
一方、０．２０質量％を越える場合には、母相であるフ
ェライトの硬質化を招くだけでなく、焼き入れ性が極め
て良好になり冷却中にオーステナイトがマルテンサイト
に変態してしまうため、これを上限とした。 Ｎ：Ｎは、Ｃ同様、室温で残留するオーステナイトの安
定化に貢献する安価な元素で、０．００１０％以上とし
た。一方で、過剰添加は溶接時のブローホール発生の直
接の原因となるため、上限を０．０１００％とした。
【００１７】さらに、溶融亜鉛メッキラインでの成形性
の向上に寄与する残留オーステナイト量を確保するため
の範囲として、Ｍｎ、ＭｏおよびＳｉが質量％で３．３
−１．１Ｓｉ＞Ｍｎ＞２．３−１．１Ｓｉ、かつ８．３
３×１０-2−０．０１Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉ＜
Ｍｏ＜０．３０３−０．０５Ｍｎ−４．４４×１０-2×
Ｓｉを満たすことを必要とする。ＭｎまたはＭｏ量が上
記関係式の下限よりも低いと、炭化物生成が促進されて
残留オーステナイトが生成困難になり、上限よりも多い
と焼き入れ性が上がり、マルテンサイトが生成するため
残留オーステナイトが生成困難になるため、上記の範囲
に限定した。
の向上に寄与する残留オーステナイト量を確保するため
の範囲として、Ｍｎ、ＭｏおよびＳｉが質量％で３．３
−１．１Ｓｉ＞Ｍｎ＞２．３−１．１Ｓｉ、かつ８．３
３×１０-2−０．０１Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉ＜
Ｍｏ＜０．３０３−０．０５Ｍｎ−４．４４×１０-2×
Ｓｉを満たすことを必要とする。ＭｎまたはＭｏ量が上
記関係式の下限よりも低いと、炭化物生成が促進されて
残留オーステナイトが生成困難になり、上限よりも多い
と焼き入れ性が上がり、マルテンサイトが生成するため
残留オーステナイトが生成困難になるため、上記の範囲
に限定した。
【００１８】残留オーステナイト中の平均炭素濃度及び
残留オーステナイト体積率：残留オーステナイト中の平
均炭素量はその安定性を高めて成形加工時に残留オース
テナイトの変態誘起塑性を十分に活用するために重要で
あり、０．９質量％以上含む残留オーステナイトを体積
率で３％以上含有する事が必要である。残留オーステナ
イト中の平均炭素濃度が０．９質量％より小さいと残留
オーステナイトが極めて不安定で延性向上には寄与しな
いため、下限を０．９重量％とした。残留オーステナイ
ト中の平均炭素濃度の上限についても特に限定すること
なく本発明の効果が得られるが、Ｃのオーステナイトの
固溶限は概ね２質量％でありこれ以上の濃化は不可能で
炭化物析出を伴うので好ましくない。また、オーステナ
イトの体積率の上限は特に限定することなく本発明の効
果を得ることが出来るが体積率増加には合金添加量を増
加させることが必要となり経済的に不利となるため５０
％未満が望ましい。
残留オーステナイト体積率：残留オーステナイト中の平
均炭素量はその安定性を高めて成形加工時に残留オース
テナイトの変態誘起塑性を十分に活用するために重要で
あり、０．９質量％以上含む残留オーステナイトを体積
率で３％以上含有する事が必要である。残留オーステナ
イト中の平均炭素濃度が０．９質量％より小さいと残留
オーステナイトが極めて不安定で延性向上には寄与しな
いため、下限を０．９重量％とした。残留オーステナイ
ト中の平均炭素濃度の上限についても特に限定すること
なく本発明の効果が得られるが、Ｃのオーステナイトの
固溶限は概ね２質量％でありこれ以上の濃化は不可能で
炭化物析出を伴うので好ましくない。また、オーステナ
イトの体積率の上限は特に限定することなく本発明の効
果を得ることが出来るが体積率増加には合金添加量を増
加させることが必要となり経済的に不利となるため５０
％未満が望ましい。
【００１９】なお、残留オーステナイトの体積率および
その炭素濃度は特開平１１−１９３４３９号公報にある
ようにＸ線解析により実験的に求められるもので、Ｍｏ
−Ｋα線およびＣｕ−Ｋα線を用いて得たデータから次
式によりそれぞれ算出できる。残留オーステナイトの体
積率＝（２／３）［１００／｛０．７×（フェライトの
２１１面のＸ線強度）／（オーステナイトの２２０面の
Ｘ線強度＋１）｝＋１］＋（１／３）［１００／｛０．
７８×（フェライトの２１１面のＸ線強度）／（オース
テナイトの３１１面のＸ線強度）｝＋１］また、オース
テナイトの（２００）、（２２０）および（３１１）の
各面の反射角から格子定数を求め、炭素濃度＝（格子定
数−３．５７２）／０．０３３［１×１０-10 ｍ］で得
ることが出来る。
その炭素濃度は特開平１１−１９３４３９号公報にある
ようにＸ線解析により実験的に求められるもので、Ｍｏ
−Ｋα線およびＣｕ−Ｋα線を用いて得たデータから次
式によりそれぞれ算出できる。残留オーステナイトの体
積率＝（２／３）［１００／｛０．７×（フェライトの
２１１面のＸ線強度）／（オーステナイトの２２０面の
Ｘ線強度＋１）｝＋１］＋（１／３）［１００／｛０．
７８×（フェライトの２１１面のＸ線強度）／（オース
テナイトの３１１面のＸ線強度）｝＋１］また、オース
テナイトの（２００）、（２２０）および（３１１）の
各面の反射角から格子定数を求め、炭素濃度＝（格子定
数−３．５７２）／０．０３３［１×１０-10 ｍ］で得
ることが出来る。
【００２０】フェライトのアスペクト比と体積率：残留
オーステナイトばかりでなく主相であるフェライトも充
分な変形能を持たなければ、素材全体の延性は確保され
ない。延性確保には粒の等軸化が有効で、Ｌ断面でのフ
ェライト主相の平均のアスペクト比（Ｌ断面の２００〜
１０００倍の１０〜２０視野の光顕観察により、圧延方
