JP2002302734A

JP2002302734A - 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2002302734A
Application number: JP2001300502A
Authority: JP
Inventors: Takahiro Kajima; 高弘鹿島; Shunichi Hashimoto; 俊一橋本; Chikayuki Ikeda; 周之池田; Koichi Sugimoto; 公一杉本; Akihiko Nagasaka; 明彦長坂; Akinobu Kanda; 明宣神田
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2001-01-31
Filing date: 2001-09-28
Publication date: 2002-10-18
Anticipated expiration: 2021-09-28
Also published as: JP4188581B2

Abstract

(57)【要約】【課題】約５００〜１４００ＭＰａ級の高強度及び超
高強度域において、優れた伸びフランジ性および全伸び
の両特性を兼ね備えた加工性に優れた高強度鋼板を提供
する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０６〜０．６％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ
：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０
２％以下（０％を含まない）を含有し、且つ、母相組織
は、焼戻マルテンサイを全組織に対して占積率で５０％
以上含有し、第２相組織は、残留オーステナイトを全組
織に対して占積率で３〜２０％含有し、更にベイナイト
／マルテンサイトを含有しても良い高強度鋼板である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は加工性に優れた高強
度鋼板に関し、詳細には、５００〜１４００ＭＰａ級の
高強度及び超高強度域において、優れた伸びフランジ性
および全伸びを兼ね備えた高強度鋼板に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】自動車や産業用機械等にプレス成形して
使用される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えている
ことが要求され、この様な要求特性は近年、益々、高ま
っている。

【０００３】従来より、強度と延性の両立を図った鋼板
として、フェライト素地中に主としてマルテンサイトか
らなる低温変態組織を含むフェライト・マルテンサイト
の複合組織鋼板［デュアルフェイズ（ＤＰ）鋼板］が知
られている（特開昭５５−１２２８２０等）。上記鋼板
は、延性が良好なだけでなく、マルテンサイト生成域に
導入された多量の自由転位のために降伏伸びが現れず、
降伏応力が低くなる為、加工時の形状凍結特性が良好で
ある。上記組織に制御することにより、引張強度（Ｔ
Ｓ）が高く、伸び（Ｅｌ）特性にも優れた鋼板が得られ
るが、伸びフランジ性（局部的な延性）に劣るものであ
った。

【０００４】一方、伸びフランジ性に優れる鋼板として
は、フェライト・ベイナイトの２相組織鋼板が知られて
いる（特開昭５７−１４５９６５等）。これによれば、
上述したＤＰ鋼板に比べ、伸びフランジ性に優れること
は勿論のこと、抵抗溶接性（特に熱影響部の軟化がな
く）、及び疲労特性にも優れる。しかしながら、伸び特
性に劣るという問題がある。

【０００５】その他、組織中に残留オーステナイト（γ
_R）を生成させ、加工変形中にγ_Rが誘起変態（歪み誘起
変態：ＴＲＩＰ）して延性を向上させる残留オーステナ
イト鋼板が知られている。例えば特開昭６０−４３４２
５には、複合組織鋼板としての組織を、体積分率で１０
％以上のフェライトと１０％以上のγ_Rを有し、残部が
ベイナイトまたはマルテンサイトまたはそれらの混合組
織に制御することにより、高強度で、且つ極めて延性に
優れた鋼板が開示されている。上記組織とすることによ
り、γ_Rの加工誘起変態効果に加えて、軟質のフェライ
トによる高延性が発揮される結果、延性はフェライト及
びγ_Rによって、強度はベイナイトまたはマルテンサイ
トによって確保される旨記載されている。しかしなが
ら、上記鋼板においても、前記ＤＰ鋼と同様、伸びフラ
ンジ性に劣るという問題があった。

【０００６】そこで、γ_Rによる優れた強度・延性バラ
ンスを維持しつつ、しかも、伸びフランジ性（穴広げ
性）等の成形性にも優れた鋼板を提供すべく、種々の検
討がなされている。例えば特開平９−１０４９４７に
は、ミクロ組織として、フェライト、ベイナイト、γ_R
の３相で構成され、且つ、フェライト占有率とフェライ
ト粒径の比、及びγ_Rの占有率を所定範囲に制御した鋼
板が開示されている。これは、「γ_Rの増加は、強度−
延性バランスの向上、全伸びの向上をもたらすが、その
効果は、γ_Rの微細化により高まること；更にγ_Rが微細
化すると、伸びフランジ性などの成形性も向上する」と
いう知見に基づいてなされたものである。しかしなが
ら、伸びフランジ性の向上効果は低く、更に一層優れた
伸びフランジ性を有する高強度鋼板の提供が切望されて
いる。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に着
目してなされたものであり、その目的は、優れた伸びフ
ランジ性及び全伸びを兼ね備えた加工性に優れた高強度
鋼板、及び、この様な鋼板を効率よく製造することので
きる方法を提供することにある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決し得た本
発明の加工性に優れた高強度鋼板とは、質量％で、Ｃ
：０．０６〜０．６％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．１５％以下（０％を含
まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）を
含有し、且つ、母相組織は、焼戻マルテンサイトを全組
織に対して占積率で５０％以上含有し、第２相組織は、
残留オーステナイトを全組織に対して占積率で３〜２０
％含有し、更にベイナイト／マルテンサイトを含有して
も良いものであるところに要旨を有するものである。

【０００９】更に、本発明において、質量％で、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％
以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５％以下（０％を
含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少な
くとも一種を含有するもの；Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．
１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％
を含まない）の少なくとも一種を含有するもの；Ｃａ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）、及び
／又はＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）
を含有するものは、いずれも本発明の好ましい態様であ
る。

【００１０】また、上記残留オーステナイト中のＣ濃度
（Ｃγ_R）が０．８％以上であるものや、ラス状を呈し
ているものは、本発明の作用が一層高められるので好ま
しい態様である。

【００１１】更に上記課題を解決し得た本発明鋼板の製
造方法は、下記（１）または（２）を包含するところに
要旨を有するものである。

【００１２】（１）熱延工程、及び連続焼鈍工程または
めっき工程を施すことにより上記鋼板を製造する方法で
あって、該熱延工程は、（Ａ_r3−５０）℃以上の温度で
仕上圧延を終了する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷
却速度で、Ｍｓ点以下まで冷却して巻取る工程を包含
し、該連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ₁点以上Ａ₃
点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃
／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下
の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持
する工程を包含する方法；（２）熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、及び
第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を施すことにより
上記鋼板を製造する方法であって、該第一の連続焼鈍工
程は、Ａ₃点以上の温度に加熱保持する工程；及び２０
℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷
却する工程を包含し、該第二の連続焼鈍工程またはめっ
き工程は、Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度で１０〜６００秒
加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３
００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び
該温度域で１秒以上保持する工程を包含する方法。

【００１３】ここで、上記（１）の連続焼鈍工程、また
は上記（２）の第二の連続焼鈍工程において、Ａ₁点以
上Ａ₃点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工
程；（Ａ ₁点〜６００℃）の温度まで、１５℃／ｓ以下
の平均冷却速度で冷却する工程；３００℃以上４８０℃
以下の温度まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含
するものは本発明の好ましい態様である。

