JP2003105486A - 成形性に優れた高強度鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 成形性に優れた高強度鋼板および溶融亜
鉛めっき鋼板およびその製造方法を工業的規模で実現す
る。 【解決手段】 質量％で、C:0.12〜0.35%、Si:0.2〜0.8
%、Mn:1.2〜3.5%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、Al:0.25
〜1.8%、Mo:0.05〜0.35%、N：0.010％以下を含有し、さ
らに、Cu:1.0%以下、Ni:1.0%以下、Cr:1.0%以下のうち
１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避不純
物からなり、金属組織がフェライトと５％以上の残留オ
ーステナイトおよびベイナイトを含有することを特徴と
する成形性に優れた高強度鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板お
よびその製造方法。好ましくは、Al、 C、Mn、Moの質量
％が特定の関係式を満足する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、成形性に優れた高
強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。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車の燃費向上のため、車体の
軽量化がより一層要求されている。車体の軽量化のため
には、強度の高い鋼材を使用すれば良いが、強度が高く
なるほど、プレス成形性が困難となる。これは、一般に
鋼材の強度が高くなるほど、鋼材の伸びが低下するから
である。これに対し、オーステナイトを室温まで保持し
たTRIP鋼（残留オーステナイト鋼）は強度と伸びの双方
が高く、最近、自動車の骨格部材に使用されるようにな
った。

【０００３】ところが、従来のTRIP鋼は、１％を超える
Siを含有する成分系であるために、めっきが均一に付着
しにくく溶融亜鉛めっき性が悪く、また、通常鋼材より
も化成処理性が悪いという問題点があった。また、残留
オーステナイト鋼は連続焼鈍時に350〜550℃の温度範囲
で、30秒から30分保持することでオーステナイト相が安
定するとされているが、一般的な溶融亜鉛めっき設備に
は、上記等温保持が可能な設備を有していないものが多
いことから、溶融亜鉛めっきが可能な残留オーステナイ
ト鋼は、成分的にも製法的にも製造が困難とされてき
た。

【０００４】従って、現在までTRIP鋼は、熱延鋼板や冷
延鋼板やもしくは電気めっき鋼板だけで工業化されてい
るが、溶融めっき鋼板のTRIP鋼は工業化されていなかっ
た。これらの問題点を解決する手段としてＳｉを低減
し、代替元素として Ａｌを添加する報告例として特許
第2962038号公報があるが、Ａｌが相当量必要であり、
しかも、めっき性が必ずしも改善されるものではなく、
また、その操業範囲も狭いものとなり、工業化に至って
いないのが実情である。

【０００５】また、一般的に溶融亜鉛めっき設備は冷却
速度が３℃／ｓｅｃ前後と遅く、Ａｌ添加によっても、
パーライトが形成され、残留オーステナイト量が少なく
伸びが低下している。また合金化めっきの場合、合金化
温度は通常５００℃前後となるので、ベイナイトが粗大
化したり、残留オーステナイトがベイナイト変態するた
めに低減し、特性が劣化していた。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、前述のよう
な従来技術の問題点を解決し、成形性に優れた高強度鋼
板および溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を工業
的規模で実現することを課題とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】まず、本発明の技術思想
を説明する。本発明者らは、成形性に優れた高強度鋼板
とその溶融亜鉛めっき化を検討した結果、鋼成分の最適
化、すなわち、Siを低減してAlを代替元素とすることに
より溶融亜鉛めっきが可能であり、また、Mo、Al、C、M
nの質量％の関係式を特定することにより、強度と伸び
の双方が優れた残留オーステナイト鋼を工業的に製造で
きることを見出した。すなわち、等温保持処理を行わな
くとも、従来の残留オーステナイト鋼並に延性が向上
し、また合金化めっきをおこなっても特性が劣化する事
が少ない高強度鋼板を実現した。

【０００８】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7％以上含む複合金属組織を得ることがで
きることを見出し、Mo、C、Mnと連続焼鈍工程における
冷却速度との関係式を特定することにより、かかる高強
度鋼板を工業的に安定製造できる方法を実現した。本発
明は、以上のような技術思想に基づくものであり、特許
請求の範囲に記載した以下の内容をその要旨とする。