向と厚さ方向の粒の長さの比を取った値の平均値）を
０．５〜３．０とし、これらフェライトが体積率で５０
％以上含む事が必要である。アスペクト比が０．５未満
であったり３．０以上であると延性が低下し強度が増加
し、結果強度−延性バランスが劣化するため、０．５〜
３．０に限定した。また、軟質のフェライト相は延性向
上に効果的であるため体積率で５０％以上とした。上限
は特に定めないが、残留オーステナイトの体積率を確保
する点から９７％未満が望ましい。
オーステナイトばかりでなく主相であるフェライトも充
分な変形能を持たなければ、素材全体の延性は確保され
ない。延性確保には粒の等軸化が有効で、Ｌ断面でのフ
ェライト主相の平均のアスペクト比（Ｌ断面の２００〜
１０００倍の１０〜２０視野の光顕観察により、圧延方
向と厚さ方向の粒の長さの比を取った値の平均値）を
０．５〜３．０とし、これらフェライトが体積率で５０
％以上含む事が必要である。アスペクト比が０．５未満
であったり３．０以上であると延性が低下し強度が増加
し、結果強度−延性バランスが劣化するため、０．５〜
３．０に限定した。また、軟質のフェライト相は延性向
上に効果的であるため体積率で５０％以上とした。上限
は特に定めないが、残留オーステナイトの体積率を確保
する点から９７％未満が望ましい。
【００２１】Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ：また、必要に応じて添加
するＮｂ、Ｔｉ、Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化
物を形成することによって鋼材を高強度化する事が出来
るので、合計０．０１％以上添加する。一方、その合計
が０．３％を越えた場合には母相であるフェライト粒内
もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物
として析出してしまう。このような、炭化物の生成は、
本発明にとって最も重要な残留オーステナイト中へのＣ
の濃化を阻害し、Ｃを浪費することから上限を０．３重
量％とした。 Ｂ：また、必要に応じて添加するＢは、粒界の強度や鋼
材の高強度化に有効ではあるので０．０００１％以上添
加する。一方、その添加量が０．０１質量％を越えると
その効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度
を上昇させ、加工性も低下させることから、上限を０．
０１質量％とした。
するＮｂ、Ｔｉ、Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化
物を形成することによって鋼材を高強度化する事が出来
るので、合計０．０１％以上添加する。一方、その合計
が０．３％を越えた場合には母相であるフェライト粒内
もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物
として析出してしまう。このような、炭化物の生成は、
本発明にとって最も重要な残留オーステナイト中へのＣ
の濃化を阻害し、Ｃを浪費することから上限を０．３重
量％とした。 Ｂ：また、必要に応じて添加するＢは、粒界の強度や鋼
材の高強度化に有効ではあるので０．０００１％以上添
加する。一方、その添加量が０．０１質量％を越えると
その効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度
を上昇させ、加工性も低下させることから、上限を０．
０１質量％とした。
【００２２】Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ：必要に応じて添加する
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕは全てオーステナイト安定化元素であ
り、室温でオーステナイトを安定化させるためには有効
な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量が制
限される場合には、この様なオーステナイト安定化元素
を適量添加することによって効果的にオーステナイトを
残留させることが可能となる。また、これらの元素はＡ
ｌやＳｉ程ではないがセメンタイトの生成を抑制する効
果があり、オーステナイトへのＣの濃化を助ける働きも
するので合計で０．０１％以上添加する。一方、これら
の合計が１．５質量％を越える場合には、母相であるフ
ェライトの硬質化を招くと共に、焼き入れ性の向上から
冷却時のオーステナイトからマルテンサイトへの変態を
促進して、残留オーステナイト量を確保できなくなる。
したがって、これを条件とした。
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕは全てオーステナイト安定化元素であ
り、室温でオーステナイトを安定化させるためには有効
な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量が制
限される場合には、この様なオーステナイト安定化元素
を適量添加することによって効果的にオーステナイトを
残留させることが可能となる。また、これらの元素はＡ
ｌやＳｉ程ではないがセメンタイトの生成を抑制する効
果があり、オーステナイトへのＣの濃化を助ける働きも
するので合計で０．０１％以上添加する。一方、これら
の合計が１．５質量％を越える場合には、母相であるフ
ェライトの硬質化を招くと共に、焼き入れ性の向上から
冷却時のオーステナイトからマルテンサイトへの変態を
促進して、残留オーステナイト量を確保できなくなる。