【００１４】また、上記（１）または（２）のめっき工
程に入る前に、下記関係式（１）を満足する条件でＦｅ
系プレめっき処理する工程を包含するものも本発明の好
ましい態様である。

【００１５】０．０６Ｗ≦Ｘ … （１）［式中、Ｗは溶融Ｚｎめっきの付着量（ｇ／ｍ²）、
ＸはＦｅ系プレめっきの付着量（ｇ／ｍ²）を夫々意味
する］尚、本発明における「加工性」とは、主に、伸びフラン
ジ性及び全伸びを意味するものである。

【００１６】

【発明の実施の形態】本発明者らは、高い伸びフランジ
性を維持したまま、しかも、大きな全伸びを有する低合
金ＴＲＩＰ鋼板を提供すべく鋭意検討してきた。その結
果、転位密度の低い軟質ラス組織からなる焼戻マルテン
サイトを母相とし、第２相として、残留オーステナイト
（γ_R）相を有する組織に制御すれば、所期の目的が達
成されることを見出し、本発明を完成した。

【００１７】まず、本発明を最も特徴付ける組織につい
て説明する。

【００１８】上述したとおり、本発明の鋼板は、母相組
織として、焼戻マルテンサイを全組織に対して占積率で
５０％以上含有し；第２相組織として、残留オーステナ
イトを全組織に対して占積率で３〜２０％含有し、更に
ベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いものであ
る。

【００１９】焼戻マルテンサイト：５０％以上本発明における「焼戻マルテンサイト」は、以下の特徴
を有するものである。

【００２０】第一に、本発明における「焼戻マルテンサ
イト」は、転位密度が少なく軟質であり、しかも、ラス
状組織を有するものを意味する。これに対し、マルテン
サイトは転位密度の多い硬質組織である点で、上記焼戻
マルテンサイトとは相違し、両者は、例えば透過型電子
顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別することができ
る。また、従来のγ_R鋼板は、転位密度の少ない軟質の
ブロック状フェライト組織を有する点で、上記焼戻マル
テンサイトを母相とする本発明鋼板とはやはり相違する
ものである。

【００２１】第二に、上記焼戻マルテンサイトは、同一
成分系（基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎを同じにした
系）におけるポリゴナルフェライトに比べ、ビッカース
硬さ（Ｈｖ）が概して高いという傾向を有する。図１
は、同一成分の鋼種（Ｃ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：
１．０〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％の範囲）に
おける焼戻マルテンサイトの硬度（縦軸）と、ポリゴナ
ルフェライトの硬度（横軸）とを対比したグラフであ
る。尚、ビッカース硬さは、レペラー腐食による光学顕
微鏡観察を行い、母相（灰色）部のビッカース硬さ（Ｈ
ｖ）を測定したものである（荷重１ｇ）。参考までに、
同図に、ｙ＝ｘの直線を点線で示したが、これにより、
焼戻マルテンサイトの硬度は、ポリゴナルフェライトに
比べて高いこと；この様な傾向は硬度が高くなるにつ
れ、顕著に見られることが分かる。

【００２２】また、図２は、図１のデータを、Ｃ量：
０．１％、０．２％、０．３％の各場合に分けて整理し
たものであり、焼戻マルテンサイト及びポリゴナルフェ
ライトの硬度に及ぼすＣ量の影響を表したものである。
図２より、Ｃ量が同一のとき、焼戻マルテンサイトの硬
度はポリゴナルフェライトに比べて高くなる傾向がある
こと：この様な傾向は、Ｃ量が高くなるにつれ、顕著に
見られることが分かる。

【００２３】これらの結果に基づき、焼戻マルテンサイ
ト及びポリゴナルフェライトにおける硬度を、Ｃ，Ｍ
ｎ，Ｓｉの基本成分との関係で表すと、概ね、下記の関
係式が得られる。

【００２４】焼戻マルテンサイトの硬度（Ｈｖ）≧500
[C]+30[Si]+3[Mn]+50 ポリゴナルフェライの硬度（Ｈｖ）≒200[C]+30[Si]+3
[Mn]+50 式中、［］は各元素の含有量（質量％）を意味する。

【００２５】ちなみに、上記関係式により得られる硬度
（計算値）は、実測値をほぼ反映したものとなっている
ことを確認している。

【００２６】この様な特徴を有する焼戻マルテンサイト
は、後記する通り、Ａ₃点以上（γ域）より焼入れされ
たマルテンサイトを、Ａ₁点以上（約７００℃以上）、
Ａ₃点以下の温度で焼鈍する等して得られるものであ
る。

【００２７】上記焼戻マルテンサイトによる伸びフラン
ジ性向上効果を有効に発揮させる為には、全組織に対し
て占積率で焼戻マルテンサイトを５０％以上有すること
が必要である。尚、焼戻マルテンサイトの量は、γ_Rと
のバランスによって定められるものであり、所望の特性
を発揮し得る様、適切に制御することが推奨される。

【００２８】残留オーステナイト（γ_R）：３〜２０％ γ_Rは全伸びの向上に有用であり、この様な作用を有効
に発揮させる為には、全組織に対して占積率で３％（好
ましくは５％以上）存在することが必要である。一方、
多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、上限
を２０％に定めた。より好ましくは１５％である。

【００２９】ここで、従来のＴＲＩＰ型鋼板におけるγ
_Rは、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位のγ_Rが
存在しているのに対し、本発明におけるγ_Rは、同一パ
ケット内のブロック境界などに沿って同一方位を有する
γ_Rが存在し易いという特徴がある。図３に、本発明に
おけるγ_Rの特徴を模式化して表す。図３中、１は旧オ
ーステナイト粒界、２はパケット粒界、３はブロック境
界、４はマルテンサイトラスを夫々、示す。

【００３０】このことを一層明らかにする目的で、図４
及び図５に、本発明鋼板（後記する表２のＮｏ．３）及
び従来のγ_R鋼板（後記する表３のＮｏ．１６）におけ
る、板厚方向断面のＥＢＳＰ写真（カラーマップ：倍率
１０００倍）の結果を、夫々示す。ここで、ＥＢＳＰと
は、Electron Back Scatter Diffraction Patternのこ
とであり、ＥＢＳＰ解析装置としてはTexSEM Laborato
ries社製の装置を使用した。

【００３１】この写真によれば、結晶方位差の異なる板
厚方向のγ_Rを色調差によって識別することができる。
即ち、通常の組織観察とは異なるＥＢＳＰによる結晶方
位観察手法でγ_Rを調べると、見掛け上はほぼ同一の組
織を有しているにもかかわらず、従来鋼板（図５）で
は、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位のγ_Rが
多数存在するのに対し、本発明鋼板（図４）では、或る
一定の領域内に、同一方位を有するγ_Rが多数存在して
いることが確認できる。本発明鋼板のγ_Rは、ブロック
境界等に沿って、同一方位を有するγ_Rが生成するもの
と思われ、この点で、従来鋼板のγ_Rとは、異なる形態
を有している。