【０００９】（１）質量％で、C:0.12〜0.35%、Si:0.2
〜0.8%、Mn:1.2〜3.5%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、A
l:0.25〜1.8%、Mo:0.05〜0.35%、N：0.010％以下を含有
し、さらに、Cu:1.0%以下、Ni:1.0%以下、Cr:1.0%以下
のうち１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可
避不純物からなり、金属組織がフェライトと７％以上の
残留オーステナイトおよびベイナイトを含有することを
特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。 （２）Al とMoの質量％が、下記（Ａ）式を満足するこ
とを特徴とする（１）に記載の成形性に優れた高強度鋼
板。 0.15-Al/12-Si/12＜Mo＜0.40−Al/8-Si/8 ・・・（Ａ）

【００１０】（３）C、Mn、Moの質量％が、下記（Ｂ）
式を満足することを特徴とする（１）または（２）に記
載の成形性に優れた高強度鋼板。 0.70＜（C+Mn/6+1.5*Mo）＜1.1 ・・・（Ｂ） （４）（１）乃至（３）に記載の高強度鋼板の表面に、
亜鉛めっき層を有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。 （５）（１）乃至（３）に記載の高強度鋼板の製造方法
において、熱延後の鋼板を450〜600℃の温度で巻取り、
冷延後に750〜850℃の温度で焼鈍し、焼鈍工程にて７
（℃/sec）以上の速度で冷却し、かつ、C、Mn、 Moの質
量％および焼鈍工程での冷却速度CR（℃/sec）が、下記
（Ｃ）式を満足することを特徴とする成形性に優れた高
強度鋼板の製造方法。 1.6＜（C+logCR+Mn/8+2*Mo）＜2.7 ・・・（Ｃ） （６）（４）に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法において、熱延後の鋼板を450〜600℃の温度で巻取
り、冷延後に750〜850℃の温度で焼鈍し、溶融亜鉛めっ
き工程にて７（℃/sec）以上の速度で冷却し、かつ、
C、Mn、 Moの質量％および焼鈍工程での冷却速度CR（℃
/sec）が、下記（Ｃ）式を満足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。 1.6＜（C+logCR+Mn/8+2*Mo）＜2.7 ・・・（Ｃ） ここに、７％以上の残留オーステナイトとは、金属組織
写真における面積率で７％以上が残留オーステナイト相
であることをいい、Ｘ線などを用いて測定する。また、
亜鉛めっき層とは、亜鉛を主たる成分とするめっき層を
いい、溶融亜鉛めっきだけでなく、合金化した溶融亜鉛
めっきを含む。

【００１１】

【発明の実施の形態】以下に本発明の実施の形態を詳細
に説明する。まず、本発明の高強度鋼板の成分および金
属組織の限定理由を説明する。Cは、強度確保の観点か
ら、またオーステナイトを安定化する基本元素として、
必須の成分である。Cが０．１２％未満では強度が満足
せず、また残留オーステナイトが形成されない。また、
０．３５％を超えると、強度が上がりすぎ、延性が不足
し工業材料として使用できない。従って、本発明におけ
るＣの範囲は、0.12〜0.35％とし、好ましくは、０．１
５〜０．２５％である。

【００１２】Mnは強度確保の観点で添加が必要であるこ
とに加え、炭化物の生成を遅らせる元素であり残留オー
ステナイトの生成に有効な元素である。Mnが1.2％未満
では、強度が満足せず、また残留オーステナイトの形成
が不十分となり延性が劣化する。また、Mn添加量が3.5
％を超えると、焼入れ性が高まるため、残留オーステナ
イトに変わってマルテンサイトが生成し、強度上昇を招
きこれにより、製品のバラツキが大きくなるほか、延性
が不足し工業材料として使用できない。従って、本発明
におけるＭｎの範囲は、1.2〜3.5％とした。

【００１３】Siは強度確保の観点で添加することから、
０．２％以上とした。これ未満だと必要な強度が確保で
きない。これに加え、前述のように、オーステナイト生
成に有効な元素であるため、延性確保のために添加され
る元素であるが，０．８％を超えると溶融亜鉛めっき性
が著しく劣化するため、上限を０．８％とした。さらに
めっき性を重視する場合は，０．５％以下とするのが好
ましい。Ｐは鋼板の強度を上げる元素として必要な強度
レベルに応じて添加する。しかし、添加量が多いと粒界
へ偏析するために局部延性を劣化させる。また、溶接性
を劣化させる。従って、P上限値は0.03%とする。