したがって、これを条件とした。
【００２３】Ｃｏ：必要に応じて添加するＣｏはオース
テナイト中のＣ濃度を高めるのに有効な元素であり、安
定なオーステナイト形成のためには特に有効であるので
０．００５％以上添加する。一方で、高価であるため、
実用上十分な炭素濃化が図れる添加量として２．０％を
上限とした。 Ｃａ，Ｒｅｍ：必要に応じて添加するＣａ，ＲＥＭは介
在物制御に有効な元素で、合計で０．０００１％以上添
加することにより熱間加工性を向上させるが、過剰添加
は逆に熱間脆化を助長させるため上限を０．５％とし
た。
テナイト中のＣ濃度を高めるのに有効な元素であり、安
定なオーステナイト形成のためには特に有効であるので
０．００５％以上添加する。一方で、高価であるため、
実用上十分な炭素濃化が図れる添加量として２．０％を
上限とした。 Ｃａ，Ｒｅｍ：必要に応じて添加するＣａ，ＲＥＭは介
在物制御に有効な元素で、合計で０．０００１％以上添
加することにより熱間加工性を向上させるが、過剰添加
は逆に熱間脆化を助長させるため上限を０．５％とし
た。
【００２４】熱延条件：熱延ままで本発明の鋼板を製造
する場合には、所定の成分に調整されたスラブを鋳造ま
ま、もしくは一旦冷却した後に１０００〜１３００℃の
範囲に再度加熱し、熱間圧延を行う。再加熱温度を１０
００℃未満とすると、スラブの均一加熱が困難となり、
表面キズ発生等の問題を生じるので、再加熱温度の下限
を１０００℃とした。また、再加熱温度が１３００℃超
では、スラブの変形が激しくなると同時にコスト高とな
ることから、これを上限とした。また、熱延完了温度Ｆ
Ｔが鋼材の化学成分で決まるＡｒ3 変態温度−１０℃未
満である場合には時に鋼板の表層部及びその近傍に加工
フェライト層が生成し、加工性を著しく劣化させると同
時に、動的な変形抵抗を下げる。従ってこれを熱延完了
温度の下限値とする。また熱延完了温度がＡｒ3 変態温
度＋１２０℃以上の場合には必要以上に鋼板の強度が上
昇するのみならず、組織の粗大化が起こり、鋼板動的変
形抵抗の上昇を阻害する。またこの様な高温で熱延が完
了された場合には鋼板の表面粗度が大きくなり、表面品
位を落とす。従って、これを熱延完了温度の上限値とす
る。尚、Ａｒ3 変態温度はＡｒ3 ＝９０１−３２５×％
Ｃ＋３３×％Ｓｉ−９２×（％Ｍｎ＋％Ｎｉ／２＋％Ｃ
ｒ／２＋％Ｃｕ／２＋％Ｍｏ／２）で計算される。
する場合には、所定の成分に調整されたスラブを鋳造ま
ま、もしくは一旦冷却した後に１０００〜１３００℃の
範囲に再度加熱し、熱間圧延を行う。再加熱温度を１０
００℃未満とすると、スラブの均一加熱が困難となり、
表面キズ発生等の問題を生じるので、再加熱温度の下限
を１０００℃とした。また、再加熱温度が１３００℃超
では、スラブの変形が激しくなると同時にコスト高とな
ることから、これを上限とした。また、熱延完了温度Ｆ
Ｔが鋼材の化学成分で決まるＡｒ3 変態温度−１０℃未
満である場合には時に鋼板の表層部及びその近傍に加工
フェライト層が生成し、加工性を著しく劣化させると同
時に、動的な変形抵抗を下げる。従ってこれを熱延完了
温度の下限値とする。また熱延完了温度がＡｒ3 変態温
度＋１２０℃以上の場合には必要以上に鋼板の強度が上
昇するのみならず、組織の粗大化が起こり、鋼板動的変
形抵抗の上昇を阻害する。またこの様な高温で熱延が完
了された場合には鋼板の表面粗度が大きくなり、表面品
位を落とす。従って、これを熱延完了温度の上限値とす
る。尚、Ａｒ3 変態温度はＡｒ3 ＝９０１−３２５×％
Ｃ＋３３×％Ｓｉ−９２×（％Ｍｎ＋％Ｎｉ／２＋％Ｃ
ｒ／２＋％Ｃｕ／２＋％Ｍｏ／２）で計算される。
【００２５】鋼板は熱延完了後に冷却されるが、このと
きの冷却速度を２℃／秒未満もしくは１００℃／秒超と
することは、大量生産の工程条件上困難であることか
ら、これを下限、上限とした。また冷却の方法は一定の
冷却速度で行っても、途中で低冷却速度の領域を含むよ
うな複数種類の冷却速度の組み合わせであってもよい。
冷却後鋼板は巻き取り処理が行われるが、巻き取り温度
が２５０℃未満ではマルテンサイトの生成が過多となっ
て加工性を損なうので下限を２５０℃とした。また、炭
化物析出を抑制する目的で低温巻き取りとして巻取温度
を４２０℃未満とした。巻き戻し後、メッキぬれ性を十
分確保するため酸化スケールを除去する。酸化スケール
は酸洗や、メカデスケ等により除去できる。 Ｎｉ，Ｃｕ，Ｆｅの下地メッキ：下地メッキは鋼板表面
とメッキ相のぬれ性を確保する目的で行う。したがっ
て、ぬれ性確保のため下限を０．０２ｇ／ｍ2 とした。
また、それぞれ１０ｇ／ｍ2 以上のメッキはそのぬれ性
向上効果が飽和するうえ、経済的に不利になることから
これを上限とした。メッキは電機メッキ装置などにより
実施できる。
きの冷却速度を２℃／秒未満もしくは１００℃／秒超と
することは、大量生産の工程条件上困難であることか
ら、これを下限、上限とした。また冷却の方法は一定の
冷却速度で行っても、途中で低冷却速度の領域を含むよ
うな複数種類の冷却速度の組み合わせであってもよい。
冷却後鋼板は巻き取り処理が行われるが、巻き取り温度
が２５０℃未満ではマルテンサイトの生成が過多となっ
て加工性を損なうので下限を２５０℃とした。また、炭
化物析出を抑制する目的で低温巻き取りとして巻取温度
を４２０℃未満とした。巻き戻し後、メッキぬれ性を十
分確保するため酸化スケールを除去する。酸化スケール
は酸洗や、メカデスケ等により除去できる。 Ｎｉ，Ｃｕ，Ｆｅの下地メッキ：下地メッキは鋼板表面
とメッキ相のぬれ性を確保する目的で行う。したがっ
て、ぬれ性確保のため下限を０．０２ｇ／ｍ2 とした。
また、それぞれ１０ｇ／ｍ2 以上のメッキはそのぬれ性
