JP2001335892A - 成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 - Google Patents
成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法Info
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- JP2001335892A JP2001335892A JP2000155347A JP2000155347A JP2001335892A JP 2001335892 A JP2001335892 A JP 2001335892A JP 2000155347 A JP2000155347 A JP 2000155347A JP 2000155347 A JP2000155347 A JP 2000155347A JP 2001335892 A JP2001335892 A JP 2001335892A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 部材加工上から要求される厳しいバーリング
加工性を具備した高強度熱延鋼板および高強度溶融亜鉛
めっき鋼板、並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と
その製造方法を提供すること。 【解決手段】 ％Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％
Ｃ）2≧５００、％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有
量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５となるように成
分調整された鋼を、仕上出側温度８２０〜９２０℃で熱
間圧延後、２０秒以内に３０℃/秒以上の速度で６８０
℃以下まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取った後、
酸洗し、５００〜８００℃の温度で鋼板表面を還元後、
溶融亜鉛めっきすることにより、マルテンサイト、残留
オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織がフェラ
イトマトリクス中に微細分散した複合組織にすることで
バーリング加工性を改善する。
加工性を具備した高強度熱延鋼板および高強度溶融亜鉛
めっき鋼板、並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と
その製造方法を提供すること。 【解決手段】 ％Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％
Ｃ）2≧５００、％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有
量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５となるように成
分調整された鋼を、仕上出側温度８２０〜９２０℃で熱
間圧延後、２０秒以内に３０℃/秒以上の速度で６８０
℃以下まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取った後、
酸洗し、５００〜８００℃の温度で鋼板表面を還元後、
溶融亜鉛めっきすることにより、マルテンサイト、残留
オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織がフェラ
イトマトリクス中に微細分散した複合組織にすることで
バーリング加工性を改善する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はバーリング加工を主
とした成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜
鉛めっき鋼板、並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
とその製造方法に関わるものである。本発明が係わる前
記鋼板は自動車部品、家庭電気製品、建築などの用途に
バーリング加工を主としたプレス成形をして使用される
ものであり、プレス成形性の改善のために上層に鉄めっ
きや金属酸化物皮膜、有機皮膜を表面処理した鋼板も含
む。
とした成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜
鉛めっき鋼板、並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
とその製造方法に関わるものである。本発明が係わる前
記鋼板は自動車部品、家庭電気製品、建築などの用途に
バーリング加工を主としたプレス成形をして使用される
ものであり、プレス成形性の改善のために上層に鉄めっ
きや金属酸化物皮膜、有機皮膜を表面処理した鋼板も含
む。
【０００２】
【従来の技術】自動車車体にはＣＯ2をはじめとした排
出ガスの低減を燃費向上により実現するために軽量化が
要求され、高強度鋼板の採用により薄手化が進んでい
る。部材加工上から厳しいバーリング加工性が要求され
るサスペンション部品にも、例えば特許第２０３４３４
９号に開示されているように展伸した介在物を形成する
Ｓの含有量を低減し、粗大な炭化物の析出していないベ
イナイトを主とした金属組織を有することを特徴とした
高強度熱延鋼板が使用されるようになってきた。しかし
ながら、このようなベイナイトを主とした金属組織を形
成するには熱延工程で厳格な温度コントロールを必要と
する上、より一層の高強度化を図ろうとするとバーリン
グ加工性の著しい劣化を招くという欠点がある。
出ガスの低減を燃費向上により実現するために軽量化が
要求され、高強度鋼板の採用により薄手化が進んでい
る。部材加工上から厳しいバーリング加工性が要求され
るサスペンション部品にも、例えば特許第２０３４３４
９号に開示されているように展伸した介在物を形成する
Ｓの含有量を低減し、粗大な炭化物の析出していないベ
イナイトを主とした金属組織を有することを特徴とした
高強度熱延鋼板が使用されるようになってきた。しかし
ながら、このようなベイナイトを主とした金属組織を形
成するには熱延工程で厳格な温度コントロールを必要と
する上、より一層の高強度化を図ろうとするとバーリン
グ加工性の著しい劣化を招くという欠点がある。
【０００３】またサスペンションは自動車の重要保安部
品であり、溶接品位が重視されることが多いため、これ
までは強度設計上必要とされるよりも、経年使用時の腐
食による肉厚減を考慮して厚めの裸鋼板を用いてきた
が、溶接品位が確保されるならばめっき鋼板に置き換え
て予め見込んである腐食量を減じた鋼板を使うことによ
り一層の軽量化を図れる可能性がある。しかしベイナイ
トを主とした金属組織を有する高強度熱延鋼板に広く使
用されている溶融めっきを行おうとしても、めっき浴に
漬漬するのに先立って鋼板表面を還元するために５００
℃以上に鋼帯を加熱すると、強度が低下するのみならず
炭化物が析出し、さらには凝集粗大化してバーリング加
工性が著しく劣化することが多く、これを避けるために
は、例えば特開平６−３０６５３３号公報のようにＭｏ
等の高価な元素を追加して添加する必要がある。
品であり、溶接品位が重視されることが多いため、これ
までは強度設計上必要とされるよりも、経年使用時の腐
食による肉厚減を考慮して厚めの裸鋼板を用いてきた
が、溶接品位が確保されるならばめっき鋼板に置き換え
て予め見込んである腐食量を減じた鋼板を使うことによ
り一層の軽量化を図れる可能性がある。しかしベイナイ
トを主とした金属組織を有する高強度熱延鋼板に広く使
用されている溶融めっきを行おうとしても、めっき浴に
漬漬するのに先立って鋼板表面を還元するために５００
℃以上に鋼帯を加熱すると、強度が低下するのみならず
炭化物が析出し、さらには凝集粗大化してバーリング加
工性が著しく劣化することが多く、これを避けるために
は、例えば特開平６−３０６５３３号公報のようにＭｏ
等の高価な元素を追加して添加する必要がある。
【０００４】これに対して熱延、酸洗の後、めっき浴浸
漬前に鋼帯をＡｒ3点以上の高温に加熱した上、めっき
浴に浸漬するまでの冷却速度を上げることにより均一な
ベイナイト組織とする方法もあるが、Ｍｎ含有量が高い
上に高価な合金元素を必要とする上、加工性や塗装性の
改善を目的にめっき層を合金化しようとすると、強度低
下やバーリング加工性の劣化を招きやすい。またＣ含有
量を大幅に低減し、Ｃｕを析出強化したフェライト組織
とする方法も特開平６−９３３３１号公報に開示されて
いるが、高価な合金元素を含有し、リサイクル性に難が
ある上に強度特性が安定しないことから実用化されてい
ない。
漬前に鋼帯をＡｒ3点以上の高温に加熱した上、めっき
浴に浸漬するまでの冷却速度を上げることにより均一な
ベイナイト組織とする方法もあるが、Ｍｎ含有量が高い
上に高価な合金元素を必要とする上、加工性や塗装性の
改善を目的にめっき層を合金化しようとすると、強度低
下やバーリング加工性の劣化を招きやすい。またＣ含有
量を大幅に低減し、Ｃｕを析出強化したフェライト組織
とする方法も特開平６−９３３３１号公報に開示されて
いるが、高価な合金元素を含有し、リサイクル性に難が
ある上に強度特性が安定しないことから実用化されてい
ない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】前述のとおり、高強度
熱延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板、更には高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板等において、部材加工上から要
求される厳しいバーリング加工性を具備するとともに、
より一層の高強度化を図ることが課題とされてきた。
熱延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板、更には高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板等において、部材加工上から要
求される厳しいバーリング加工性を具備するとともに、
より一層の高強度化を図ることが課題とされてきた。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の課
題を解決するべく、均一な組織にしなくとも隣接組織間
の変形応力差を低減し、剪断端面における相境界に鋭い
ボイドが形成されないような金属組織とすればバーリン
グ加工性は改善されるという考え方に基づき、マルテン
サイト近傍を主体にフェライト自体を微細なＴｉ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化し、
合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベ
イナイトの硬質相組織の体積率が大きい場合にはフェラ
イト結晶粒を微細化することによってボイドの合体によ
るクラックの発生が抑えられ、バーリング加工性が向上
することに着眼し、マルテンサイト、残留オーステナイ
ト、ベイナイトがフェライトマトリクス中に微細分散し
た複合組織ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を調節すること
により、熱延工程での温度コントロールが比較的よくな
いものであったり、その後に溶融めっきを行う場合でも
強度のバラツキや粗大炭化物の成長によるバーリング加
工性の劣化が抑制されることを見出した。本発明はこの
ような技術思想と新知見に基づいて構成された従来には
ない全く新しい成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強
度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに高強度合金化溶融亜鉛め
っき鋼板とその製造方法であり、その要旨とするところ
は以下のとおりである。
題を解決するべく、均一な組織にしなくとも隣接組織間
の変形応力差を低減し、剪断端面における相境界に鋭い
ボイドが形成されないような金属組織とすればバーリン
グ加工性は改善されるという考え方に基づき、マルテン
サイト近傍を主体にフェライト自体を微細なＴｉ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化し、
合わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベ
イナイトの硬質相組織の体積率が大きい場合にはフェラ
イト結晶粒を微細化することによってボイドの合体によ
るクラックの発生が抑えられ、バーリング加工性が向上
することに着眼し、マルテンサイト、残留オーステナイ
ト、ベイナイトがフェライトマトリクス中に微細分散し
た複合組織ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を調節すること
により、熱延工程での温度コントロールが比較的よくな
いものであったり、その後に溶融めっきを行う場合でも
強度のバラツキや粗大炭化物の成長によるバーリング加
工性の劣化が抑制されることを見出した。本発明はこの
ような技術思想と新知見に基づいて構成された従来には
ない全く新しい成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強
度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに高強度合金化溶融亜鉛め
っき鋼板とその製造方法であり、その要旨とするところ
は以下のとおりである。
【０００７】（１） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０
９％、Ｓｉ：０．２〜１．６％、Ｍｎ：１．６〜２．６
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．００２〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎ：０．００６％以下を含有し、更に％Ｃ、％Ｓｉ、％
ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｓ
ｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）2≧５００、％Ｓ、％Ｔｉをそ
れぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）
≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
ことを特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板。
９％、Ｓｉ：０．２〜１．６％、Ｍｎ：１．６〜２．６
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．００２〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎ：０．００６％以下を含有し、更に％Ｃ、％Ｓｉ、％
ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｓ
ｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）2≧５００、％Ｓ、％Ｔｉをそ
れぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）
≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
ことを特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板。
【０００８】（２） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０
９％、Ｓｉ：０．２〜１．６％、Ｍｎ：１．６〜２．６
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．００２〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎ：０．００６０％以下、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの１種または
２種以上を合計で０．０５〜０．１％含有し、更に％
Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量と
した時に（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）2≧５００、％
Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔ
ｉ）／（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする成形性に優れた高強度
熱延鋼板。
９％、Ｓｉ：０．２〜１．６％、Ｍｎ：１．６〜２．６
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．００２〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ｎ：０．００６０％以下、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの１種または
２種以上を合計で０．０５〜０．１％含有し、更に％
Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量と
した時に（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）2≧５００、％
Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔ
ｉ）／（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする成形性に優れた高強度
熱延鋼板。
【０００９】（３） 質量％で、Ｂ：０．００１〜０．
００３％を含有する前記（１）または（２）記載の成形
性に優れた高強度熱延鋼板。
００３％を含有する前記（１）または（２）記載の成形
性に優れた高強度熱延鋼板。
【００１０】（４） 前記（１）または（２）または
（３）に記載の化学成分からなる熱延鋼板に溶融亜鉛め
っき処理したことを特徴とする成形性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板。
（３）に記載の化学成分からなる熱延鋼板に溶融亜鉛め
っき処理したことを特徴とする成形性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】（５） 前記（１）または（２）または
（３）に記載の化学成分からなる熱延鋼板に溶融亜鉛め
っき処理し、更に合金化処理したことを特徴とする成形
性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）に記載の化学成分からなる熱延鋼板に溶融亜鉛め
っき処理し、更に合金化処理したことを特徴とする成形
性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】（６） 前記（１）または（２）または
（３）に記載の化学成分からなり、その金属組織におけ
るマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイ
トの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶
粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞ
れ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５０
０００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％
Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．
５であることを特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼
板。
（３）に記載の化学成分からなり、その金属組織におけ
るマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイ
トの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶
粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞ
れ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５０
０００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％
Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．
５であることを特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼
板。
【００１３】（７） 前記（６）に記載の熱延鋼板に溶
融亜鉛めっき処理したことを特徴とする成形性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
融亜鉛めっき処理したことを特徴とする成形性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１４】（８） 前記（６）に記載の熱延鋼板に溶
融亜鉛めっき処理し、更に合金化処理したことを特徴と
する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
融亜鉛めっき処理し、更に合金化処理したことを特徴と
する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１５】（９） 前記（１）または（２）または
（３）に記載の化学成分からなる組成のスラブを仕上出
側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、２０秒以内に３
０℃/秒以上の速度で６８０℃以下まで冷却し、３００
〜６７０℃で巻き取り、その金属組織におけるマルテン
サイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相
組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμ
ｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、
％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×
（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／
９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とする
ことを特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造
方法。
（３）に記載の化学成分からなる組成のスラブを仕上出
側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、２０秒以内に３
０℃/秒以上の速度で６８０℃以下まで冷却し、３００
〜６７０℃で巻き取り、その金属組織におけるマルテン
サイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相
組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμ
ｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、
％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×
（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／
９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とする
ことを特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造
方法。
【００１６】（１０） 前記（１）または（２）または
（３）に記載の化学成分からなる組成のスラブを仕上出
側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、２０秒以内に３
０℃/秒以上の速度で６８０℃以下まで冷却し、３００
〜６７０℃で巻き取った後、酸洗し、５００〜８００℃
の温度で鋼板表面を還元後溶融亜鉛めっきして、その金