【００１４】Ｓは、MnSを生成することで局部延性、溶
接性を劣化させる元素であり、鋼中に存在しない方が好
ましい元素である。従って、上限を0.03%とする。Ｍｏ
の最低添加量を0.05％とした。これ以下では、パーライ
トを形成し、残留オーステナイト率が低減する。過多の
Ｍｏ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、上限を0.35%とした。さらに望ましくは、
0.15%以下とするとより高い強度−延性バランスを得る
ことができる。

【００１５】Alは、前述のごとくオーステナイトを残留
させるために必要な元素であり、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、オーステナ
イトを安定化させる作用があると同時に、脱酸元素とし
ても作用する。オーステナイトの安定化には0.25％以上
のAl添加が必要である、一方、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ばかりでな
く、溶融亜鉛めっき性を劣化させるため、その上限を1.
8%とした。

【００１６】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%以下の含有が好ましい。 また、不必要
にNを低減することは製鋼工程でのコストが増大するの
で通常０．００２０％程度以上に制御することが好まし
い。Cr、Ni、Cu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、Cr1.0%以下、Ni:1.0%以下、Cu:1.0%以
下とした。

【００１７】本発明の金属組織がフェライトと７％以上
の残留オーステナイトおよびベイナイトを主相として含
有することを特徴とする理由は、このような組織をとる
場合は、強度延性バランスに優れた鋼板となるからであ
る。特に、残留オーステナイト率が７％以上となるとき
に、ＴＳ×ＥＬの強度延性バランスが劇的に上昇する。
さらに、最大で３％程度のマルテンサイトが生成するこ
ともあるが、この程度の生成量では本発明の強度延性バ
ランスを劣化させることはなく、問題とならない。

【００１８】さらにMoは、本発明の対象である残留オー
ステナイト鋼において極めて重要な役割を担う成分であ
る。本発明者らは、鋭意検討した結果、添加されたＡｌ
に対し 式（Ａ）に表されたMoの適正範囲があることを
見出した。 0.15−Al/12−Si/12＜Ｍｏ＜0.40−Al/8−Si/8 ・・・（Ａ） すなわち、Ｍｏが、0.15−Al/12−Si/12以下では残留オ
ーステナイトが形成されず、また、Ｍｏが0.40−Al/8−
Si/8以上では、強度が上昇し、延性が劣化する。

【００１９】Ｍｏが、0.15−Al/12−Si/12以上で十分な
残留オーステナイトが形成される理由については明らか
ではないが、Ａｌは、フェライト形成元素であり、ベイ
ナイト変態開始時点でのフェライト分率が多くなり過ぎ
るのに対し、Ｍｏは同じフェライトフォーマーではある
が、変態そのものの速度を抑制してフェライト分率を低
減させる。Ｍｏを0.15−Al/12−Si/12以上とすることに
より、ベイナイト分率が上昇し、残留オーステナイトが
多くできるものと推測される。このように、ＭｏとＡｌ
およびＳｉの相互作用で、残留オーステナイトの形成量
が決定されるものと考えられる。なお、この式（Ａ）
は，特に本発明の特徴である，Ｓｉ添加量が低いときに
得られる関係である。

【００２０】一方、Ｍｏが0.40−Al/8−Si/8以上では延
性が低下する理由は、ベイナイト反応速度が低減し、残
留オーステナイトが少なくなるものと考えられる。さら
に本発明者らは研究を重ね、式（Ｂ）を見出した。 0.70＜（Ｃ＋Ｍｎ／6＋1.5＊Ｍｏ）＜1.1 ・・・（Ｂ） 溶融メッキラインは焼鈍後の冷却速度が３℃／ｓｅｃ程
度と遅くパーライトが形成されやすい。 また、焼鈍
後、亜鉛の溶融ポットに浸漬後、合金化処理が施される
ケースがある。いずれの場合もオーステナイトを残留さ
せるには不利な操業条件である。そこで、本発明者ら
は、ＭｏとＣ、Ｍｎについて鋭意検討を重ねた結果、式
（Ｂ）に至ったものである。

【００２１】すなわち、Ｃ＋Ｍｎ／６＋１．５＊Ｍｏ
が、０．７０以下では、残留オーステナイト量が５％以
下になり、ＴＳｘＥｌが１９０００ＭＰａ％程度に劣化
してしまう。また、１．１％以上では、強度が上昇し、
伸びが低下し、ＴＳｘＥｌが１９０００ＭＰａ％程度に
劣化してしまう。上記理由は明らかでないが、Ｍｏと
Ｃ、Ｍｎの相互作用で、残留オーステナイトの形成量が
決定されるものと考えられる。また、溶融ポット前後で
形成された残留オーステナイトが合金化工程で分解され
るのを防止する機能をもっているものと推測できる。