向上効果が飽和するうえ、経済的に不利になることから
これを上限とした。メッキは電機メッキ装置などにより
実施できる。
【００２６】連続焼鈍亜鉛メッキ条件：熱延又は冷延後
の溶融亜鉛メッキに於いては、充分な２相域での焼鈍、
すなわち、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まるＡｃ
1 変態温度及びＡｃ3 変態温度（例えば「鉄鋼材料
学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ
２７３）で表現される０．１×（Ａｒ3 −Ａｃ1 ）＋Ａ
ｃ 1 ［℃］未満の場合には、焼鈍温度で得られるオース
テナイト量が少ないので、最終的な鋼板中に安定して残
留オーステナイトを残すことができないためにこれを焼
鈍温度の下限とした。また焼鈍温度がＡｃ3 変態温度＋
５０［℃］を越えても何ら鋼板の特性を改善することが
できない一方で製造コストの上昇をまねくために、焼鈍
温度の上限をＡc3変態温度＋５０［℃］とした。この温
度での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイト量
の確保のために最低１０秒以上必要である。しかし、３
分超では効果が飽和するのみならずコストアップにつな
がることから、これを上限とした。
の溶融亜鉛メッキに於いては、充分な２相域での焼鈍、
すなわち、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まるＡｃ
1 変態温度及びＡｃ3 変態温度（例えば「鉄鋼材料
学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ
２７３）で表現される０．１×（Ａｒ3 −Ａｃ1 ）＋Ａ
ｃ 1 ［℃］未満の場合には、焼鈍温度で得られるオース
テナイト量が少ないので、最終的な鋼板中に安定して残
留オーステナイトを残すことができないためにこれを焼
鈍温度の下限とした。また焼鈍温度がＡｃ3 変態温度＋
５０［℃］を越えても何ら鋼板の特性を改善することが
できない一方で製造コストの上昇をまねくために、焼鈍
温度の上限をＡc3変態温度＋５０［℃］とした。この温
度での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイト量
の確保のために最低１０秒以上必要である。しかし、３
分超では効果が飽和するのみならずコストアップにつな
がることから、これを上限とした。
【００２７】その後の一次冷却はオーステナイトからフ
ェライトへの変態を促して、未変態のオーステナイト中
にＣを濃化させて最終的に残留するオーステナイトの安
定化をはかるのに重要である。この冷却速度を１℃／秒
未満にすることは、必要な生産ライン長を長くしたり、
生産速度を極めて遅くするといった製造上のデメリット
を生じるために、この冷却速度の下限を１℃／秒とし
た。また、設備能力上の冷速の上限として１００℃／ｓ
とした。また、冷却停止温度は炭化物析出を抑制するた
め５００℃以下とし、メッキ浴温度まで冷却しても本発
明の効果を得ることが出来る。
ェライトへの変態を促して、未変態のオーステナイト中
にＣを濃化させて最終的に残留するオーステナイトの安
定化をはかるのに重要である。この冷却速度を１℃／秒
未満にすることは、必要な生産ライン長を長くしたり、
生産速度を極めて遅くするといった製造上のデメリット
を生じるために、この冷却速度の下限を１℃／秒とし
た。また、設備能力上の冷速の上限として１００℃／ｓ
とした。また、冷却停止温度は炭化物析出を抑制するた
め５００℃以下とし、メッキ浴温度まで冷却しても本発
明の効果を得ることが出来る。
【００２８】Ｆｅ酸化物の事前付与：Ｆｅ酸化物形成の
燃焼雰囲気として燃焼空気比が０．９に満たない場合、
Ｆｅ酸化物が完全に鋼板表面を被覆しないため、焼鈍中
にＦｅ酸化物未生成部において、Ｓｉ、Ｍｎ等の酸化物
が生成し、メッキ濡れ性を低下させる。一方、１．２を
越える場合、生成したＦｅ酸化物の密着性が確保でき
ず、焼鈍炉のハースロールにＦｅ酸化物がビルドアップ
し、操業性に悪影響を及ぼす。以上の条件にてＦｅ酸化
物の厚みを１０００ｎｍ以下とすることでその密着性を
確保することとした。一方、酸化物の厚みが２０ｎｍ未
満ではメッキぬれ性が確保できずこれを下限とした。な
お、酸化物の厚みは走査型電顕を用いて測定できる。
燃焼雰囲気として燃焼空気比が０．９に満たない場合、
Ｆｅ酸化物が完全に鋼板表面を被覆しないため、焼鈍中
にＦｅ酸化物未生成部において、Ｓｉ、Ｍｎ等の酸化物
が生成し、メッキ濡れ性を低下させる。一方、１．２を
越える場合、生成したＦｅ酸化物の密着性が確保でき
ず、焼鈍炉のハースロールにＦｅ酸化物がビルドアップ
し、操業性に悪影響を及ぼす。以上の条件にてＦｅ酸化
物の厚みを１０００ｎｍ以下とすることでその密着性を
確保することとした。一方、酸化物の厚みが２０ｎｍ未
満ではメッキぬれ性が確保できずこれを下限とした。な
お、酸化物の厚みは走査型電顕を用いて測定できる。
【００２９】また、冷延は加工性確保のため圧下率５０
％以上の冷延が望ましい。合金化処理は、３５０℃以下
では反応が進まずこれを下限とした。また、５５０℃を
越えると炭化物が析出して充分な残留オーステナイト量
を確保できなくなることからこれを上限とした。再加熱
後、酸化スケール除去のため、高圧水によるデスケーリ
ングを以下の条件て行うことが望ましい。
％以上の冷延が望ましい。合金化処理は、３５０℃以下
では反応が進まずこれを下限とした。また、５５０℃を
越えると炭化物が析出して充分な残留オーステナイト量