属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトお
よびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライ
トの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添
加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時
に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）
／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつ
α／β≧０．５とすることを特徴とする成形性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（３）に記載の化学成分からなる組成のスラブを仕上出
側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、２０秒以内に３
０℃/秒以上の速度で６８０℃以下まで冷却し、３００
〜６７０℃で巻き取った後、酸洗し、５００〜８００℃
の温度で鋼板表面を還元後溶融亜鉛めっきして、その金
属組織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトお
よびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライ
トの平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添
加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時
に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）
／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつ
α／β≧０．５とすることを特徴とする成形性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１７】（１１） 前記（１）または（２）または
（３）に記載の化学成分からなる組成のスラブを仕上出
側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、２０秒以内に３
０℃/秒以上の速度で６８０℃以下まで冷却し、３００
〜６７０℃で巻き取った後、酸洗し、５００〜８００℃
の温度で鋼板表面を還元後溶融亜鉛めっきし、引き続い
て５００℃以上６００℃以下の温度に再加熱してめっき
層の合金化処理を行い、その金属組織におけるマルテン
サイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相
組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμ
ｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、
％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×
（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／
９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とする
ことを特徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法。
（３）に記載の化学成分からなる組成のスラブを仕上出
側温度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、２０秒以内に３
０℃/秒以上の速度で６８０℃以下まで冷却し、３００
〜６７０℃で巻き取った後、酸洗し、５００〜８００℃
の温度で鋼板表面を還元後溶融亜鉛めっきし、引き続い
て５００℃以上６００℃以下の温度に再加熱してめっき
層の合金化処理を行い、その金属組織におけるマルテン
サイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相
組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμ
ｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、
％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×
（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／
９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とする
ことを特徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
【００１９】まず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎの数値限定理由について述べ
る。
ｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎの数値限定理由について述べ
る。
【００２０】Ｃはマルテンサイト、残留オーステナイト
およびベイナイトの硬質相組織による強化を低コストで
実現する場合に必須の元素であり、Ｃが０．０３％未満
では硬質相組織の体積率が低下するため、必要とする引
張強さの確保が困難である。一方Ｃが０．０９％を超え
ると、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイ
ナイトの硬質相組織の体積率が増加するとともに、引張
強さを高めることは容易であるものの、硬質相組織の硬
度が増し、あるいはまた硬質相組織の中に粗大な炭化物
が生じやすくなるため、その剪断端面において鋭いボイ
ドが形成されバーリング加工を主とした成形性の劣化が
著しくなる。
およびベイナイトの硬質相組織による強化を低コストで
実現する場合に必須の元素であり、Ｃが０．０３％未満
では硬質相組織の体積率が低下するため、必要とする引
張強さの確保が困難である。一方Ｃが０．０９％を超え
ると、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイ
ナイトの硬質相組織の体積率が増加するとともに、引張
強さを高めることは容易であるものの、硬質相組織の硬
度が増し、あるいはまた硬質相組織の中に粗大な炭化物
が生じやすくなるため、その剪断端面において鋭いボイ
ドが形成されバーリング加工を主とした成形性の劣化が
著しくなる。
【００２１】Ｓｉの添加により鋼板の強度が増すと同時
に、パーライトおよびベイナイト変態に伴って生成する
炭化物の粗大化を阻害することによりバーリング加工性
は改善されるが、特に本発明では熱間圧延後に生成する
フェライトをＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む
微細析出物で強化し、隣接するオーステナイトや冷却中
にその変態により生成する組織間の変形応力差を低減す
る上で有用であり、本発明の特徴とするバーリング加工
を主とした成形性を改善する目的で０．２％以上を添加
する。しかしその添加量が１．６％を超えると、酸洗後
に鋼板を加熱し、表面を還元するだけでは溶融亜鉛めっ
き性が劣化し、特に予め鋼板表面をＦｅ、ＮｉやＣｕで
めっきしない場合に、溶融亜鉛めっきが一様に行われる
ためにはＳｉの添加量は０．７％以下であることが望ま
しい。
に、パーライトおよびベイナイト変態に伴って生成する
炭化物の粗大化を阻害することによりバーリング加工性
は改善されるが、特に本発明では熱間圧延後に生成する
フェライトをＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む
微細析出物で強化し、隣接するオーステナイトや冷却中
にその変態により生成する組織間の変形応力差を低減す
る上で有用であり、本発明の特徴とするバーリング加工
を主とした成形性を改善する目的で０．２％以上を添加
する。しかしその添加量が１．６％を超えると、酸洗後
に鋼板を加熱し、表面を還元するだけでは溶融亜鉛めっ
き性が劣化し、特に予め鋼板表面をＦｅ、ＮｉやＣｕで
めっきしない場合に、溶融亜鉛めっきが一様に行われる
ためにはＳｉの添加量は０．７％以下であることが望ま
しい。
【００２２】ＭｎはＣとともにオーステナイトの自由エ
ネルギーを下げ、鋼の焼入れ性を増す元素であり、熱間
圧延後に巻き取られたコイルの金属組織にマルテンサイ
ト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織
を必要とする引張強さに応じた体積率で確保する目的で
１．６％以上添加するとともに、Ｓｉとともにマルテン
サイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相
組織中で炭化物が生成、粗大化してバーリング加工を主
とした成形性を劣化させるのを防ぐため、％Ｃ、％Ｓ
ｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に
（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）2≧５００を満たすよう
に添加する必要がある。しかし添加量が過大になると硬
質相が圧延方向に帯状に伸長して存在し、バーリング加
工を主とした成形性を劣化させるため２．６％を上限と
する。
ネルギーを下げ、鋼の焼入れ性を増す元素であり、熱間
圧延後に巻き取られたコイルの金属組織にマルテンサイ
ト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織
を必要とする引張強さに応じた体積率で確保する目的で
１．６％以上添加するとともに、Ｓｉとともにマルテン
サイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相
組織中で炭化物が生成、粗大化してバーリング加工を主
とした成形性を劣化させるのを防ぐため、％Ｃ、％Ｓ
ｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に
（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）2≧５００を満たすよう
に添加する必要がある。しかし添加量が過大になると硬
質相が圧延方向に帯状に伸長して存在し、バーリング加
工を主とした成形性を劣化させるため２．６％を上限と
する。
【００２３】Ｐは一般に不可避的不純物として鋼に含ま
れるが、その量が０．０２％を超えると、本発明におけ
るような４９０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度鋼
板では靭性とともに冷間圧延性が著しく劣化し、工業的
に多量生産することが困難となる。
れるが、その量が０．０２％を超えると、本発明におけ
るような４９０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度鋼
板では靭性とともに冷間圧延性が著しく劣化し、工業的
に多量生産することが困難となる。
【００２４】Ｓも一般に不可避的不純物として鋼に含ま
れるが、その量が０．０１％を超えると、鋼板のスポッ
ト溶接性におよぼす悪影響が顕著となる。
れるが、その量が０．０１％を超えると、鋼板のスポッ
ト溶接性におよぼす悪影響が顕著となる。
【００２５】Ａｌは鋼の脱酸元素として、またＡｌＮに
よる熱間圧延後の金属組織を細粒化し、材質を改善する
ために０．００２％以上添加する必要があるが、０．５
％を超えることはコスト高となるばかりか表面性状を劣
化させる。
よる熱間圧延後の金属組織を細粒化し、材質を改善する
ために０．００２％以上添加する必要があるが、０．５
％を超えることはコスト高となるばかりか表面性状を劣
化させる。
【００２６】Ｔｉは微細析出物を形成して、マルテンサ
イト近傍を主体にフェライト自体を強化し、隣接組織間
の変形応力差を低減するとともに、ＳがＭｎＳとして展
伸介在物となりバーリング加工を主とした成形性を劣化
するのを防ぐ目的で添加する。また熱延鋼帯を酸洗後、
その表面を還元するため溶融亜鉛めっき浴に浸漬するの
に先立って加熱する際、マルテンサイト、残留オーステ
ナイトおよびベイナイトといった硬質相ではＴｉが微細
析出しているために炭化物の析出、粗大化が抑制され、
引張強さの低下やバーリング加工を主とした成形性の劣