【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Mn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の影響でＣがオーステナ
イト中に濃化し、その後の熱処理によるマルテンサイト
を含む残留オーステナイトの生成を容易にする。通常の
冷延鋼板におけるＴＲＩＰ鋼の製造条件は、熱延工程で
の圧延、コイル捲取の後、冷間圧延を行い、連続焼鈍設
備にて前述の熱処理を施す。溶融亜鉛めっき鋼板の場合
は、冷間圧延後に溶融亜鉛メッキ工程で焼鈍とメッキを
行う。メッキ後に加熱合金化処理を行ってもかまわな
い。また、加熱方式は誘導加熱、ガス加熱等いずれの方
式でもかまわない。

【００２３】本発明者らはこの中で特に溶融亜鉛メッキ
工程での焼鈍時冷却速度について鋭意検討を重ねて式
（Ｃ）を見出した。 1.6＜（C+logCR+Mn/8+2＊Mo）＜2.７ ・・・（Ｃ） ＣＲは焼鈍工程での冷却速度であり、単位は ℃／ｓｅ
ｃ ｌｏｇＣＲが式（C）を満足する場合、ＴＳｘＥｌが最
高値を示す。1.6以下では、パーライトが形成された
り、残留オーステナイトが形成されなくなる。一方、2.
7以上の場合、マルテンサイトが多量に形成され、残留
オーステナイトが減少したり形成されなかったりする。
そのため、強度が非常に高くなり延性が低下することが
あり、この値を上限とした。

【００２４】熱延後の捲取り温度は焼鈍工程において速
やかに２相平衡状態に達するために重要な条件である。
すなわち、熱延後の組織を間隔の小さいパーライトまた
は、これとベイナイトの混合した組織とすることによ
り、焼鈍工程でセメンタイトが溶解しやすくする必要が
ある。このためには、６００℃以下が望ましい。また、
スケールの発生を抑制し、デスケ性を良くするためにも
低温捲取が望ましい。一方で、捲取温度が低すぎると硬
質相が増すことにより、冷延が困難となるため、捲取温
度の下限は４５０℃以上とする。

【００２５】このようにして得られた熱延鋼板は酸洗，
冷延されて焼鈍に供される．焼鈍工程における焼鈍温度
は、高温になると平衡オーステナイト比率が高くなる、
またはオーステナイト単相になるため、オーステナイト
中のCが希薄となるため、その後の冷却で安定したオー
ステナイト残存させることができなくなる。従って、焼
鈍温度の上限は850℃以下とした。一方、低温で焼鈍を
行うと、炭化物の溶解が充分でなくなるため、Sol.C不
足から、オーステナイトヘのCの濃化が十分でなくな
り、残留オーステナイト比率が著しく低下する。従っ
て、下限値を750℃とした。上記の条件を満たすこと
で、成形性に優れた高強度鋼板及びその溶融亜鉛めっき
鋼板を実現できる。

【００２６】

【実施例】（１）および（４）の発明に関する実施例：
表１に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて製造
し、冷却凝固後１２００℃まで再加熱し、８８０℃にて
仕上圧延を行い、冷却後６００℃で１時間保持すること
で、熱延の巻取熱処理を再現した。得られた熱延板を研
削によりスケールを除去し、７０％の冷間圧延した。そ
の後連続焼鈍シミュレータを用い、７７０℃×７４秒の
焼鈍を行い、１０℃/secの冷却速度で４５０℃まで冷却
した後、合金化処理を再現するため、５００℃まで再加
熱し、更に室温まで冷却した。その後１％のスキンパス
圧延を行った。

【００２７】

【表１】

【００２８】

【表２】

【００２９】引張特性は、ＪＩＳ５号引張試験片のＬ方
向引張にて評価し、ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）の積が
１９０００ＭＰａ％以上を良好とした。金属組織は、光
学顕微鏡での観察および、Ｘ線回折による残留オーステ
ナイト率の測定を行った。フェライトはナイタールエッ
チング、マルテンサイトはレペラーエッチングにて観察
した。残留オーステナイト率測定方法は、供試材板の表
層より1/4厚まで化学研磨した面で行い、単色化したＭ
ｏＫα線による、フェライトの（２００）および（２１
１）面積分強度とオーステナイトの（２００）、（２２
０）および（３１１）面積分強度から残留オーステナイ
トを定量した。残留オーステナイト率が７％以上を良好
とした。表２，４，６，７の実験結果では、この残留オ
ーステナイト率を残留γ率と表記した。