を確保できなくなることからこれを上限とした。再加熱
後、酸化スケール除去のため、高圧水によるデスケーリ
ングを以下の条件て行うことが望ましい。
【００３０】仕上げ熱延前のデスケーリング：仕上げ圧
延前の鋼板表面に、衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リッ
トル／ｃｍ2 ）≧０．００２５の条件を満たす高圧水
で、酸化スケール除去を行うこととする。ここで酸化ス
ケールを十分除去することは、メッキの密着性を十分確
保する上で重要となる。ここで、鋼板表面での高圧水の
衝突圧Ｐは以下のように極めて記述される。（「鉄と
鋼」１９９１ ｖｏｌ．７７Ｎｏ．９ ｐ１４５０参
照） Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ0 ×Ｖ／Ｈ2 ただし、 Ｐ0 （ＭＰａ）：液圧力 Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量 Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離
延前の鋼板表面に、衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リッ
トル／ｃｍ2 ）≧０．００２５の条件を満たす高圧水
で、酸化スケール除去を行うこととする。ここで酸化ス
ケールを十分除去することは、メッキの密着性を十分確
保する上で重要となる。ここで、鋼板表面での高圧水の
衝突圧Ｐは以下のように極めて記述される。（「鉄と
鋼」１９９１ ｖｏｌ．７７Ｎｏ．９ ｐ１４５０参
照） Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ0 ×Ｖ／Ｈ2 ただし、 Ｐ0 （ＭＰａ）：液圧力 Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量 Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離
【００３１】流量Ｌは以下のように記述される。 Ｌ（リットル／ｃｍ2 ）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ） ただし、 Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量 Ｗ（ｃｍ）：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たって
いる幅 ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度 衝突圧Ｐ×流量Ｌの上限は本発明の効果を得るためには
特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させると
ノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、
０．０２以下とすることが好ましい。
いる幅 ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度 衝突圧Ｐ×流量Ｌの上限は本発明の効果を得るためには
特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させると
ノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、
０．０２以下とすることが好ましい。
【００３２】
【実施例】表１に示す成分の各鋼を、２５ｋｇインゴッ
トに鋳造して１２００℃に加熱後、熱間圧延して各鋼の
成分で決まるＡｒ3 変態点−１０［℃］以上、Ａｒ3 変
態点＋１２０［℃］未満（概ね９００℃）で熱間圧延を
終了して、５０℃／ｓで３７０℃まで冷却した後３７０
℃×１ｈ保定後炉冷の巻き取り処理を行った。また、一
部鋼種については、仕上げ熱延前に、衝撃圧２．７ＭＰ
ａ、流量０．００１リットル／ｃｍ2 の条件で高圧デス
ケーリングを行った。得られた熱延板はメッキ試験およ
び冷間圧延に使用した。圧下率６０％の冷延後、０．５
×（Ａｃ3 −Ａc1）＋Ａc1［℃］の温度で１分焼鈍の２
相域加熱した後平均冷却速度２．５℃／ｓで４６０℃ま
で冷却してその後５３０℃で１０秒保定し空冷したのち
機械的性質を調査した。亜鉛メッキ試験は、熱延板、冷
延板、あらかじめＮｉを３ｇ／ｍ2 、Ｃｕを３ｇ／ｍ2
またはＦｅを８ｇ／ｍ2 をメッキした各鋼板および燃焼
雰囲気でＦｅ酸化物を１００〜２００ｎｍ形成させた各
鋼板について、上記と同じ熱処理に加えて焼鈍・冷却後
亜鉛メッキ浴に浸漬したのち一部は５３０℃で１０秒の
合金化処理を行い空冷後、６０度曲げ・戻し試験を先端
曲率半径３ｍｍで行い、その内側にテープ着脱を行い外
観検査にて評価した。
トに鋳造して１２００℃に加熱後、熱間圧延して各鋼の
成分で決まるＡｒ3 変態点−１０［℃］以上、Ａｒ3 変
態点＋１２０［℃］未満（概ね９００℃）で熱間圧延を
終了して、５０℃／ｓで３７０℃まで冷却した後３７０
℃×１ｈ保定後炉冷の巻き取り処理を行った。また、一
部鋼種については、仕上げ熱延前に、衝撃圧２．７ＭＰ
ａ、流量０．００１リットル／ｃｍ2 の条件で高圧デス
ケーリングを行った。得られた熱延板はメッキ試験およ
び冷間圧延に使用した。圧下率６０％の冷延後、０．５
×（Ａｃ3 −Ａc1）＋Ａc1［℃］の温度で１分焼鈍の２
相域加熱した後平均冷却速度２．５℃／ｓで４６０℃ま
で冷却してその後５３０℃で１０秒保定し空冷したのち
機械的性質を調査した。亜鉛メッキ試験は、熱延板、冷