化が抑制される。Ｔｉの添加量が０．００５％未満では
マルテンサイト近傍を主体としたフェライトの析出強化
に効果がなく、また％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含
有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）が５未満では展伸
したＭｎＳの生成を抑制することが困難であり、バーリ
ング加工を主とした成形性の改善や熱延鋼帯を加熱する
際の材質劣化を改善できない。しかしＴｉの量が０．２
％を超えると析出強化が著しく、フェライトばかりかマ
ルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトと
いった硬質相の変形応力も増加するため、隣接組織間の
変形応力差を低減し、剪断端面における相境界に鋭いボ
イドが形成されないような金属組織とすることにより、
バーリング加工を主とした成形性を改善するという本発
明の趣旨に沿わない。このため、Ｔｉの量を０．００５
〜０．２％としたが、Ｔｉの量の上限は０．１％とする
ことが好ましい。
イト近傍を主体にフェライト自体を強化し、隣接組織間
の変形応力差を低減するとともに、ＳがＭｎＳとして展
伸介在物となりバーリング加工を主とした成形性を劣化
するのを防ぐ目的で添加する。また熱延鋼帯を酸洗後、
その表面を還元するため溶融亜鉛めっき浴に浸漬するの
に先立って加熱する際、マルテンサイト、残留オーステ
ナイトおよびベイナイトといった硬質相ではＴｉが微細
析出しているために炭化物の析出、粗大化が抑制され、
引張強さの低下やバーリング加工を主とした成形性の劣
化が抑制される。Ｔｉの添加量が０．００５％未満では
マルテンサイト近傍を主体としたフェライトの析出強化
に効果がなく、また％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含
有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）が５未満では展伸
したＭｎＳの生成を抑制することが困難であり、バーリ
ング加工を主とした成形性の改善や熱延鋼帯を加熱する
際の材質劣化を改善できない。しかしＴｉの量が０．２
％を超えると析出強化が著しく、フェライトばかりかマ
ルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトと
いった硬質相の変形応力も増加するため、隣接組織間の
変形応力差を低減し、剪断端面における相境界に鋭いボ
イドが形成されないような金属組織とすることにより、
バーリング加工を主とした成形性を改善するという本発
明の趣旨に沿わない。このため、Ｔｉの量を０．００５
〜０．２％としたが、Ｔｉの量の上限は０．１％とする
ことが好ましい。
【００２７】Ｎｂ、Ｍｏ、ＶもまたＴｉと同じように析
出強化元素であり、マルテンサイト近傍のフェライトを
主体に微細析出し、隣接組織間の変形応力差を低減する
ことで穴拡げ性を改善し、合わせて必要とする引張強さ
を確保する目的で合計で０．００５〜０．１％を添加し
てもよい。しかしその添加量が０．１％を超すと、Ｔｉ
とともに硬質相の変形応力を著しく増すことになり、バ
ーリング加工を主とした成形性を劣化させる。
出強化元素であり、マルテンサイト近傍のフェライトを
主体に微細析出し、隣接組織間の変形応力差を低減する
ことで穴拡げ性を改善し、合わせて必要とする引張強さ
を確保する目的で合計で０．００５〜０．１％を添加し
てもよい。しかしその添加量が０．１％を超すと、Ｔｉ
とともに硬質相の変形応力を著しく増すことになり、バ
ーリング加工を主とした成形性を劣化させる。
【００２８】Ｂはパーライトの生成を抑制し、バーリン
グ加工を主とした成形性を改善するのに有効な元素であ
り、０．００１％以上の添加でその効果が顕著に認めら
れる。しかし０．００３％を超えて添加することは鋼を
スラブに鋳造する際、割れを生じることもあり好ましく
ない。
グ加工を主とした成形性を改善するのに有効な元素であ
り、０．００１％以上の添加でその効果が顕著に認めら
れる。しかし０．００３％を超えて添加することは鋼を
スラブに鋳造する際、割れを生じることもあり好ましく
ない。
【００２９】これらを主成分とする鋼にＣｕ、Ｓｎ、Ｚ
ｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｉ、を合計で１％以下含有して
も本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性が
改善される等好ましい場合もある。
ｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｉ、を合計で１％以下含有して
も本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性が
改善される等好ましい場合もある。
【００３０】次に製造条件の限定理由について述べる。
その目的はマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイ
ナイトといった硬質相がフェライトマトリクス中に微細
分散した複合組織において、マルテンサイト近傍を主体
にフェライト自体を微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといっ
た元素を含む微細析出物で強化し、合わせてマルテンサ
イト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組
織の体積率が大きい場合にはボイドの合体によるクラッ
クの発生を抑えるためフェライト結晶粒を微細化するこ
とにより、バーリング加工を主とした成形性を向上する
ことにある。特に溶融亜鉛めっき鋼帯を製造するにあた
っては、熱延鋼帯を酸洗後、その表面を還元するため溶
融亜鉛めっき浴に浸漬するのに先立って加熱する際、バ
ーリング加工を主とした成形性を劣化させるのを防ぐた
め、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナ
イトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化しないよう
に金属組織を調整することが肝要である。
その目的はマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイ
ナイトといった硬質相がフェライトマトリクス中に微細
分散した複合組織において、マルテンサイト近傍を主体
にフェライト自体を微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといっ
た元素を含む微細析出物で強化し、合わせてマルテンサ
イト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組
織の体積率が大きい場合にはボイドの合体によるクラッ
クの発生を抑えるためフェライト結晶粒を微細化するこ
とにより、バーリング加工を主とした成形性を向上する
ことにある。特に溶融亜鉛めっき鋼帯を製造するにあた
っては、熱延鋼帯を酸洗後、その表面を還元するため溶
融亜鉛めっき浴に浸漬するのに先立って加熱する際、バ
ーリング加工を主とした成形性を劣化させるのを防ぐた
め、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナ
イトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化しないよう
に金属組織を調整することが肝要である。
【００３１】マルテンサイト、残留オーステナイトおよ
びベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライト
の結晶粒界をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量を
それぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α
≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３
＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）であると、マル
テンサイト近傍を主体にフェライト自体を微細なＴｉ、
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化
し、剪断端面においてフェライトとマルテンサイトの相
境界に鋭いボイドが形成されるのを抑制し、バーリング
加工を主とした成形性が改善される。α／（（％Ｔｉ）
／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％
Ｖ）／５１）が５００００を超えるような場合にはフェ
ライトの析出強化が不十分となるため、剪断端面におい
てフェライトとマルテンサイトの相境界に鋭いボイドが
形成されやすく、バーリング加工性が劣化する。また硬
質相体積率が大きい場合には、α／βが０．５以上であ
るとフェライト結晶粒が微細なためにボイドの合体によ
りクラックの成長が抑えられ、バーリング加工性が向上
するが、α／βが０．５未満の場合にはその効果が認め
られず、引張強さは高くなるものの厳しいバーリング加
工には適さない。
びベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライト
の結晶粒界をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量を
それぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α
≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３
＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）であると、マル
テンサイト近傍を主体にフェライト自体を微細なＴｉ、
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化
し、剪断端面においてフェライトとマルテンサイトの相
境界に鋭いボイドが形成されるのを抑制し、バーリング
加工を主とした成形性が改善される。α／（（％Ｔｉ）
／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％
Ｖ）／５１）が５００００を超えるような場合にはフェ
ライトの析出強化が不十分となるため、剪断端面におい
てフェライトとマルテンサイトの相境界に鋭いボイドが
形成されやすく、バーリング加工性が劣化する。また硬
質相体積率が大きい場合には、α／βが０．５以上であ
るとフェライト結晶粒が微細なためにボイドの合体によ
りクラックの成長が抑えられ、バーリング加工性が向上
するが、α／βが０．５未満の場合にはその効果が認め
られず、引張強さは高くなるものの厳しいバーリング加
工には適さない。
【００３２】熱間圧延に供するスラブは特に限定するも
のではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャ
スター等で製造したものであればよい。また鋳造後直ち
に熱間圧延を行う連続鋳造−直送圧延（ＣＣ−ＤＲ）の
ようなプロセスにも適合する。
のではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャ
スター等で製造したものであればよい。また鋳造後直ち
に熱間圧延を行う連続鋳造−直送圧延（ＣＣ−ＤＲ）の
ようなプロセスにも適合する。
【００３３】熱間圧延では８２０〜９２０℃を仕上出側
温度とし、２０秒以内に３０℃/秒以上の速度で６８０
℃まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取る。仕上出側
温度が９２０℃を超えると引き続く冷却途上で生成する
フェライト結晶粒が粗大となり、特に硬質相体積率が大
きくなる場合には剪断端面においてボイドの合体による
クラックの成長が著しく、バーリング加工性が劣化す
る。一方、仕上出側温度が８２０℃未満であると、マル
テンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬
質相が圧延方向に帯状に伸長して存在し、バーリング加
工を主とした成形性を劣化させる。仕上出側から冷却開
始までの時間が２０秒を超えるとその間におけるフェラ
イトの成長が著しく、マルテンサイト、残留オーステナ
イトおよびベイナイトの硬質相組織を必要とする体積率