【００３２】また、本発明におけるγ_Rの形態は、ラス
状であることが好ましい。ここで、「形態がラス状であ
る」とは、平均軸比（長軸／短軸）が２以上（好ましく
は４以上であり、好ましい上限は３０以下である）のも
のを意味する。上記ラス状のγ_Rは、従来のγ_Rと同様の
ＴＲＩＰ効果が得られるのみならず、更に顕著な伸びフ
ランジ性向上効果も奏するものである。

【００３３】従来の残留オーステナイト鋼板は、硬質相
の周りの軟質相（母相）の変形が進むと、該軟質相との
界面にボイドが発生し易くなる結果、伸びフランジ性が
劣化するというデメリットがあった。これに対し、母相
を従来のフェライトではなく焼戻マルテンサイトとする
ことにより、ボイドの生成が抑えられ、伸びフランジ性
が向上した。更に、ラス状γ_Rの形態を所定の軸比とな
る様に制御すれば、従来のγ_Rより、伸び及び伸びフラ
ンジ性の向上が可能となった。

【００３４】更に上記γ_R中のＣ濃度（Ｃγ_R）は０．８
％以上であることが推奨される。このＣγ_Rは、ＴＲＩ
Ｐ（歪誘起変態加工）の特性に大きく影響し、０．８％
以上に制御すると、特に、伸び等の向上に有効である。
好ましくは１％以上、より好ましくは１．２％以上であ
る。尚、上記Ｃγ_Rの含有量は多い程好ましいが、実操
業上、調整可能な上限は、概ね１．６％と考えられる。

【００３５】その他：ベイナイト及び／又はマルテンサ
イト（０％を含む）本発明の鋼板は、上記組織のみ（即ち、焼戻マルテンサ
イト及びγ_Rの混合組織）からなっていても良いが、本
発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトを有していても良
い。これらの組織は本発明の製造過程で必然的に残存し
得るものであるが、少なければ少ない程、好ましい。

【００３６】次に、本発明鋼板を構成する基本成分につ
いて説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％で
ある。

【００３７】Ｃ：０．０６〜０．６％Ｃは、高強度を確保し、且つ、γ_Rを確保するために必
須の元素である。詳細には、γ相中に充分なＣ量を含
み、室温でも所望のγ相を残留させる為に重要な元素で
あり、強度−伸びフランジ性のバランスを高めるのに有
用である。特にＣ量を０．２５％以上添加すると、γ_R
量が増加し、更にγ_RへのＣ濃縮が高くなるので、極め
て高い強度−伸びバランスを得ることができる。

【００３８】但し、０．６％を超えて添加すると、その
効果が飽和するのみならず、鋳造中への中心偏析などに
よる欠陥などが見られる。また、０．２５％以上添加す
ると溶接性が劣化する。

【００３９】従って、溶接性を主に考慮すれば、Ｃ：
０．０６〜０．２５％（より好ましくは０．２％以下、
更により好ましくは０．１５％以下）に制御することが
好ましく、一方、点溶接を必要とせず高い伸び等が要求
される場合には、Ｃ：０．２５〜０．６％（より好まし
くは０．３％以上）に制御することが推奨される。

【００４０】Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％Ｓｉ及びＡｌは、γ_Rが分解して炭化物が生成するのを
有効に抑える元素である。特にＳｉは、固溶強化元素と
しても有用である。この様な作用を有効に発揮させる為
には、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．５％以上添加すること
が必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましく
は１％以上である。但し、上記元素を合計で、３％を超
えて添加しても上記効果は飽和してしまい、経済的に無
駄である他、多量に添加すると、熱間脆性を起こす為、
その上限を３％とする。好ましくは２．５％以下、より
好ましくは２％以下である。

【００４１】Ｍｎ：０．５〜３％Ｍｎは、γを安定化し、所望のγ_Rを得る為に必要な元
素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、
０．５％以上添加することが必要である。好ましくは
０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、
３％を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響
が見られる。好ましくは２．５％以下、より好ましくは
２％以下である。

【００４２】Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）Ｐは、所望のγ_Rを確保するのに有効な元素である。こ
の様な作用を有効に発揮させる為には、０．０３％以上
（より好ましくは０．０５％以上）添加することが推奨
される。但し、０．１％を超えて添加すると二次加工性
が劣化する。より好ましくは０．１％以下である。

【００４３】Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点
となって加工性を劣化させる元素である。好ましくは
０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下であ
る。

【００４４】本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、
残部：実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明
の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加する
ことができる。

【００４５】Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎ
ｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５％
以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含ま
ない）の少なくとも一種これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共
に、γ_Rの安定化や所定量の確保に有効な元素である。
この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｍｏ：０．０
５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．
０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｕ：
０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃ
ｒ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）
を、夫々添加することが推奨される。但し、Ｍｏ及びＣ
ｒは１％、Ｎｉ及びＣｕは０．５％を超えて添加しても
上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より
好ましくはＭｏ：０．８％以下、Ｎｉ：０．４％以下、
Ｃｕ：０．４％以下、Ｃｒ：０．８％以下である。

【００４６】Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％
以下（０％を含まない）の少なくとも一種これらの元素は、析出強化及び組織微細化効果があり、
高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発
揮させる為には、Ｔｉ：０．０１％以上（より好ましく
は０．０２％以上）、Ｎｂ：０．０１％以上（より好ま
しくは０．０２％以上）、Ｖ：０．０１％以上（より好
ましくは０．０２％以上）を、夫々添加することが推奨
される。但し、いずれの元素も０．１％を超えて添加す
ると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。
より好ましくはＴｉ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０８
％以下、Ｖ：０．０８％以下である。

【００４７】Ｃａ：３０ｐｐｍ以下、及び／又はＲＥ
Ｍ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中硫化物の形態を
制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発
明に用いられる希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタ
ノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させる為
には、夫々、３ｐｐｍ以上（より好ましくは５ｐｐｍ以
上）添加することが推奨される。但し、３０ｐｐｍを超
えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無
駄である。より好ましくは２５ｐｐｍ以下である。

【００４８】次に、本発明鋼板を製造する方法について
説明する。

【００４９】本発明の製造方法は、代表的に下記二つの
方法を包含するものである。

【００５０】（１）［熱延工程］→［連続焼鈍工程また
はめっき工程］この方法は、熱延工程、及び連続焼鈍工程またはめ
っき工程を経由して所望の鋼板を製造する方法である。
このうち熱延工程の説明図を図６に、連続焼鈍また
はめっき工程の説明図を図７に、夫々示す。

【００５１】熱延工程上記熱延工程は、（Ａ_r3−５０）℃以上の温度で仕上圧
延を終了する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度
で、Ｍｓ点以下まで冷却して巻取る工程を包含するもの
である。この熱延条件は、所望の母相組織（焼入マルテ
ンサイト）を得る為に設定されたものである。