延板、あらかじめＮｉを３ｇ／ｍ2 、Ｃｕを３ｇ／ｍ2
またはＦｅを８ｇ／ｍ2 をメッキした各鋼板および燃焼
雰囲気でＦｅ酸化物を１００〜２００ｎｍ形成させた各
鋼板について、上記と同じ熱処理に加えて焼鈍・冷却後
亜鉛メッキ浴に浸漬したのち一部は５３０℃で１０秒の
合金化処理を行い空冷後、６０度曲げ・戻し試験を先端
曲率半径３ｍｍで行い、その内側にテープ着脱を行い外
観検査にて評価した。
【００３３】
【表１】
【００３４】表２に各鋼の機械的性質を示す。発明鋼で
あるＡ，Ｂ，Ｃ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，ＪＫ，Ｌ，Ｍ，Ｎ，Ｏは
熱延板および冷延板共にＴＳ×Ｅｌ＞２１０００ＭＰａ
・％と良好な強度延性バランスを示すことが判る。一
方、比較鋼のＤ，Ｅ，Ｆ，Ｐ，Ｑ，Ｒ，Ｓ，Ｔ，Ｕは残
留オーステナイト量及びその炭素量が低くＴＳ×Ｅｌ．
＜２００００ＭＰａ・％にとどまることが判る。これ
は、焼鈍後の冷却中にオーステナイトが分解してパーラ
イトもしくはマルテンサイトが生成したことに起因する
と考えられる。一方で、Ａｌを多量添加したＶ鋼は良好
な機械的性質を示すが、メッキ性が良好でないことが表
３から判る。
あるＡ，Ｂ，Ｃ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，ＪＫ，Ｌ，Ｍ，Ｎ，Ｏは
熱延板および冷延板共にＴＳ×Ｅｌ＞２１０００ＭＰａ
・％と良好な強度延性バランスを示すことが判る。一
方、比較鋼のＤ，Ｅ，Ｆ，Ｐ，Ｑ，Ｒ，Ｓ，Ｔ，Ｕは残
留オーステナイト量及びその炭素量が低くＴＳ×Ｅｌ．
＜２００００ＭＰａ・％にとどまることが判る。これ
は、焼鈍後の冷却中にオーステナイトが分解してパーラ
イトもしくはマルテンサイトが生成したことに起因する
と考えられる。一方で、Ａｌを多量添加したＶ鋼は良好
な機械的性質を示すが、メッキ性が良好でないことが表
３から判る。
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【発明の効果】本発明により、現状の溶融亜鉛メッキラ
インの通常の処理条件にて成形性の優れた残留オーステ
ナイトを含む高強度鋼板を得ることができる。
インの通常の処理条件にて成形性の優れた残留オーステ
ナイトを含む高強度鋼板を得ることができる。
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 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２３Ｃ 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/40 2/40 (72)発明者 森本 康秀 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 宮坂 明博 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA23 AB02 AB28 AB42 AC12 AC15 AC18 AE12 AE18 AE33 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA09 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA27 EA28 EA31 EA32 EA36 FA02 FA03 FD02 FD03 FD04 FE01 FM04 GA05
Claims (11)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．２％ Ｓｉ：０．３〜２．５％ Ｍｎ：０．５〜３．０％ Ｐ ：０．１％以下 Ａｌ：０．０４０％以下 Ｍｏ：０．０１〜０．２０％ Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｍｎ，ＭｏおよびＳｉが質量％で３．３−１．１Ｓｉ＞
Ｍｎ＞２．３−１．１Ｓｉ、かつ８．３３×１０ -2−
０．０１Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉ＜Ｍｏ＜０．３
０３−０．０５Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉを満た
し、炭素を平均濃度で０．９％以上含む残留オーステナ
イトを体積率で３％以上含有し、アスペクト比で０．５
〜３．０の等軸フェライトを体積率で５０％以上含有す
ることを特徴とする成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強
度薄鋼板。 - 【請求項２】 Ｎｂ、ＴｉおよびＶの１種又は２種以上
を合計で０．０１〜０．３質量％以下含む事を特徴とし
た請求項１記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度
薄鋼板。 - 【請求項３】 Ｂを０．０００１〜０．０１質量％以下
含むことを特徴とした請求項１または２記載の成形性の
優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。 - 【請求項４】 Ｃｒ，ＣｕおよびＮｉの１種又は２種以
上を合計で０．０１〜１．５質量％以下含む事を特徴と
した請求項１〜３のいずれか１項に記載の成形性の優れ
た溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。 - 【請求項５】 Ｃｏを合計で０．００５〜２．０質量％
以下含む事を特徴とした請求項１〜４のいずれか１項に
