JP2003129172A - 加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法 - Google Patents
加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 常温時効性、形状凍結性、耐デント性、加工
性を備え、例えば自動車の外装材として利用可能な冷延
鋼板、亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.04％以下、Si：0.6 ％未満、Mn：
0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：
0.50％以下、Ｎ：0.01％以下、Mo：0.01〜1.0％を含む
鋼組成を有し、金属組織が、残留オーステーナイトを体
積率で0.5 ％以上10％未満を含み、残部がフェライト
と、ベイナイトまたはマルテンサイトの１種以上の硬質
相とから成る複合組織とする。
性を備え、例えば自動車の外装材として利用可能な冷延
鋼板、亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.04％以下、Si：0.6 ％未満、Mn：
0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：
0.50％以下、Ｎ：0.01％以下、Mo：0.01〜1.0％を含む
鋼組成を有し、金属組織が、残留オーステーナイトを体
積率で0.5 ％以上10％未満を含み、残部がフェライト
と、ベイナイトまたはマルテンサイトの１種以上の硬質
相とから成る複合組織とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車のパネルな
ど良好な外観が要求され、加工性と形状凍結性が要求さ
れる部品用に適した高強度冷延鋼板又は高強度亜鉛系め
っき鋼板およびそれらの製造方法に関する。
ど良好な外観が要求され、加工性と形状凍結性が要求さ
れる部品用に適した高強度冷延鋼板又は高強度亜鉛系め
っき鋼板およびそれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車パネル、つまり自動車外装材には
優れた外観と耐デント性に代表される強度が要求され
る。外観の悪化は主にプレス後の弾性回復による面歪み
であり、弾性限である降伏強度が低い材料が適してい
る。しかしながら、成形後のパネルで降伏強度が低い
と、指で押さえた時にへこみが残存する、いわゆる耐デ
ント性が悪化する。
優れた外観と耐デント性に代表される強度が要求され
る。外観の悪化は主にプレス後の弾性回復による面歪み
であり、弾性限である降伏強度が低い材料が適してい
る。しかしながら、成形後のパネルで降伏強度が低い
と、指で押さえた時にへこみが残存する、いわゆる耐デ
ント性が悪化する。
【０００３】特開平２−111841号公報には、成形時には
軟質で、成形後の焼付塗装時に鋼板の降伏応力が上昇す
る鋼板が開示されている。しかしながらこの鋼板では常
温時効性の劣化のために、その上昇量には限界があり、
不十分であった。
軟質で、成形後の焼付塗装時に鋼板の降伏応力が上昇す
る鋼板が開示されている。しかしながらこの鋼板では常
温時効性の劣化のために、その上昇量には限界があり、
不十分であった。
【０００４】常温時効性が良好で高い焼付け硬化性を有
する鋼板として複合組織鋼板が知られており、例えば特
開平４−173945号公報にはその製造方法の記載がある。
しかしながら、複合組織を製造するにはＣやMnを多量に
添加する必要があるため降伏強度が高くなりすぎてい
る。
する鋼板として複合組織鋼板が知られており、例えば特
開平４−173945号公報にはその製造方法の記載がある。
しかしながら、複合組織を製造するにはＣやMnを多量に
添加する必要があるため降伏強度が高くなりすぎてい
る。
【０００５】自動車パネルヘ適用可能な低降伏強度の複
合組織鋼板の製造方法として、特開平2000−109965号公
報がある。しかしながら複合組織鋼板はｒ値が低いとい
う問題があり、そのため成形性の改善が必要であった。
合組織鋼板の製造方法として、特開平2000−109965号公
報がある。しかしながら複合組織鋼板はｒ値が低いとい
う問題があり、そのため成形性の改善が必要であった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、常温時効
性、形状凍結性、耐デント性、加工性を備え、例えば自
動車の外装材として利用可能な冷延鋼板、亜鉛めっき鋼
板およびそれらの製造方法を提供することを目的とす
る。
性、形状凍結性、耐デント性、加工性を備え、例えば自
動車の外装材として利用可能な冷延鋼板、亜鉛めっき鋼
板およびそれらの製造方法を提供することを目的とす