【００５２】まず、熱延仕上温度（ＦＤＴ）は（Ａ_r3−
５０）℃以上、好ましくはＡ_r3点以上の温度とすること
が推奨される。これは、引続き実施される「Ｍｓ点以下
の冷却」と共に、所望の焼入マルテンサイトを得る為で
ある。

【００５３】上記熱延仕上げの後、冷却するが、冷却条
件（ＣＲ）は、２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ
以上）の平均冷却速度で、フェライト変態やパーライト
変態を避けてＭｓ点以下まで冷却することが推奨され
る。これにより、ポリゴナルフェライト等を生成させる
ことなく、所望の焼入マルテンサイトを得ることができ
る。熱延後の平均冷却速度は、最後のγ_Rの形態にも影
響を与え、平均冷却速度が速ければ、ラス状を呈するこ
とになる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、
大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、
適切に制御することが推奨される。

【００５４】また、巻取温度（ＣＴ）は、Ｍｓ点以下
［計算式：Ｍｓ＝５６１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍ
ｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍ
ｏ］；式中、［］は各元素の質量％である］にするこ
とが必要である。Ｍｓ点を超えると、所望の焼入マルテ
ンサイトが得られず、ベイナイト等が生成するからであ
る。

【００５５】尚、熱延工程では、所望の焼入マルテンサ
イトを得る為に、上記の各工程を適切に制御することが
推奨されるが、その他の工程、例えば加熱温度等は、通
常実施される条件（例えば約１０００〜１３００℃）を
適宜選択すれば良い。

【００５６】続焼鈍工程またはめっき工程上記の熱延に引続き、連続焼鈍またはめっきを行う。
但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、
上記の熱延を行った後、当該の連続焼鈍またはめっ
きを行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は
１〜３０％とすることが推奨される。３０％を超えて冷
間圧延すると、圧延荷重が増大し、冷間圧延が困難とな
るからである。

【００５７】上記連続焼鈍またはめっきは、Ａ₁点以上
Ａ₃点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；
３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃
以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上
保持する工程を包含する。これらの条件は、熱延工程で
生成した母相組織（焼入マルテンサイト）を焼戻して所
望の焼戻マルテンサイトを得ると共に、第２相（γ_R）
を得る為に設定されたものである。

【００５８】まず、Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度（図７
中、Ｔ３）で１０〜６００秒（図７中、ｔ３）均熱する
ことにより、所望の焼戻マルテンサイト及びγ_Rを生成
させる（２相域焼鈍）。上記温度を超えると、すべてγ
となってしまい、一方、上記温度を下回ると、所望のγ
が得られないからである。更に、上記加熱保持時間（ｔ
３）の制御は、所望の組織を得る為に、特に重要であ
る。１０秒未満では、焼戻が不足し、所望の焼戻マルテ
ンサイトが得られないからである。好ましくは２０秒以
上、より好ましくは３０秒以上である。尚、６００秒を
超えると、焼戻マルテンサイトの特徴であるラス状組織
が維持できなくなり、機械的特性が劣化する。好ましく
は５００秒以下、より好ましくは４００秒以下である。

【００５９】次いで、平均冷却速度（ＣＲ）を、３℃／
ｓ以上（好ましくは５℃／ｓ以上）に制御し、パーライ
ト変態を避けながら、３００℃以上（好ましくは３５０
℃以上）４８０℃以下（好ましくは４５０℃以下）の温
度（ベイナイト変態：図７中、Ｔ４）まで冷却し、更
に、この温度域で１秒以上（好ましくは５秒以上：図７
中、ｔ４）保持する（オーステンパ処理）。これによ
り、γ_RへのＣ濃縮を、多量に且つ極めて短時間に得る
ことができる。

【００６０】ここで、平均冷却速度が上記範囲を下回る
と、所望の組織が得られず、パーライト等が生成する。
尚、その上限は特に規定されず、大きければ大きい程良
いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが
推奨される。

【００６１】尚、冷却中に所望のＣγ量を一層効率よく
生成させる為には、上記冷却工程を、（Ａ₁点〜６０
０℃）の温度（Ｔｑ）まで、１５℃／ｓ以下の平均冷却
速度で冷却する工程；及び３００℃以上４８０℃以下
の温度まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する
工程を包含する二段冷却法を採用することが推奨され
る。

【００６２】このうち、上記の温度域まで、１５℃／
ｓ以下（好ましくは１０℃／ｓ以下）の平均冷却速度で
冷却すると、Ｃがγに、より多く濃縮される。次に、上
記の温度域まで、２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃
／ｓ以上、より好ましくは４０℃／ｓ以上）の平均冷却
速度で冷却すると、γがパーライトに変態することが抑
制され、γが低温でも残留する結果、所望のγ_R組織が
得られる。尚、当該平均冷却速度の上限は特に限定され
ず、大きければ大きい程好ましいが、実操業レベルとの
関係で適切に制御することが推奨される。

【００６３】上記の如く冷却し、オーステンパ処理する
が、特にオーステンパ処理温度（Ｔ４）は、所望の組織
を確保して本発明の作用を発揮させるのに重要である。
上記温度範囲に制御すれば、安定且つ多量のγ_Rが得ら
れ、これにより、γ_RによるＴＲＩＰ効果が発揮され
る。これに対し、３００℃未満では、マルテンサイト相
が存在し、一方、４８０℃を超えるとベイナイト相が多
量に増加する。

【００６４】尚、上記保持時間（ｔ４）の上限は特に限
定されないが、オーステナイトがベイナイトに変態する
時間を考慮すると、３０００秒以下、好ましくは２００
０秒以下に制御することが推奨される。

【００６５】また、上記工程では、所望の焼戻マルテン
サイト及びγ_Rの他、本発明の作用を損なわない範囲
で、更にベイナイト及び／又はマルテンサイト組織が生
成していても構わない。また、所望の組織を著しく分解
させることなく、本発明の作用を損なわない範囲で、め
っき、更には合金化処理しても良い。

【００６６】尚、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する
場合には、前記のめっきを行う前に、所定のＦｅ系プ
レめっきを行うことが推奨される。これにより、鋼板表
面に、Ｓｉの表面濃化による悪影響を受けないＦｅ系め
っき層が形成され、合金化溶融Ｚｎめっき層表面に存在
する粗大なＺｎ−Ｆｅ合金結晶粒の数が著しく低減する
結果、低温でも鋼板とＺｎめっき層との拡散による合金
化処理が迅速に行われ、安定して高い伸び特性を得るの
に有効なγ_Rが効率よく得られるのみならず、Ｓｉの多
量添加による弊害［Ｓｉ系酸化物による耐パウダリング
性劣化、不めっき、めっき表面の摺動性（滑り特性）低
下等］等も防止できるからである。