【００３０】めっき性能は溶融亜鉛めっきシミュレータ
ーにより、上記同様の焼鈍条件を施した後、溶融亜鉛メ
ッキを行い、目視にてめっきの付着状況を確認し、めっ
き面の内９０％以上の面積で均一に付着している場合を
良好（＝○）とした。合金化についてはパウダリング試
験により、評点３以下を良好（＝○）とした。 実験結
果を表２に示す。

【００３１】実験番号３５・成分記号ＡＩでは、Ｃが低
すぎるため、残留オーステナイトの形成が不十分で、Ｔ
Ｓ×ＥＬも不十分である。実験番号３６・成分記号ＡＪ
では、Ｃが高すぎるため、強度が上昇しすぎ、延びが低
下することで、ＴＳ×ＥＬが低下。実験番号３７・成分
記号ＡＫでは、Ｓｉが高すぎるため、溶融亜鉛めっきが
均一に付着せず、外観不良となる。合金化も不良であっ
た。実験番号３８・成分記号ＡＬでは、Ｍｎが低すぎる
ため、強度が満足せず、また残留オーステナイト率も低
い。実験番号３９・成分記号ＡＭでは、Ｍｎが高すぎる
ことで、強度が上昇し、延びが低下し、ＴＳ×ＥＬが低
下した。実験番号４０・成分記号ＡＮでは、Ａｌが低す
ぎるため、十分な残留オーステナイトを形成せず、伸び
が不足。実験番号４１・成分記号ＡＯでは、Ａｌが高す
ぎるため、溶融亜鉛めっきが均一に付着せず、外観不良
を起こし、また合金化も不良であった。実験番号４２・
成分記号ＡＰは、Ｍｏが低すぎるためパーライトが生成
し、残留オーステナイト率が低下した。実験番号４３・
成分記号ＡＱでは、Ｍｏが高すぎるため、強度が上昇し
すぎ、延びが低下し、ＴＳ×ＥＬが不足した。

【００３２】これに対し、本発明の実施例である実験番
号１〜３４・成分記号Ａ〜ＡＨでは、本発明の範囲を満
たしているため、良好な結果となった。 （２）および（４）の発明に関する実施例：表３に示し
た成分の鋼を真空溶解し、（１）の発明の実施例と同様
の方法で試験片を作成し、同様の実験により各特性を調
査した。

【００３３】

【表３】

【００３４】

【表４】

【００３５】その実験結果を表４に示す。実験番号５９
・成分記号ＢＨでは、Ｍｏの含有量が0.15-Al/12-Si/12
よりも低いため十分な残留オーステナイト相が形成され
ず、材質が不十分であった。実験番号６０・成分記号Ｂ
Ｉでは、Ｍｏの含有量が0.4-Al/8-Si/8よりも高いた
め、強度が上昇しすぎ、延性が低下し材質が不十分であ
った。これに対し、実験番号４３〜５８・成分記号ＡＲ
〜ＢＧでは、本発明の範囲を満たしているため、良好な
結果となった。

【００３６】（３）および（４）の発明に関する実施
例：表５に示した成分の鋼を真空溶解し、（１）の発明
の実施例と同様の方法で試験片を作成し、同様の実験に
より各特性を調査した。

【００３７】

【表５】

【００３８】

【表６】

【００３９】その実験結果を表６に示す。実験番号７８
・成分記号ＣＡでは、C+Mn/6+1.5×Mo＝0.537と、0.７
以下のため、残留オーステナイトが５％以下となり材質
不十分である。実験番号７９・成分記号ＣＢでは、C+Mn
/6+1.5×Mo＝1.352と、1.1以上のため、強度が上昇し延
性が低下するためＴＳ×ＥＬが低下した。これに対し、
実験番号６１〜７７・成分記号ＢＪ〜ＢＺでは、本発明
の範囲を満たしており、良好な結果となった。

【００４０】（５）および（６）の発明に関する実施
例：表１の成分の鋼のうち、代表的な成分の、成分記号
Ｂ、Ｆ、Ｈ、Ｊ、Ｍ、Ｑ、Ｘ、ＡＢおよびＡＧについ
て、（１）の発明の実施例と同様の方法で冷間圧延まで
行い、連続焼鈍及び溶融亜鉛めっきシミュレーターにて
焼鈍後、表７に示した冷却速度にて冷却し、その後さら
に（１）の発明と同様の方法で試験片を作成し、同様の
実験により各特性を調査した。 その結果は同じく表７
に示している。