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】複合組織鋼板の成形性改
善の方法としてこれまでも例えば特開平11−131145号公
報にオーステナイトを残留させる方法が示されている
が、残留オーステナイトを得るために、多量のSi又はAl
を添加する必要がある。またベイナイト量を非常に多く
する方法では、降伏強度が高すぎるとともに、ストレッ
チヤストレインが発生しやすく、自動車パネルヘの適用
には不適である。またSiが高すぎると溶融亜鉛めっきに
おいては製造時の濡れ性や合金化処理性に問題が生じ
る。
善の方法としてこれまでも例えば特開平11−131145号公
報にオーステナイトを残留させる方法が示されている
が、残留オーステナイトを得るために、多量のSi又はAl
を添加する必要がある。またベイナイト量を非常に多く
する方法では、降伏強度が高すぎるとともに、ストレッ
チヤストレインが発生しやすく、自動車パネルヘの適用
には不適である。またSiが高すぎると溶融亜鉛めっきに
おいては製造時の濡れ性や合金化処理性に問題が生じ
る。
【０００８】本発明者らは、常温時効性が良好で、焼付
塗装時の降伏強度の上昇量が高い複合組織鋼板で自動車
パネルに適用可能な、低降伏強度でかつ加工性の良好な
亜鉛めっき鋼板を開発すべく鋭意実験を行い、以下の知
見を得て、本発明を完成させた。
塗装時の降伏強度の上昇量が高い複合組織鋼板で自動車
パネルに適用可能な、低降伏強度でかつ加工性の良好な
亜鉛めっき鋼板を開発すべく鋭意実験を行い、以下の知
見を得て、本発明を完成させた。
【０００９】すなわち、Ｃを低減した鋼に、Moを適量添
加することで、圧延直角方向の引っ張りにおいて、自動
車パネルに適用可能な300MPa以下の低降伏点を有する鋼
板を実現した。さらにこの鋼を焼鈍後に特定の温度範囲
に保持することで、オーステナイトを適量残存させ、実
質的にフェライトとベイナイト/ マルテンサイトの硬質
相および残留オーステナイトから成る組織とし、これに
より、常温時効性を劣化させずに十分な加工性を確保す
ることができた。
加することで、圧延直角方向の引っ張りにおいて、自動
車パネルに適用可能な300MPa以下の低降伏点を有する鋼
板を実現した。さらにこの鋼を焼鈍後に特定の温度範囲
に保持することで、オーステナイトを適量残存させ、実
質的にフェライトとベイナイト/ マルテンサイトの硬質
相および残留オーステナイトから成る組織とし、これに
より、常温時効性を劣化させずに十分な加工性を確保す
ることができた。
【００１０】ここに、本発明は、(1)質量％で、Ｃ：0.0
4％以下、Si：0.6 ％未満、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.1
5％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.50％以下、Ｎ：0.01
％以下、Mo：0.01〜1.0 ％を含む鋼組成を有し、金属組
織が、残留オーステーナイトを体積率で0.5 ％以上10％
未満を含み、残部がフェライトと、ベイナイトおよび／
またはマルテンサイトとの硬質相から成る複合組織であ
ることを特徴とする高強度冷廷鋼板、
4％以下、Si：0.6 ％未満、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.1
5％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.50％以下、Ｎ：0.01
％以下、Mo：0.01〜1.0 ％を含む鋼組成を有し、金属組
織が、残留オーステーナイトを体積率で0.5 ％以上10％
未満を含み、残部がフェライトと、ベイナイトおよび／
またはマルテンサイトとの硬質相から成る複合組織であ
ることを特徴とする高強度冷廷鋼板、
【００１１】(2)質量％で、Ｃ：0.04％以下、Si：0.4
％以下、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.03
％以下、Al：0.50％以下、Ｎ：0.01％以下、Mo：0.01〜
1.0 ％を含む鋼組成を有し、金属組織が、残留オーステ
ーナイトを体積率で0.5 ％以上10％未満を含み、残部が
フェライトと、ベイナイトおよび／またはマルテンサイ
トとの硬質相から成る複合組織であることを特徴とする
高強度冷廷鋼板、
％以下、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.03
％以下、Al：0.50％以下、Ｎ：0.01％以下、Mo：0.01〜
1.0 ％を含む鋼組成を有し、金属組織が、残留オーステ
ーナイトを体積率で0.5 ％以上10％未満を含み、残部が
フェライトと、ベイナイトおよび／またはマルテンサイ
トとの硬質相から成る複合組織であることを特徴とする
高強度冷廷鋼板、
【００１２】(3)前記鋼組成がさらにCr：1.5 ％未満を