【００６７】ここで、合金化溶融Ｚｎめっき層表面に存
在する粗大なＺｎ−Ｆｅ合金結晶粒とは、具体的には、
Ｚｎ−Ｆｅ合金結晶粒の長片の長さが短片の長さの２倍
以下であり、且つ、平均粒径４μｍ以上の結晶粒を意味
する。Ｆｅ系プレめっきにより、この様な粗大な結晶粒
の個数を５個以下（好ましくは３個以下）／７０μｍ×
５０μｍに抑制することができる。尚、上記Ｚｎ−Ｆｅ
合金結晶粒の平均粒径は、合金めっき層表面をＳＥＭ
（走査型電子顕微鏡）観察（１５００倍）し、７０μｍ
×５０μｍの視野中に存在する該結晶粒の最大長さ方向
に測定される長さと、該長さ方向と直交する方向の長さ
との平均長さを算出して定められるものである。

【００６８】具体的には、上記（イ）Ｆｅ系プレめっき
は、連続めっきライン［ＣＧＬ：焼鈍→（ロ）溶融Ｚｎ
めっき（前記と同じ）→（ハ）合金化という一連のラ
イン］通板の前に行われる。

【００６９】以下、上記（イ）〜（ハ）の各工程につい
て説明する。

【００７０】（イ）Ｆｅ系プレめっき工程上記（イ）のＦｅ系プレめっきは、下記関係式（１）を
満足する条件で処理するものである。

【００７１】０．０６Ｗ≦Ｘ … （１）［式中、Ｗは溶融Ｚｎめっきの付着量（ｇ／ｍ²）、
ＸはＦｅ系プレめっきの付着量（ｇ／ｍ²）を夫々意味
する］まず、Ｆｅ系プレめっきの付着量（Ｘ）は、溶融Ｚｎめ
っきの付着量（Ｗ）との関係で、Ｘを０．０６Ｗ以上に
制御する。これは、Ｘが０．０６Ｗ未満になると、合金
化の進行に伴い、Ｓｉが鋼板表面に濃化する為、めっき
表面の摺動性に悪影響を及ぼす粗大なＺｎ−Ｆｅ合金結
晶粒の生成を招くからである。好ましくは０．０８Ｗ以
上、より好ましくは０．１０Ｗ以上である。その上限
は、めっき表面の摺動性向上という観点からすれば特に
限定されないが、Ｘが多過ぎるとコストが上昇し、生産
性も低下することから、上限を０．３０Ｗ、好ましくは
０．２８Ｗ以下、より好ましくは０．２５Ｗ以下に制御
することが推奨される。

【００７２】上記関係式（１）を満足する条件でＦｅ系
プレめっきする為には、特に電解時間に留意しながら、
通常のめっき処理を行うことが推奨される。具体的に
は、めっき浴の組成（ＦｅＳＯ₄・７Ｈ₂Ｏ：３００〜４
５０ｇ／Ｌ）、めっき浴ｐＨ（１．７〜２．６）、めっ
き液温：４０〜７０℃、電流密度：１０〜２５０Ａ／ｄ
ｍ²とし、所望のめっき付着量に応じて、電解時間を適
切に制御することが推奨される。

【００７３】上記のＦｅ系プレめっきを行った後、溶融
Ｚｎめっきをし、更に合金化処理しているので、めっき
表層部分には、該Ｆｅ系プレめっきは消失するが、鋼板
と合金化溶融Ｚｎめっき層の界面には、本発明の作用を
損なわない範囲で該Ｆｅ系プレめっき層が残存していて
も良い。

【００７４】（ロ）溶融Ｚｎめっき工程上記Ｆｅ系めっきを行った後、焼鈍してから、上記の
溶融Ｚｎめっきを行うが、その詳細は、前述のに記載
した通りである。

【００７５】尚、上記溶融Ｚｎめっき工程では、めっき
浴中有効Ａｌ濃度を０．０８〜０．１２質量％に、めっ
き浴温度を４４５〜５００℃の範囲に夫々、制御するこ
とが推奨される。これにより、合金化が促進され、耐パ
ウダリング性も著しく向上するからである。

【００７６】まず、めっき浴中有効Ａｌ濃度は０．０８
〜０．１２％とすることが好ましい。ここで、「めっき
浴中有効Ａｌ濃度」とは、めっき浴中に含まれるフリー
のＡｌを意味し、詳細には下記式で表されるものであ
る。

【００７７】［有効Ａｌ濃度］＝［Total Al濃度］−
［めっき浴中Ｆｅ濃度（％）］一般に溶融Ｚｎめっき工程では、めっき浴有効Ａｌ濃度
を約０．０８〜０．１４％の範囲に制御している。しか
しながら、上記（イ）〜（ハ）の一連の方法では、所望
のγ_Rを得る目的で合金化温度を低く設定している（後
記する）為、Ａｌ濃度が高くなると合金化しなくなる。
従って、本発明ではＡｌ濃度の上限を、好ましくは０．
１２％（より好ましくは０．１１％）に制御する。但
し、Ａｌ濃度が０．０８％未満になると耐パウダリング
性が低下する。より好ましくは０．０９％以上である。

【００７８】更に、めっき浴温度は４４５〜５００℃の
範囲に制御することが好ましい。一般的なめっき浴温度
は４３０〜５００℃であるが、本発明では、合金化を抑
制するＳｉを多量に添加している為、合金化を促進し、
且つ、耐パウダリング性を高める目的で、上記範囲に設
定した次第である。４４５℃未満では表面にη層（純亜
鉛）が残存してしまう。より好ましくは４５０℃以上で
ある。一方、５００℃を超えると耐パウダリング性が低
下する。より好ましくは４９０℃以下である。

【００７９】（ハ）合金化処理工程合金化処理は、４００〜４７０℃で５〜１００秒間行う
ことが推奨される。合金化温度が低くなると合金化速度
が遅く、生産性が低下する。一方、合金化温度が高くな
ると、生成したγ_Rが消失してしまう。また、合金化処
理時間が短いと合金化せず、表面にη層（純亜鉛）が残
存してしまう。逆に合金化時間が長くなると生産性が低
下する。

【００８０】以上、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の製造に
当たり、Ｆｅ系プレめっきを経由する好ましい態様につ
いて説明したが、このＦｅ系プレめっきは、合金化溶融
Ｚｎめっき鋼板を製造する場合のみならず、溶融Ｚｎめ
っき鋼板を製造する場合においても適用することができ
る。即ち、溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合におい
て、前述した（イ）Ｆｅ系プレめっき、及び（ロ）溶融
Ｚｎめっきを行えば、鋼板表面に、Ｓｉの表面濃化によ
る悪影響を受けないＦｅ系めっき層が形成される結果、
安定して高い伸び特性を得るのに有効なγ_Rが効率よく
得られるのみならず、Ｓｉの多量添加による弊害等を防
止できる点で、極めて有用である。

【００８１】（２）［熱延工程］→［冷延工程］→［第
一の連続焼鈍工程］→［第二の連続焼鈍工程またはめっ
き工程］上記（２）の方法は、熱延工程、冷延工程、第一の連続
焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程
を経て、所望の鋼板を製造する方法である。このうち上
記方法を特徴付ける第一の連続焼鈍工程の説明図を図８
に示す。

【００８２】まず、熱延工程、および冷延工程を実施す
るが、これらの工程は特に限定されず、通常、実施され
る条件を適宜選択して採用することができる。上記
（２）の方法では、これら熱延工程や冷延工程により、
所望の組織を確保するものではなく、その後に実施する
第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程または
めっき工程を制御して所望の組織を得るところに特徴が
あるからである。