記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。 - 【請求項６】 Ｃａおよび希土類元素の１種又は２種を
合計で０．０００１〜０．５質量％以下含む事を特徴と
した請求項１〜５のいずれか１項に記載の成形性の優れ
た溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。 - 【請求項７】 請求項１〜６のいずれか１項に記載の成
分を有する鋳造スラブを鋳造まま、もしくは鋳造後一旦
冷却した後に１０００〜１３００℃に再度加熱したの
ち、Ａｒ3 変態温度−１０℃以上、Ａｒ3 変態温度＋１
２０℃未満で熱延を完了し、その後２℃／秒以上１００
℃／秒以下で鋼板を冷却し２５０℃以上４２０℃未満で
巻き取り、前記鋼板を巻き戻した後、酸化スケールを除
去し、Ｎｉ、ＦｅおよびＣｕの何れか一種以上を０．０
２〜１０ｇ／ｍ2 の範囲であらかじめメッキしたのちに
連続焼鈍亜鉛メッキ工程で、０．１×（Ａｃ3 変態温度
−Ａｃ1 変態温度）＋Ａｃ1 変態温度［℃］以上、Ａc3
変態温度＋５０［℃］以下で１０秒〜３分間焼鈍した後
平均冷却速度１〜１００℃／ｓでメッキ浴温度以上５０
０℃以下に冷却し、引き続き溶融亜鉛メッキを施して、
炭素を平均質量濃度で０．９％以上含む残留オーステナ
イトを体積率で３％以上含有し、アスペクト比で０．５
〜３．０の等軸フェライトを体積率で５０％以上含有す
る鋼板を得ることを特徴とする成形性の優れた溶融亜鉛
メッキ高強度薄鋼板の製造方法。 - 【請求項８】 請求項１〜６のいずれか１項に記載の成
分を有する鋳造スラブを鋳造まま、もしくは鋳造後一旦
冷却した後に１０００〜１３００℃に再度加熱したの
ち、Ａｒ3 変態温度−１０℃以上、Ａｒ3 変態温度＋１
２０℃未満で熱延を完了し、その後２℃／秒以上１００
℃／秒以下で鋼板を冷却し、２５０℃以上４２０℃未満
で巻き取り、前記鋼板を巻き戻した後、酸化スケールを
除去し、還元焼鈍前に、燃焼空気比０．９〜１．２にて
酸化し、鋼板表面に２０〜１０００ｎｍのＦｅ酸化物を
付与させたのちに連続焼鈍亜鉛メッキ工程で、０．１×
（Ａc 3 変態温度−Ａｃ1 変態温度）＋Ａｃ1 変態温度
［℃］以上、Ａｃ3 変態温度＋５０［℃］以下で１０秒
〜３分間焼鈍した後平均冷却速度１〜１００℃／ｓ以上
でメッキ浴温度以上５００℃以下に冷却し、引き続き溶
融亜鉛メッキを施し、炭素を平均質量濃度で０．９％以
上含む残留オーステナイトを体積率で３％以上含有し、
アスペクト比で０．５〜３．０の等軸フェライトを体積
率で５０％以上含有する鋼板を得ることを特徴とする成
形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。 - 【請求項９】 熱延後巻き取った鋼板を巻き戻し、酸洗
冷延してその後Ｎｉ、ＦｅおよびＣｕの１種以上の予メ
ッキまたは還元焼鈍を行い、連続焼鈍亜鉛メッキを施す
ことを特徴とする請求項７又は８記載の成形性の優れた
溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。 - 【請求項１０】 溶融亜鉛メッキを施した後３５０〜５
５０℃で合金化処理する事を特徴とする請求項７〜９の
いずれか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高
強度薄鋼板の製造方法。 - 【請求項１１】 熱間圧延時の仕上げ圧延前に、高圧水
を鋼板表面に吹き付けて酸化スケールを除去することを
特徴とする請求項７〜１０の何れか１項に記載の成形性
の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP2000034777A JP4283408B2 (ja) | 2000-02-14 | 2000-02-14 | 成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板とその製造方法 |
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|---|---|
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| JP2000034777A Expired - Fee Related JP4283408B2 (ja) | 2000-02-14 | 2000-02-14 | 成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板とその製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| JP2006045615A (ja) * | 2004-08-04 | 2006-02-16 | Jfe Steel Kk | 冷延鋼板の製造方法 |
| JP2010121212A (ja) * | 2009-12-22 | 2010-06-03 | Jfe Steel Corp | 冷延鋼板の製造方法 |
| JP2010525174A (ja) * | 2007-05-02 | 2010-07-22 | コラス・スタール・ベー・ブイ | Ａｈｓｓまたはｕｈｓｓストリップ材料の溶融亜鉛めっき方法、及びそのような材料 |
| WO2012091310A3 (en) * | 2010-12-28 | 2012-09-13 | Posco | Hot dip plated steel sheet having excellent plating adhesiveness and method of manufacturing the same |