で確保できず、引張強さが目標を満たすのが困難となる
上、スケール生成が著しく、また表面に一様な溶融亜鉛
めっきを行うことができない場合もある。鋼帯を巻き取
るまでの冷却速度が３０℃未満であったり、その終了温
度が６８０℃を超える場合には未変態のオーステナイト
からパーライトが生成し、バーリング加工を主とした成
形性が極端に劣化する。また巻取温度が６６０℃を超え
る場合にも未変態のオーステナイトからパーライトが生
成し、バーリング加工を主とした成形性が極端に劣化す
る。一方３００℃未満で巻き取ることは鋼帯の強度が増
加し、形状制御が困難になるため現実的ではない。
温度とし、２０秒以内に３０℃/秒以上の速度で６８０
℃まで冷却し、３００〜６７０℃で巻き取る。仕上出側
温度が９２０℃を超えると引き続く冷却途上で生成する
フェライト結晶粒が粗大となり、特に硬質相体積率が大
きくなる場合には剪断端面においてボイドの合体による
クラックの成長が著しく、バーリング加工性が劣化す
る。一方、仕上出側温度が８２０℃未満であると、マル
テンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬
質相が圧延方向に帯状に伸長して存在し、バーリング加
工を主とした成形性を劣化させる。仕上出側から冷却開
始までの時間が２０秒を超えるとその間におけるフェラ
イトの成長が著しく、マルテンサイト、残留オーステナ
イトおよびベイナイトの硬質相組織を必要とする体積率
で確保できず、引張強さが目標を満たすのが困難となる
上、スケール生成が著しく、また表面に一様な溶融亜鉛
めっきを行うことができない場合もある。鋼帯を巻き取
るまでの冷却速度が３０℃未満であったり、その終了温
度が６８０℃を超える場合には未変態のオーステナイト
からパーライトが生成し、バーリング加工を主とした成
形性が極端に劣化する。また巻取温度が６６０℃を超え
る場合にも未変態のオーステナイトからパーライトが生
成し、バーリング加工を主とした成形性が極端に劣化す
る。一方３００℃未満で巻き取ることは鋼帯の強度が増
加し、形状制御が困難になるため現実的ではない。
【００３４】本発明における溶融亜鉛めっき鋼帯及び合
金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、熱間圧延した鋼帯を酸洗
後、一様で良好なめっきが行われるように亜鉛めっき浴
への浸漬に先立って、５００〜８００℃の温度に加熱
し、表面を還元する。この際に加熱温度が８００℃を超
えるとマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイ
ナイトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化するばか
りか、熱延後鋼帯を巻き取るまでに形成された金属組織
が変化し、強度が低下したり、バーリング加工をはじめ
とした成形性の劣化を招く。一方、加熱温度が５００℃
未満の場合には鋼板表面の還元が不十分となり、不めっ
きや鋼板とめっき層の密着性劣化、ドロスの巻き込み
等、めっき上の欠陥を生じる。また成形性、溶接性、塗
装性を改善するためにめっき層を合金化する場合には溶
融亜鉛めっき浴から鋼帯を引き上げた後、５００〜６０
０℃に再加熱する。短時間で合金化するには５００℃以
上に再加熱することを必要とするが、再加熱温度が６０
０℃を超えるとマルテンサイト、残留オーステナイトお
よびベイナイトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化
し、バーリング加工をはじめとした成形性が劣化する。
金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、熱間圧延した鋼帯を酸洗
後、一様で良好なめっきが行われるように亜鉛めっき浴
への浸漬に先立って、５００〜８００℃の温度に加熱
し、表面を還元する。この際に加熱温度が８００℃を超
えるとマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイ
ナイトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化するばか
りか、熱延後鋼帯を巻き取るまでに形成された金属組織
が変化し、強度が低下したり、バーリング加工をはじめ
とした成形性の劣化を招く。一方、加熱温度が５００℃
未満の場合には鋼板表面の還元が不十分となり、不めっ
きや鋼板とめっき層の密着性劣化、ドロスの巻き込み
等、めっき上の欠陥を生じる。また成形性、溶接性、塗
装性を改善するためにめっき層を合金化する場合には溶
融亜鉛めっき浴から鋼帯を引き上げた後、５００〜６０
０℃に再加熱する。短時間で合金化するには５００℃以
上に再加熱することを必要とするが、再加熱温度が６０
０℃を超えるとマルテンサイト、残留オーステナイトお
よびベイナイトの硬質相組織中で炭化物が生成、粗大化
し、バーリング加工をはじめとした成形性が劣化する。
【００３５】なお熱延後の冷却速度は一定である必要は
なく、冷却途中に規定した範囲内で変化しても本発明の
趣旨を損なわない。また熱延後鋼帯を巻き取った後、酸
洗の前後や溶融亜鉛めっきを行った後に形状矯正のため
に調質圧延を行ったり、まためっき性の改善のために溶
融亜鉛めっきに先立ってＦｅ、Ｎｉ、Ｃｕ等をめっきし
たり、また防錆性の一層の改善を図るために金属酸化物
皮膜、有機皮膜などの表面処理を施しても、更に上層に
鉄めっきを施してプレス成形性の改善を図っても、バー
リング加工を主とした成形性に優れた高強度溶融亜鉛め
っき鋼板という本発明の特徴は阻害されず、プレス加工
性や防錆の一層の改善につながるため本発明の目的を達
成する上で好ましい。
なく、冷却途中に規定した範囲内で変化しても本発明の
趣旨を損なわない。また熱延後鋼帯を巻き取った後、酸
洗の前後や溶融亜鉛めっきを行った後に形状矯正のため
に調質圧延を行ったり、まためっき性の改善のために溶
融亜鉛めっきに先立ってＦｅ、Ｎｉ、Ｃｕ等をめっきし
たり、また防錆性の一層の改善を図るために金属酸化物
皮膜、有機皮膜などの表面処理を施しても、更に上層に
鉄めっきを施してプレス成形性の改善を図っても、バー
リング加工を主とした成形性に優れた高強度溶融亜鉛め
っき鋼板という本発明の特徴は阻害されず、プレス加工
性や防錆の一層の改善につながるため本発明の目的を達
成する上で好ましい。
【００３６】
【実施例】次に本発明を実施例にて説明する。
【００３７】（実施例１）表１に示す組成からなる組成
の鋼を１１９０℃に加熱し、表２に示す仕上温度で１．
４〜２．３ｍｍに熱間圧延し、表２に示すような条件で
冷却後、コイルに巻き取った。この鋼帯に伸び率０．３
〜１．５％の調質圧延を行ってから試料を切り出し、そ
の金属組織を光学顕微鏡で観察し、マルテンサイト、残
留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相の
体積率、フェライトの平均結晶粒径を求めるとともに、
ＪＩＳ５号試験片を加工して常温での引張試験を行うこ
とにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び
（Ｅｌ）を求めた。また１５０ｍｍ×１５０ｍｍの長方
形に鋼板を切り出し、その中央に直径ｄ0=１０ｍｍの穴
を約１２％のクリアランスで打ち抜き加工後、そのかえ
りをダイ側になるように試験機にセットし、５ｔｏｎの
しわ押え力で押し拡げ部へ材料が流入しないように拘束
の上、６０°円錐ポンチで穴を押し拡げ、穴縁端面にク
ラックが板厚貫通した時の穴径ｄを測定し、穴径の増加
率、すなわち穴拡げ率λ=（ｄ−ｄ0）／ｄ0によりバー
リング加工性の良否を評価した結果を表２に示す。
の鋼を１１９０℃に加熱し、表２に示す仕上温度で１．
４〜２．３ｍｍに熱間圧延し、表２に示すような条件で
冷却後、コイルに巻き取った。この鋼帯に伸び率０．３
〜１．５％の調質圧延を行ってから試料を切り出し、そ
の金属組織を光学顕微鏡で観察し、マルテンサイト、残
留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相の
体積率、フェライトの平均結晶粒径を求めるとともに、
ＪＩＳ５号試験片を加工して常温での引張試験を行うこ
とにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び
（Ｅｌ）を求めた。また１５０ｍｍ×１５０ｍｍの長方
形に鋼板を切り出し、その中央に直径ｄ0=１０ｍｍの穴
を約１２％のクリアランスで打ち抜き加工後、そのかえ
りをダイ側になるように試験機にセットし、５ｔｏｎの
しわ押え力で押し拡げ部へ材料が流入しないように拘束
の上、６０°円錐ポンチで穴を押し拡げ、穴縁端面にク
ラックが板厚貫通した時の穴径ｄを測定し、穴径の増加
率、すなわち穴拡げ率λ=（ｄ−ｄ0）／ｄ0によりバー
リング加工性の良否を評価した結果を表２に示す。
【００３８】表２から明らかなように、本発明試料であ
る試料Ｎｏ．１、４、９は４９０ＭＰａ以上の引張強さ
を有しながら、その金属組織におけるマルテンサイト、
残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相
組織の体積率をα％、フェライトの結晶粒径をβμｍ、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎ
ｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％
Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋
（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５となり、マル
テンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化すること
で剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されない
よう隣接組織間の変形応力差が低減され、合わせてマル
テンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬
質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化す
ることでバーリング加工を主とした成形性も優れる。
る試料Ｎｏ．１、４、９は４９０ＭＰａ以上の引張強さ
を有しながら、その金属組織におけるマルテンサイト、
残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相
組織の体積率をα％、フェライトの結晶粒径をβμｍ、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎ
ｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％
Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋
（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５となり、マル
テンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化すること
で剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されない
よう隣接組織間の変形応力差が低減され、合わせてマル
テンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬
質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化す
ることでバーリング加工を主とした成形性も優れる。
【００３９】これに対し本発明成分鋼であっても、熱間
圧延やその後鋼帯を巻き取るまでの条件が不適切な場合
には、試料Ｎｏ．２、５〜８、１０のように高強度では
あっても、α＞５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％
Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）と
なることからわかるようにマルテンサイトを近傍とした
フェライトの析出強化が不十分なために隣接組織間の変
形応力差が大きく、あるいはまたα／β＜０．５となる
ことからわかるように硬質相組織の体積率が大きいにも
かかわらずフェライト結晶粒が微細化されず、バーリン
グ加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリ
ング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
圧延やその後鋼帯を巻き取るまでの条件が不適切な場合
には、試料Ｎｏ．２、５〜８、１０のように高強度では
あっても、α＞５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％
Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）と
なることからわかるようにマルテンサイトを近傍とした
フェライトの析出強化が不十分なために隣接組織間の変
形応力差が大きく、あるいはまたα／β＜０．５となる
ことからわかるように硬質相組織の体積率が大きいにも
かかわらずフェライト結晶粒が微細化されず、バーリン
グ加工を主とした成形性に優れないか、あるいはバーリ
ング加工を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００４０】一方、本発明成分以外の鋼では試料Ｎｏ．
１１のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋
（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５
１）で、かつα／β≧０．５とし、マルテンサイト近傍
を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといっ
た元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面にお
ける相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間
の変形応力差を低減するとともに、マルテンサイト、残
留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積
率に応じてフェライト結晶粒を微細化することが難し
く、また試料Ｎｏ．３のようにα≦５００００×（（％
Ｔｉ／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋
（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５が満たされた
としても、高強度ではあってもバーリング加工を主とし
た成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主と
した成形性が優れていても強度が低い。
１１のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋
（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５
１）で、かつα／β≧０．５とし、マルテンサイト近傍
を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといっ
た元素を含む微細析出物で強化することで剪断端面にお
ける相境界に鋭いボイドが形成されないよう隣接組織間
の変形応力差を低減するとともに、マルテンサイト、残
留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積
率に応じてフェライト結晶粒を微細化することが難し
く、また試料Ｎｏ．３のようにα≦５００００×（（％
Ｔｉ／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋
（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５が満たされた
としても、高強度ではあってもバーリング加工を主とし
た成形性に優れないか、あるいはバーリング加工を主と
した成形性が優れていても強度が低い。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】（実施例２）表１に示す組成からなる組成
の鋼を１１８０℃に加熱し、表３に示す仕上温度で１．
４〜２．６ｍｍに熱間圧延し、表３に示すような条件で
冷却後、コイルに巻き取った。酸洗後、連続溶融亜鉛め
っき設備でめっき浴浸漬前に鋼板表面を表３に示すよう
な最高到達温度で還元し、溶融亜鉛めっき鋼板を製造し
た。この鋼帯に伸び率０．３〜１．５％の調質圧延を行
ってから試料を切り出し、その金属組織を光学顕微鏡で
観察し、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベ
イナイトを合わせた硬質相の体積率、フェライトの平均
結晶粒径を求めるとともに、ＪＩＳ５号試験片を加工し
て常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（Ｙ
Ｐ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また
１５０ｍｍ×１５０ｍｍの長方形に鋼板を切り出し、そ
の中央に直径ｄ0=１０ｍｍの穴を約１２％のクリアラン
スで打ち抜き加工後、そのかえりをダイ側になるように
試験機にセットし、５ｔｏｎのしわ押え力で押し拡げ部
へ材料が流入しないように拘束の上、６０°円錐ポンチ
で穴を押し拡げ、穴縁端面にクラックが板厚貫通した時
の穴径ｄを測定し、穴径の増加率、すなわち穴拡げ率λ
=（ｄ−ｄ0）／ｄ0によりバーリング加工性の良否を評
価した結果を表３に示す。
の鋼を１１８０℃に加熱し、表３に示す仕上温度で１．
４〜２．６ｍｍに熱間圧延し、表３に示すような条件で
冷却後、コイルに巻き取った。酸洗後、連続溶融亜鉛め
っき設備でめっき浴浸漬前に鋼板表面を表３に示すよう
な最高到達温度で還元し、溶融亜鉛めっき鋼板を製造し
た。この鋼帯に伸び率０．３〜１．５％の調質圧延を行
ってから試料を切り出し、その金属組織を光学顕微鏡で
観察し、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベ
イナイトを合わせた硬質相の体積率、フェライトの平均
結晶粒径を求めるとともに、ＪＩＳ５号試験片を加工し
て常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（Ｙ
Ｐ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また
１５０ｍｍ×１５０ｍｍの長方形に鋼板を切り出し、そ
の中央に直径ｄ0=１０ｍｍの穴を約１２％のクリアラン
スで打ち抜き加工後、そのかえりをダイ側になるように
試験機にセットし、５ｔｏｎのしわ押え力で押し拡げ部
へ材料が流入しないように拘束の上、６０°円錐ポンチ
で穴を押し拡げ、穴縁端面にクラックが板厚貫通した時
の穴径ｄを測定し、穴径の増加率、すなわち穴拡げ率λ
=（ｄ−ｄ0）／ｄ0によりバーリング加工性の良否を評
価した結果を表３に示す。
【００４４】表３から明らかなように、本発明試料であ
る試料Ｎｏ．１３、１５、２２、２５、２８、３０、３
５、３６、３９〜４３は４９０ＭＰａ以上の引張強さを
有しながら、その金属組織におけるマルテンサイト、残
留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相組
織の体積率をα％、フェライトの結晶粒径をβμｍ、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎ
ｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％
Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋
（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５となり、マル
テンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化すること
で剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されない
よう隣接組織間の変形応力差が低減され、合わせてマル
テンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬
質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化す
ることでバーリング加工を主とした成形性も優れる。
る試料Ｎｏ．１３、１５、２２、２５、２８、３０、３
５、３６、３９〜４３は４９０ＭＰａ以上の引張強さを
有しながら、その金属組織におけるマルテンサイト、残
留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた硬質相組
織の体積率をα％、フェライトの結晶粒径をβμｍ、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎ
ｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％
Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋
（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５となり、マル
テンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強化すること
で剪断端面における相境界に鋭いボイドが形成されない
よう隣接組織間の変形応力差が低減され、合わせてマル
テンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬
質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒を微細化す
ることでバーリング加工を主とした成形性も優れる。
【００４５】これに対し本発明成分鋼であっても、熱間
圧延やその後鋼帯を巻き取るまで、あるいは溶融亜鉛め
っきの際の条件が不適切な場合には、試料Ｎｏ．１６、
１８〜２１、２３、２４、２６、２７、２９、３８、４
４のように高強度ではあっても、α＞５００００×
（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／
９６＋（％Ｖ）／５１）となることからわかるようにマ
ルテンサイトを近傍としたフェライトの析出強化が不十
分なために隣接組織間の変形応力差が大きく、あるいは
またα／β＜０．５となることからわかるように硬質相
組織の体積率が大きいにもかかわらずフェライト結晶粒
が微細化されず、バーリング加工を主とした成形性に優
れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が
優れていても強度が低い。
圧延やその後鋼帯を巻き取るまで、あるいは溶融亜鉛め
っきの際の条件が不適切な場合には、試料Ｎｏ．１６、
１８〜２１、２３、２４、２６、２７、２９、３８、４
４のように高強度ではあっても、α＞５００００×
（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／
９６＋（％Ｖ）／５１）となることからわかるようにマ
ルテンサイトを近傍としたフェライトの析出強化が不十
分なために隣接組織間の変形応力差が大きく、あるいは
またα／β＜０．５となることからわかるように硬質相
組織の体積率が大きいにもかかわらずフェライト結晶粒
が微細化されず、バーリング加工を主とした成形性に優
れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が
優れていても強度が低い。
【００４６】一方、本発明成分以外の鋼では試料Ｎｏ．
１２、１４、１７、３２、３７、４５、４６のようにα
≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３
＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β
≧０．５とし、マルテンサイト近傍を主体にフェライト
自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析
出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボ
イドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差を低減
するとともに、マルテンサイト、残留オーステナイトお
よびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライ
ト結晶粒を微細化することが難しく、また試料Ｎｏ．１
７、３１、３３、３４、４９のようにα≦５００００×
（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／
９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５が満た
されたとしても、高強度ではあってもバーリング加工を
主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工
を主とした成形性が優れていても強度が低い。
１２、１４、１７、３２、３７、４５、４６のようにα
≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３
＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β
≧０．５とし、マルテンサイト近傍を主体にフェライト
自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析
出物で強化することで剪断端面における相境界に鋭いボ
イドが形成されないよう隣接組織間の変形応力差を低減
するとともに、マルテンサイト、残留オーステナイトお
よびベイナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライ
ト結晶粒を微細化することが難しく、また試料Ｎｏ．１
７、３１、３３、３４、４９のようにα≦５００００×
（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／
９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５が満た
されたとしても、高強度ではあってもバーリング加工を
主とした成形性に優れないか、あるいはバーリング加工
を主とした成形性が優れていても強度が低い。
【００４７】
【表３】
【００４８】（実施例３）表１に示す組成からなる組成
の鋼を１２２０℃に加熱し、表４に示す仕上温度で１．
４〜２．３ｍｍに熱間圧延し、表４に示すような条件で
冷却後、コイルに巻き取った。酸洗後、連続溶融亜鉛め
っき設備でめっき浴浸漬前に鋼板表面を表４に示すよう
な最高到達温度で還元し、めっき浴から取り出した後に
は表４に示すような最高到達温度でめっき層を合金化
し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。この鋼帯に
伸び率０．３〜１．５％の調質圧延を行ってから試料を
切り出し、その金属組織を光学顕微鏡で観察し、マルテ
ンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わ
せた硬質相の体積率、フェライトの平均結晶粒径を求め
るとともに、ＪＩＳ５号試験片を加工して常温での引張
試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ
（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また１５０ｍｍ×１
５０ｍｍの長方形に鋼板を切り出し、その中央に直径ｄ
0=１０ｍｍの穴を約１２％のクリアランスで打ち抜き加
工後、そのかえりをダイ側になるように試験機にセット
し、５ｔｏｎのしわ押え力で押し拡げ部へ材料が流入し
ないように拘束の上、６０°円錐ポンチで穴を押し拡
げ、穴縁端面にクラックが板厚貫通した時の穴径ｄを測
定し、穴径の増加率、すなわち穴拡げ率λ=（ｄ−ｄ0）
／ｄ0によりバーリング加工性の良否を評価した結果を
表４に示す。
の鋼を１２２０℃に加熱し、表４に示す仕上温度で１．
４〜２．３ｍｍに熱間圧延し、表４に示すような条件で
冷却後、コイルに巻き取った。酸洗後、連続溶融亜鉛め
っき設備でめっき浴浸漬前に鋼板表面を表４に示すよう
な最高到達温度で還元し、めっき浴から取り出した後に
は表４に示すような最高到達温度でめっき層を合金化
し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。この鋼帯に
伸び率０．３〜１．５％の調質圧延を行ってから試料を
切り出し、その金属組織を光学顕微鏡で観察し、マルテ
ンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わ
せた硬質相の体積率、フェライトの平均結晶粒径を求め
るとともに、ＪＩＳ５号試験片を加工して常温での引張
試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ
（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また１５０ｍｍ×１
５０ｍｍの長方形に鋼板を切り出し、その中央に直径ｄ
0=１０ｍｍの穴を約１２％のクリアランスで打ち抜き加
工後、そのかえりをダイ側になるように試験機にセット
し、５ｔｏｎのしわ押え力で押し拡げ部へ材料が流入し
ないように拘束の上、６０°円錐ポンチで穴を押し拡
げ、穴縁端面にクラックが板厚貫通した時の穴径ｄを測
定し、穴径の増加率、すなわち穴拡げ率λ=（ｄ−ｄ0）
／ｄ0によりバーリング加工性の良否を評価した結果を
表４に示す。
【００４９】表４から明らかなように、本発明試料であ
る試料Ｎｏ．４７、５０、５２は４９０ＭＰａ以上の引
張強さを有しながら、その金属組織におけるマルテンサ
イト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた
硬質相組織の体積率をα％、フェライトの結晶粒径をβ
μｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔ
ｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００
×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）
／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とな
り、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴ
ｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強
化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形
成されないよう隣接組織間の変形応力差が低減され、合
わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイ
ナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒
を微細化することでバーリング加工を主とした成形性も
優れる。
る試料Ｎｏ．４７、５０、５２は４９０ＭＰａ以上の引
張強さを有しながら、その金属組織におけるマルテンサ
イト、残留オーステナイトおよびベイナイトを合わせた
硬質相組織の体積率をα％、フェライトの結晶粒径をβ
μｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔ
ｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００
×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）
／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とな
り、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴ
ｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強
化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形
成されないよう隣接組織間の変形応力差が低減され、合
わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイ
ナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒
を微細化することでバーリング加工を主とした成形性も
優れる。
【００５０】これに対し本発明成分鋼であっても、合金
化処理条件が不適切な試料Ｎｏ．４８、５１は高強度で
はあっても、α＞５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋
（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５
１）となることからわかるようにマルテンサイトを近傍
としたフェライトの析出強化が不十分なために隣接組織
間の変形応力差が大きく、あるいはまたα／β＜０．５
となることからわかるように硬質相組織の体積率が大き
いにもかかわらずフェライト結晶粒が微細化されず、バ
ーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいは
バーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が
低い。
化処理条件が不適切な試料Ｎｏ．４８、５１は高強度で
はあっても、α＞５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋
（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５
１）となることからわかるようにマルテンサイトを近傍
としたフェライトの析出強化が不十分なために隣接組織
間の変形応力差が大きく、あるいはまたα／β＜０．５
となることからわかるように硬質相組織の体積率が大き
いにもかかわらずフェライト結晶粒が微細化されず、バ
ーリング加工を主とした成形性に優れないか、あるいは
バーリング加工を主とした成形性が優れていても強度が
低い。
【００５１】一方、本発明成分以外の鋼ではα≦５００
００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍ
ｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５
とし、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴ
ｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強
化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形
成されないよう隣接組織間の変形応力差を低減するとと
もに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイ
ナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒
を微細化することが難しいか、あるいは試料Ｎｏ．４
９、５３のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８
＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５
１）で、かつα／β≧０．５が満たされたとしても、高
強度ではあってもバーリング加工を主とした成形性に優
れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が
優れていても強度が低い。
００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍ
ｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５
とし、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴ
ｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強
化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形
成されないよう隣接組織間の変形応力差を低減するとと
もに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイ
ナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒
を微細化することが難しいか、あるいは試料Ｎｏ．４