【００８３】具体的には、上記熱延工程としては、Ａ_r3
点以上で熱延終了後、平均冷却速度約３０℃／ｓで冷却
し、約５００〜６００℃の温度で巻取る等の条件を採用
することができる。また、冷延工程では、約３０〜７０
％の冷延率の冷間圧延を施すことが推奨される。勿論、
これに限定する趣旨では決してない。

【００８４】次に、上記（２）の方法を特徴付ける第
一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程または
めっき工程について説明する。

【００８５】第一の連続焼鈍工程（最初の連続焼鈍工
程）上記工程は、Ａ₃点以上の温度に加熱保持する工程；及
び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度
まで冷却する工程を包含する。これらの条件は、所望の
母相組織（焼入マルテンサイト）を得る為に設定された
ものである。

【００８６】まず、Ａ₃点以上の温度（図８中、Ｔ１）
に均熱した（好ましくは１３００℃以下）後、平均冷却
速度（ＣＲ）を２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ
以上）に制御し、Ｍｓ点以下の温度（図８中、Ｔ２）ま
で冷却することにより、フェライト変態やパーライト変
態を避けながら、所望の焼入マルテンサイトを得る。

【００８７】尚、平均冷却速度（ＣＲ）が上記範囲を下
回ると、フェライト、パーライトが生成し、所望の組織
が得られない。尚、その上限は特に限定されず、大きけ
れば大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に
制御することが推奨される。

【００８８】第二の連続焼鈍工程（後の連続焼鈍工
程）またはめっき工程上記工程は、Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度で１０〜６００
秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、
３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及
び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する。

【００８９】上記工程は、前述した（１）の方法におけ
る連続焼鈍工程またはめっき工程と同じであり、前記
第一の連続焼鈍工程で生成した母相組織（焼入マルテ
ンサイト）を焼戻して所望の焼戻マルテンサイトを得る
と共に、第２相（γ_R）を生成させる為に設定されたも
のである。

【００９０】尚、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する
場合には、前述した（イ）〜（ハ）の一連の方法を採用
することが推奨される。これにより、合金化溶融Ｚｎめ
っき層の表面に存在する「粗大な結晶粒」の個数が抑制
される結果、γ_Rによる延性向上作用を維持しつつ、め
っき表面の摺動性にも優れた鋼板が得られるからであ
る。その詳細は前述した方法を参照すれば良い。

【００９１】以下実施例に基づいて本発明を詳述する。
ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、
前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは
全て本発明の技術範囲に包含される。

【００９２】

【実施例】実施例１：成分組成の検討（その１）本実施例では、Ｃ量が０．２５％以下の低Ｃ成分系鋼種
［強度（ＴＳ）×伸びフランジ性（λ）が高く、且つ、
溶接性も考慮した系］を中心に、成分組成を変化させた
場合における機械的特性の影響について調べた。具体的
には、表１に記載の成分組成からなる供試鋼（表中の単
位は質量％）を真空溶製し、実験用スラブとした後に、
前述した（１）の製造方法（熱延→連続焼鈍）に従っ
て、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。

【００９３】具体的には、各スラブを１１５０℃で３０
分間加熱した後、仕上温度（ＦＤＴ）を９００℃とし、
５０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した（熱延工
程）後、２相域にて１２０秒焼鈍し、次いで、平均冷却
速度３０℃／ｓで、４００℃まで冷却して３０秒保持し
た（オーステンパ処理）。

【００９４】この様にして得られた鋼板について、引張
強度（ＴＳ）、伸び［全伸びのこと（ＥＩ）］、降伏強
度（ＹＰ）、及び伸びフランジ性（穴広げ性：λ）を、
下記要領で夫々測定した。

【００９５】まず、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用
い、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＩ）、及び降伏強度
（ＹＰ）を測定した。尚、引張試験の歪速度は１ｍｍ／
ｓｅｃとした。

【００９６】また、伸びフランジ性試験は、直径１００
ｍｍ、板厚２．０ｍｍの円盤状試験片を用いた。具体的
には、φ１０ｍｍの穴をパンチ打抜き後、６０°円錐パ
ンチでばり上にて穴広げ加工することにより、亀裂貫通
時点での穴広げ率（λ）を測定した（鉄鋼連盟規格ＪＦ
ＳＴ１００１）。

【００９７】更に、上記鋼板中組織の面積率は、鋼板を
レペラー腐食し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ；倍率１５
００倍）観察により組織を同定した後、光学顕微鏡観察
（倍率１０００倍）により組織の占積率を測定した。
尚、γ_Rの占積率及びγ_R中のＣ濃度は、鋼板の１／４の
厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法によ
り測定した（ISIJ Int.Vol.33.(1933),No.7,P.776）。

【００９８】これらの結果を表２に示す。

【００９９】

【表１】

【０１００】

【表２】

【０１０１】これらの結果より、以下の様に考察するこ
とができる（以下のＮｏ．はすべて、表２中の実験Ｎ
ｏ．を意味する）。

【０１０２】まず、Ｎｏ．２〜５、７〜１５はいずれ
も、本発明で特定する成分を満足しているので、良好な
特性の鋼板が得られた。

【０１０３】参考までに、図９に、本発明鋼板（Ｎｏ．
３）のＴＥＭ写真（倍率：１５０００倍）を示す。この
写真より、本発明鋼板は、明確なラス状組織を呈する焼
戻マルテンサイトを有していることが分かる。

【０１０４】これに対し、本発明で特定する成分のいず
れかを満足しない下記例は夫々、以下の不具合を有して
いる。

【０１０５】まず、Ｎｏ．１は、Ｃ量が少ない例であ
り、所望の焼戻マルテンサイト及びγ _Rが得られない
為、ＴＳ及びＥｌが低い。

【０１０６】Ｎｏ．６は、（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計量、及
びＭｎの量が少ない例であり、所望のγ_Rが得られない
為、Ｅｌが２０％と低かった。

【０１０７】尚、参考までに、従来のＴＲＩＰ鋼板にお
ける各特性評価の結果を表３に示す。このうちＮｏ．１
６は、表１のＮｏ．２の供試鋼を用いたフェライト・マ
ルテンサイトのＤＰ鋼板、Ｎｏ．１７は、表１のＮｏ．
３の供試鋼を用いたポリゴナルフェライトを母相とする
ＴＲＩＰ鋼板、Ｎｏ．１８は、表１のＮｏ．２の供試鋼
を用いたフェライト・ベイナイトの２相組織鋼板であ
る。

【０１０８】

【表３】

【０１０９】表３より、Ｎｏ．１６は、伸び、及び伸び
フランジ性が劣化し、Ｎｏ．１７は伸びフランジ性が劣
化し、Ｎｏ．１８は伸びが劣化する、といった不具合を
夫々有している。