【００４１】

【表７】

【００４２】実験番号９６〜１００・成分記号Ｆ、Ｊ、
Ｍ、ＱおよびＸについては、冷却速度（＝ＣＲ）が３℃
／ｓｅｃと低いために、式（Ｃ）を満足せず、その結果
十分な残留オーステナイトが形成されず、材質不良であ
った。実験番号１０１〜１０５・成分記号Ｆ、Ｊ、Ｍ、
ＱおよびＸについては、冷却速度が１００℃／ｓｅｃと
速すぎるために、式（ｃ）を満足せず、その結果組織中
に３％〜５％の大量のマルテンサイトが生成し、強度が
高くなりすぎ、延性が悪化することで材質不良となっ
た。また残留オーステナイト率も低下した。

【００４３】これに対し、実験番号８０〜８７・成分記
号Ｆ、Ｈ、Ｊ、Ｍ、Ｑ、Ｘ、ＡＢおよびＡＧについて
は、冷却速度を７℃／ｓｅｃとして、（５）の発明式
（Ｃ）を満足するため、良好な結果となった。また、実
験番号８８〜９５・成分記号Ｆ、Ｈ、Ｊ、Ｍ、Ｑ、Ｘ、
ＡＢおよびＡＧについても、冷却速度を３０℃／ｓｅｃ
として、（５）の式（Ｃ）を満足し、良好な結果となっ
た。

【００４４】

【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、成形性に優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼
板を提供できるため、工業的に価値の高い発明である。 Mo+Ni

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 岡本 力 愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K027 AA05 AA23 AB42 AE18 4K037 EA01 EA06 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA20 EA23 EA25 EA27 EB05 EB07 EB08 EB09 EB12 FE01 FE02 FJ05 FK02 FK03

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 C:0.12〜0.35%、 Si:0.2〜0.8%、 Mn:1.2〜3.5%、 P:0.03%以下、 S:0.03%以下、 Al:0.25〜1.8%、 Mo:0.05〜0.35%、 N：0.010％以下を含有し、 さらに、 Cu:1.0%以下、 Ni:1.0%以下、 Cr:1.0%以下のうち１種または２種以上を含有し、残部F
   eおよび不可避不純物からなり、 金属組織がフェライトと7％以上の残留オーステナイト
   およびベイナイトを含有することを特徴とする成形性に
   優れた高強度鋼板。
2. 【請求項２】 Al とMoの質量％が、下記（Ａ）式を満
   足することを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れ
   た高強度鋼板。 0.15−Al/12−Si/12＜Mo＜0.40−Al/8−Si/8 ・・・（Ａ）
3. 【請求項３】 C、Mn、Moの質量％が、下記（Ｂ）式を
   満足することを特徴とする請求項１または請求項２に記
   載の成形性に優れた高強度鋼板。 0.70＜（C+Mn/6+1.5＊Mo）＜1.1 ・・・（Ｂ）
4. 【請求項４】 請求項１乃至請求項４に記載の高強度鋼
   板の表面に、亜鉛めっき層を有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。
5. 【請求項５】 請求項１乃至請求項３に記載の高強度鋼
   板の製造方法において、熱延後の鋼板を450〜600℃の温
   度で巻取り、冷延後に750〜850℃の温度で焼鈍し、焼鈍
   工程にて７（℃/sec）以上の速度で冷却し、かつ、C、M
   n、 Moの質量％および焼鈍工程での冷却速度CR（℃/se
   c）が、下記（Ｃ）式を満足することを特徴とする成形
   性に優れた高強度鋼板の製造方法。 1.6＜（C+logCR+Mn/8+2＊Mo）＜2.7 ・・・（Ｃ）
6. 【請求項６】 請求項４に記載の高強度溶融亜鉛めっき
   鋼板の製造方法において、熱延後の鋼板を450〜600℃の
   温度で巻取り、冷延後に750〜850℃の温度で焼鈍し、溶
   融亜鉛めっき工程にて７（℃/sec）以上の速度で冷却
   し、かつ、C、Mn、 Moの質量％および焼鈍工程での冷却
   速度CR（℃/sec）が、下記（Ｃ）式を満足することを特
   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。 1.6＜（C+logCR+Mn/8+2＊Mo）＜2.7 ・・・（Ｃ）