９、５３のようにα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８
＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５
１）で、かつα／β≧０．５が満たされたとしても、高
強度ではあってもバーリング加工を主とした成形性に優
れないか、あるいはバーリング加工を主とした成形性が
優れていても強度が低い。
【００５２】
【表４】
【００５３】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によればマ
ルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの
硬質相組織がフェライトマトリクス中に微細分散した複
合組織において、硬質相がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといっ
た析出強化元素の添加量に対応した一定割合となり、マ
ルテンサイト近傍を主体にフェライト自体が微細なＴ
ｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強
化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形
成されないよう隣接組織間の変形応力差が低減され、合
わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイ
ナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒
を微細化することでバーリング加工性が改善される。す
なわち引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度溶融亜鉛
めっき鋼板をバーリング加工を主としたプレス加工に適
用することを可能とし、自動車、家庭電気製品、建築等
の分野でそれぞれが持つべき機能を向上させながら軽量
化を図ることができるため産業上極めて大きな効果を有
する。
ルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの
硬質相組織がフェライトマトリクス中に微細分散した複
合組織において、硬質相がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといっ
た析出強化元素の添加量に対応した一定割合となり、マ
ルテンサイト近傍を主体にフェライト自体が微細なＴ
ｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を含む微細析出物で強
化することで剪断端面における相境界に鋭いボイドが形
成されないよう隣接組織間の変形応力差が低減され、合
わせてマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイ
ナイトの硬質相組織の体積率に応じてフェライト結晶粒
を微細化することでバーリング加工性が改善される。す
なわち引張強さ４９０〜８８０ＭＰａの高強度溶融亜鉛
めっき鋼板をバーリング加工を主としたプレス加工に適
用することを可能とし、自動車、家庭電気製品、建築等
の分野でそれぞれが持つべき機能を向上させながら軽量
化を図ることができるため産業上極めて大きな効果を有
する。
───────────────────────────────────────────────────── 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 2/40 Ｃ２３Ｃ 2/40 (72)発明者 樋渡 俊二 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 伊丹 淳 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA05 AA23 AB02 AB05 AB07 AB09 AB13 AB28 AB42 AC12 AC32 AC73 AE12 4K037 EA01 EA02 EA05 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 FC03 FC04 FE01 FE02 FE03 FM04 GA05
Claims (11)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．２〜１．６％、Ｍｎ：１．６〜２．６％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．
００２〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｎ：
０．００６％以下を含有し、更に％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ
をそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｓｉ＋
％Ｍｎ）／（％Ｃ）2≧５００、％Ｓ、％Ｔｉをそれぞ
れＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５
を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなること
を特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．２〜１．６％、Ｍｎ：１．６〜２．６％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．
００２〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｎ：
０．００６％以下、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの１種または２種以
上を合計で０．０５〜０．１％含有し、更に％Ｃ、％Ｓ
ｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に
（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／（％Ｃ）2≧５００、％Ｓ、％Ｔ
ｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／
（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなることを特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼
板。 - 【請求項３】 質量％で、Ｂ：０．００１〜０．００３
％を含有する請求項１または請求項２記載の成形性に優
れた高強度熱延鋼板。 - 【請求項４】 請求項１または請求項２または請求項３
に記載の化学成分からなる熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処
理したことを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛
めっき鋼板。 - 【請求項５】 請求項１または請求項２または請求項３
に記載の化学成分からなる熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処
理し、更に合金化処理したことを特徴とする成形性に優
れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項６】 請求項１または請求項２または請求項３
に記載の化学成分からなり、その金属組織におけるマル
テンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬
質相組織の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径を
βμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔ
ｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００
×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）
／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５であ
ることを特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板。 - 【請求項７】 請求項６に記載の熱延鋼板に溶融亜鉛め
っき処理したことを特徴とする成形性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項８】 請求項６に記載の熱延鋼板に溶融亜鉛め
っき処理し、更に合金化処理したことを特徴とする成形
性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項９】 請求項１または請求項２または請求項３
に記載の化学成分からなる組成のスラブを仕上出側温度
８２０〜９２０℃で熱間圧延後、２０秒以内に３０℃/
秒以上の速度で６８０℃以下まで冷却し、３００〜６７
０℃で巻き取り、その金属組織におけるマルテンサイ
ト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織
の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎ
ｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％
Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋
（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とすることを
特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項１０】 請求項１または請求項２または請求項
３に記載の化学成分からなる組成のスラブを仕上出側温
度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、２０秒以内に３０℃
/秒以上の速度で６８０℃以下まで冷却し、３００〜６
７０℃で巻き取った後、酸洗し、５００〜８００℃の温
度で鋼板表面を還元後溶融亜鉛めっきして、その金属組
織におけるマルテンサイト、残留オーステナイトおよび
ベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、フェライトの
平均結晶粒径をβμｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量
をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、
α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９
３＋（％Ｍｏ）／９６＋（％Ｖ）／５１）で、かつα／
β≧０．５とすることを特徴とする成形性に優れた高強
度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項１１】 請求項１または請求項２または請求項
３に記載の化学成分からなる組成のスラブを仕上出側温
度８２０〜９２０℃で熱間圧延後、２０秒以内に３０℃
/秒以上の速度で６８０℃以下まで冷却し、３００〜６
７０℃で巻き取った後、酸洗し、５００〜８００℃の温
度で鋼板表面を還元後溶融亜鉛めっきし、引き続いて５
００℃以上６００℃以下の温度に再加熱してめっき層の
合金化処理を行い、その金属組織におけるマルテンサイ
ト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織
の体積率をα％、フェライトの平均結晶粒径をβμｍ、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎ
ｂ、％Ｍｏ、％Ｖとした時に、α≦５００００×（（％
Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６＋
（％Ｖ）／５１）で、かつα／β≧０．５とすることを
特徴とする成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。
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