【０１１０】実施例２：成分組成の検討（その２）本実施例では、Ｃ量が０．２５〜０．６％以の高Ｃ成分
系鋼種［強度（ＴＳ）×伸びフランジ性（λ）が高く、
且つ、ＴＳ×伸び（Ｅｌ）も高い系］を中心に、成分組
成を変化させた場合における機械的特性の影響について
調べた。具体的には、表４に記載の成分組成からなる供
試鋼（表中の単位は質量％）を真空溶製し、実施例１と
同様にして熱延鋼板を製造し、実施例に記載の方法で、
各特性等を評価した。

【０１１１】これらの結果を表５に示す。

【０１１２】

【表４】

【０１１３】

【表５】

【０１１４】これらの結果より、以下の様に考察するこ
とができる（以下のＮｏ．はすべて、表５中の実験Ｎ
ｏ．を意味する）。

【０１１５】まず、Ｎｏ．３〜６、８〜１５、及び１７
はいずれも、本発明で特定する高Ｃ成分系鋼種の組成を
満足しているので、良好な特性の鋼板が得られた。

【０１１６】参考までに、図１０に、本発明鋼板（Ｎ
ｏ．３）のＴＥＭ写真（倍率：１５０００倍）を示す。
この写真より、本発明鋼板は、明確なラス状組織を呈す
る焼戻マルテンサイトを有していることが分かる。

【０１１７】これに対し、Ｎｏ．１及び２はＣ量が０．
１５％及び０．２０％と、他の例（すべてＣ量が０．４
％以上）に比べて少ないため、Ｅｌが低い。

【０１１８】Ｎｏ．７は、Ｍｎ量、及び（Ｓｉ＋Ａｌ）
の合計量が少ない例であり、所望のγ_Rが得られない
為、Ｅｌが２０％と低かった。

【０１１９】また、Ｎｏ．１６は、冷却速度が遅い為
に、第２相組織としてパーライト組織が多量に生成した
例であり、Ｅｌ及びλが低下した。

【０１２０】尚、参考までに、表１のＮｏ．３の供試鋼
を用いた、ポリゴナルフェライトを母相とする従来のＴ
ＲＩＰ鋼板における各特性評価の結果を表６に示す。

【０１２１】

【表６】

【０１２２】表６より、上記従来鋼板では、Ｅｌは高い
ものの、λが劣化した。

【０１２３】実施例３：製造条件の検討本実施例では、表１のＮｏ．３、及び表４のＮｏ．４の
実験用スラブを用い、表７及び表８に示す種々の製造条
件を行った。熱延板の板厚は２．０ｍｍとし、これをベ
ースとして実施例を行った。

【０１２４】次に、実施例１と同様の方法で、該鋼板の
組織を調べた。これらの結果を表７及び８に併記する。
尚、本実施例に用いた上記鋼種は、Ｃ量が相違するのみ
（表１のＮｏ．３はＣ：０．１５％；及び表４のＮｏ．
４はＣ：０．４８％）で他の成分含有量は概ね同じであ
る為、得られた組織はすべて同じであった。

【０１２５】

【表７】

【０１２６】

【表８】

【０１２７】まず、表７のＮｏ．１〜２４は、前述した
（１）の方法に従って製造したものである。詳細には、
Ｎｏ．１〜２３は熱延→連続焼鈍を、Ｎｏ．２４は熱延
→めっき（更に合金化処理）を施した例である。

【０１２８】表７中、Ｎｏ．１、３、６、９〜１１、１
３、１４、１６、１８、１９、及び２２〜２４は、本発
明で特定する条件で製造した例であり、所望の組織が得
られた。

【０１２９】尚、Ｆｅ系プレめっき処理によるめっき特
性の改善効果を確認すべく、表７のＮｏ．２４を用い、
プレめっき処理を施したこと以外は表７に示す条件で熱
処理し、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を得た。詳細には、
表７に示す条件で熱延した後、以下の条件でＦｅ系プレ
めっきを行い（Ｆｅ系プレめっき付着量４．０ｇ／
ｍ ²，溶融Ｚｎめっき付着量５２ｇ／ｍ²）、次いでめっ
きし［めっき浴：Ｚｎ−０．１０％Ａｌ（有効Ａｌ濃
度），浴温：４６０℃］、引続き、合金化処理した（合
金化温度４５０℃、合金化時間４５秒）。

【０１３０】［Ｆｅ系プレめっきの条件］めっき浴：ＦｅＳｏ₄・７Ｈ₂Ｏ（４００ｇ／Ｌ）液ｐＨ：２．０液温：６０℃ 電流密度：５０Ａ／ｄｍ² この様にＦｅ系プレめっき処理した合金化溶融Ｚｎめっ
き鋼板は、プレめっき処理をしない場合と同じ、良好な
組織が得られると共に、不めっきも見られず、めっき表
面の摺動性及び耐パウダリング性にも優れる等、めっき
特性も極めて良好であった（表には示さず）。

【０１３１】これに対し、本発明で特定するいずれかの
条件を満足せずに製造した下記例は、夫々、以下の不具
合を有している。

【０１３２】Ｎｏ．２は、熱延時の仕上温度（ＦＤＴ）
が低い例であり、所望の組織が得られず、フェライト組
織が生成した。

【０１３３】Ｎｏ．４は、熱延時の平均冷却速度（Ｃ
Ｒ）が低い例であり、フェライト及びパーライトが生成
した。

【０１３４】Ｎｏ．５は、熱延時の巻取温度（ＣＴ）が
高い例であり、ベイナイトが多量に生成した。

【０１３５】Ｎｏ．７は、従来のＴＲＩＰ鋼（ポリゴナ
ルフェライトを母相とするＴＲＩＰ鋼）を用いた例であ
り、所望の組織が得られなかった。

【０１３６】Ｎｏ．８は、連続焼鈍時の２相域温度（Ｔ
３）が高い例であり、所望の組織が得られず、母相がベ
イナイト組織となった。

【０１３７】Ｎｏ．１２は、上記Ｔ３が低い例であり、
γ_R組織が得られなかった。

【０１３８】Ｎｏ．１５は、連続焼鈍時の２相域温度で
の保持時間（ｔ３）が短い例であり、焼戻不足となって
所望の焼戻マルテンサイトが得られなかった。

【０１３９】Ｎｏ．１７は、連続焼鈍時における平均冷
却速度（ＣＲ）が小さい例であり、パーライトが生成し
た。

【０１４０】Ｎｏ．２０及び２１は、オーステンパ処理
温度（Ｔ４）が低い（即ち、オーステンパ処理を施さな
い）例であり、所望の組織が得られず、マルテンサイト
が生成した。

【０１４１】次に、表７のＮｏ．２５〜２７は、前述し
た（１）の方法において、冷延処理を施した例である。
詳細には、Ｎｏ．２５〜２６は熱延→冷延→連続焼鈍
を、Ｎｏ．２７は熱延→冷延→めっき（更に合金化処
理）を施した例である。