| DE112009004363T5 (de) | 2008-12-26 | 2012-11-15 | Posco | Stahlblechvergütungsvorrichtung, selbige umfassende vorrichtung zur herstellung vonbesohichtetem stahlblech und selbige einsetzendes herstellungsverfahren für besohichtetes stahlblech |
| WO2013047804A1 (ja) * | 2011-09-30 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | めっき濡れ性及びめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板とその製造方法 |
| US10711336B2 (en) | 2012-11-06 | 2020-07-14 | Nippon Steel Corporation | Alloyed hot-dip galvanized steel sheet and method of manufacturing the same |
| US11001918B2 (en) | 2011-12-28 | 2021-05-11 | Posco | High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent plating surface quality and adhesion, and method of manufacturing the same |
| EP4101554A4 (en) * | 2020-02-06 | 2023-02-22 | Nippon Steel Corporation | HOT ROLLED STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
-
2000
- 2000-02-14 JP JP2000034777A patent/JP4283408B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
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| US10053749B2 (en) | 2008-12-26 | 2018-08-21 | Posco | Production method for plated steel sheet using a steel sheet annealing device |
| DE112009004363T5 (de) | 2008-12-26 | 2012-11-15 | Posco | Stahlblechvergütungsvorrichtung, selbige umfassende vorrichtung zur herstellung vonbesohichtetem stahlblech und selbige einsetzendes herstellungsverfahren für besohichtetes stahlblech |
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| WO2012091310A3 (en) * | 2010-12-28 | 2012-09-13 | Posco | Hot dip plated steel sheet having excellent plating adhesiveness and method of manufacturing the same |
| CN103282532A (zh) * | 2010-12-28 | 2013-09-04 | Posco公司 | 具有优异镀覆粘附性的热浸镀覆钢板及其制造方法 |
| WO2013047804A1 (ja) * | 2011-09-30 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | めっき濡れ性及びめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板とその製造方法 |
| KR101624810B1 (ko) | 2011-09-30 | 2016-05-26 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 도금 습윤성 및 도금 밀착성이 우수한 용융 아연 도금층을 구비한 강판과 그 제조 방법 |
| US9752221B2 (en) | 2011-09-30 | 2017-09-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet provided with hot dip galvanized layer excellent in plating wettability and plating adhesion and method of production of same |
| JPWO2013047804A1 (ja) * | 2011-09-30 | 2015-03-30 | 新日鐵住金株式会社 | めっき濡れ性及びめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板とその製造方法 |
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