【０１４２】このうちＮｏ．２５及び２７は、本発明で
特定する条件で製造した例であり、所望の組織が得られ
た。

【０１４３】これに対し、Ｎｏ．２６は冷延率が高い例
であり、ポリゴナルフェライトが生成し、所望の焼戻マ
ルテンサイトが得られなかった。

【０１４４】最後に、表８のＮｏ．２８〜５２は、前述
した（２）の方法に従って製造したものである。詳細に
は、Ｎｏ．２８〜５１は熱延→冷延→第一の連続焼鈍→
第二の連続焼鈍を、Ｎｏ．５２は熱延→冷延→第一の連
続焼鈍→めっき（更に合金化処理）を施した例である。

【０１４５】表８中、Ｎｏ．２８、３１、３２、３４、
３６〜３８、４１〜４２、４４、４６〜４７、及び５０
〜５２は、本発明で特定する条件で製造した例であり、
所望の組織が得られた。

【０１４６】尚、Ｆｅ系プレめっき処理によるめっき特
性の改善効果を確認すべく、表８のＮｏ．５２を用い、
前述した表７のＮｏ．２４と同じ条件でＦｅ系プレめっ
き及び合金化処理を行った。その結果、Ｆｅ系プレめっ
き処理した合金化溶融Ｚｎめっき鋼板は、プレめっき処
理をしない場合と同じ、良好な組織が得られると共に、
不めっきも見られず、めっき表面の摺動性及び耐パウダ
リング性にも優れる等、めっき特性も極めて良好であっ
た（表には示さず）。

【０１４７】これに対し、本発明で特定する条件のいず
れかを満足せずに製造した下記例は、夫々、以下の不具
合を有している。

【０１４８】Ｎｏ．２９及び３０は、第一の連続焼鈍時
におけるγ域の温度（Ｔ１）が低い例であり、フェライ
トが生成した。

【０１４９】Ｎｏ．３３は、第一の連続焼鈍時における
平均冷却速度（ＣＲ）が小さい例であり、ポリゴナルフ
ェライト及びパーライトが生成した。

【０１５０】Ｎｏ．３５は、第二の連続焼鈍時における
２相温度域温度（Ｔ３）が高い例であり、母相がベイナ
イト組織となった。

【０１５１】Ｎｏ．３９は、上記Ｔ３が低い例であり、
所望のγ_Rが得られなかった。

【０１５２】Ｎｏ．４０は、第二の連続焼鈍時における
２相温度域での保持時間（ｔ３）が長い例であり、母相
がフェライト組織となった。

【０１５３】Ｎｏ．４３は、上記ｔ３が短い例であり、
焼戻不足となり、所望の焼戻マルテンサイトが得られな
かった。

【０１５４】Ｎｏ．４５は、第二の連続焼鈍時における
平均冷却速度（ＣＲ）が小さい例であり、パーライトが
生成した。

【０１５５】Ｎｏ．４８及び４９は、オーステンパ処理
温度（Ｔ４）が低い（即ち、オーステンパ処理を施さな
い）例であり、マルテンサイトが生成し、所望の組織が
得られなかった。

【０１５６】

【発明の効果】本発明は上記の様に構成されているの
で、約５００〜１４００ＭＰａ級の高強度及び超高強度
域において、優れた伸びフランジ性および全伸びの両特
性を兼ね備えた高強度鋼板、及び、この様な鋼板を効率
よく製造することができた。

【図面の簡単な説明】

【図１】同一成分系における焼戻マルテンサイトの硬度
と、ポリゴナルフェライトの硬度を対比したグラフであ
る。

【図２】焼戻マルテンサイト及びポリゴナルフェライト
の硬度に及ぼすＣ量の影響を示すグラフである。

【図３】本発明における残留オーステナイト（γ_R）の
特徴を模式化した図である。

【図４】本発明鋼板のＥＢＳＰ写真（×１０００）であ
る。

【図５】従来の残留オーステナイト鋼板のＥＢＳＰ写真
（×１０００）である。

【図６】（１）の方法における熱延工程を説明した図で
ある。

【図７】（１）の方法における連続焼鈍またはめっき工
程を説明した図である。

【図８】（２）の方法における第一の連続焼鈍工程を説
明した図である。

【図９】実施例１におけるＮｏ．３のＴＥＭ写真であ
る。

【図１０】実施例２におけるＮｏ．３のＴＥＭ写真であ
る。

【符号の簡単な説明】

１旧オーステナイト粒界２パケット粒界３ブロック境界４マルテンサイトラス

───────────────────────────────────────────────────── 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 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/40 2/40 (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)発明者杉本公一長野県上田市常田三丁目15番32号 (72)発明者長坂明彦長野県長野市大字上駒沢343番地５ (72)発明者神田明宣長野県長野市稲葉192−14 メイツ上千田 105号室Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA05 AA23 AB02 AB07 AB42 AC12 AC15 AC73 AE23 4K037 EA01 EA05 EA06 EA07 EA09 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA36 EB05 EB08 FC04 FC05 FD03 FD04 FE01 FE06 FF02 GA05

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：０．０６〜０．６％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有し、且つ、母相組織は、焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積
率で５０％以上含有し、第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占
積率で３〜２０％含有し、更にベイナイト／マルテンサ
イトを含有しても良いものであることを特徴とする加工
性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】前記残留オーステナイト中のＣ濃度（Ｃ
γ_R）は０．８％以上である請求項１に記載の高強度鋼
板。
【請求項３】前記残留オーステナイトはラス状を呈し
ているものである請求項１または２に記載の高強度鋼
板。
【請求項４】更に、質量％で、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少なくとも一
種を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載
の高強度鋼板。
【請求項５】更に、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下
（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含ま
ない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少な
くとも一種を含有するものである請求項１〜４のいずれ
かに記載の高強度鋼板。
【請求項６】更に、質量％で、Ｃａ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）、及び
／又はＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含まない）
を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の
高強度鋼板。
【請求項７】熱延工程、及び連続焼鈍工程またはめっ
き工程を施すことにより、請求項１〜６のいずれかに記
載の高強度鋼板を製造する方法であって、該熱延工程は、（Ａ_r3−５０）℃以上の温度で仕上圧延
を終了する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度
で、Ｍｓ点以下まで冷却して巻取る工程を包含し、該連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ₁点以上Ａ₃点以
下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ
以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温
度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する
工程を包含することを特徴とする高強度鋼板の製造方
法。
【請求項８】熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工
程、及び第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を施すこ
とにより、請求項１〜６のいずれかに記載の高強度鋼板
を製造する方法であって、該第一の連続焼鈍工程は、Ａ₃点以上の温度で加熱保持
する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ
点以下の温度まで冷却する工程を包含し、該第二の連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ₁点以上
Ａ₃点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；
３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃
以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上
保持する工程を包含することを特徴とする高強度鋼板の
製造方法。
【請求項９】前記めっき工程の前に、下記関係式
（１）を満足する条件でＦｅ系プレめっき処理する工程
を包含するものである請求項７または８に記載の製造方
法。０．０６Ｗ≦Ｘ … （１）［式中、Ｗは溶融Ｚｎめっきの付着量（ｇ／ｍ²）、
ＸはＦｅ系プレめっきの付着量（ｇ／ｍ²）を夫々意味
する］