含む、上記(1) または(2) に記載の高強度冷延鋼板、
(4)前記鋼組成がさらにTi：0.05％以下を含む、上記(1)
〜(3) のいずれかに記載の高強度冷延鋼板、
含む、上記(1) または(2) に記載の高強度冷延鋼板、
(4)前記鋼組成がさらにTi：0.05％以下を含む、上記(1)
〜(3) のいずれかに記載の高強度冷延鋼板、
【００１３】(5)前記鋼組成がさらにＢ：0.01％以下を
含む、上記(1) 〜(4) のいずれかに記載の高強度冷延鋼
板、(6)圧延方向に対し直角方向の引張試験によって、
降伏点が300MPa以下、２％引張り予歪みの加工硬化量と
BH量がそれぞれ30MPa 以上で、降伏比が75％以下である
上記(1) 〜(5) のいずれかに記載の高強度冷延鋼板、
含む、上記(1) 〜(4) のいずれかに記載の高強度冷延鋼
板、(6)圧延方向に対し直角方向の引張試験によって、
降伏点が300MPa以下、２％引張り予歪みの加工硬化量と
BH量がそれぞれ30MPa 以上で、降伏比が75％以下である
上記(1) 〜(5) のいずれかに記載の高強度冷延鋼板、
【００１４】(7)上記(1) 〜(6) のいずれかに記載の高
強度冷延鋼板に亜鉛系めっき皮膜をさらに設けた高強度
亜鉛系めっき鋼板、(8)上記(1) 〜(5) のいずれかに記
載の鋼組成を有する鋼片を鋳造し、直接あるいは1300℃
以下に加熱後熱間粗圧延を施し、そのまま又は再加熱あ
るいは保定後、熱間仕上圧延を開始し、780 ℃以上で仕
上圧延を終了し、平均冷却速度３℃/s以上で750 ℃以下
まで冷却後巻き取り、そのまま又はスケール除去後必要
に応じて冷間圧延を施し、焼鈍温度700 ℃以上に加熱後
平均冷却速度３℃/s以上で600 ℃以下まで冷却してから
450 〜600 ℃の間で10秒以上保持し、さらに冷却して溶
融亜鉛めっきを施し、さらに必要に応じて合金化処理を
施すことを特徴とする高強度亜鉛系めっき鋼板の製造方
法、
強度冷延鋼板に亜鉛系めっき皮膜をさらに設けた高強度
亜鉛系めっき鋼板、(8)上記(1) 〜(5) のいずれかに記
載の鋼組成を有する鋼片を鋳造し、直接あるいは1300℃
以下に加熱後熱間粗圧延を施し、そのまま又は再加熱あ
るいは保定後、熱間仕上圧延を開始し、780 ℃以上で仕
上圧延を終了し、平均冷却速度３℃/s以上で750 ℃以下
まで冷却後巻き取り、そのまま又はスケール除去後必要
に応じて冷間圧延を施し、焼鈍温度700 ℃以上に加熱後
平均冷却速度３℃/s以上で600 ℃以下まで冷却してから
450 〜600 ℃の間で10秒以上保持し、さらに冷却して溶
融亜鉛めっきを施し、さらに必要に応じて合金化処理を
施すことを特徴とする高強度亜鉛系めっき鋼板の製造方
法、
【００１５】(9)上記(1) 〜(5) のいずれかに記載の鋼
組成を有する鋼片を鋳造し、直接あるいは1300℃以下に
加熱後、熱間粗圧延を実施し、そのまま又は再加熱ある
いは保定後、熱間仕上圧延を開始し、780 ℃以上で仕上
圧延を終了し、平均冷却速度３℃/s以上で750 ℃以下ま
で冷却後巻き取り、そのまま又はスケール除去後、必要
に応じて冷間圧延を施し、焼鈍温度700 ℃以上に加熱
後、平均冷却速度３℃/s以上で600 ℃以下まで冷却をし
てから、250 〜600 ℃の間で10秒以上保持し冷却するこ
とを特徴とする高強度鋼板の製造方法、
組成を有する鋼片を鋳造し、直接あるいは1300℃以下に
加熱後、熱間粗圧延を実施し、そのまま又は再加熱ある
いは保定後、熱間仕上圧延を開始し、780 ℃以上で仕上
圧延を終了し、平均冷却速度３℃/s以上で750 ℃以下ま
で冷却後巻き取り、そのまま又はスケール除去後、必要
に応じて冷間圧延を施し、焼鈍温度700 ℃以上に加熱
後、平均冷却速度３℃/s以上で600 ℃以下まで冷却をし
てから、250 〜600 ℃の間で10秒以上保持し冷却するこ
とを特徴とする高強度鋼板の製造方法、
【００１６】(10) 上記(9) に記載の方法により得られ
た鋼板の表面に亜鉛を主体とした金属または合金の電気
めっきを施すことを特徴とする高強度亜鉛系めっき鋼板
の製造方法である。
た鋼板の表面に亜鉛を主体とした金属または合金の電気
めっきを施すことを特徴とする高強度亜鉛系めっき鋼板
の製造方法である。
【００１７】
【発明の実施の形態】本発明は冷延鋼板および冷延鋼板
または熱延鋼板の亜鉛系めっき鋼板であるが、本発明の
成分と焼鈍ヒートパターンをとれば、いかなるZn系めっ
きでも発明の期待効果は発現する。ここに、本発明が対
象とする亜鉛系めっき鋼板としては、例えば溶融めっき
法、電気めっき法、蒸着めっき法、溶射法などの各種の
製造方法によるものがあり、めっき組成としては例えば
純Znの他、ZnとFe、ZnとNi、ZnとAl、ZnとMn、ZnとCr、
ZnとTi、ZnとMgなどZnを主成分として、あるいは耐食性
など諸機能の向上のために、これらの主成分に加えて、
Fe、Ni、Co、Al、Pb、Sn、Sb、Cu、Ti、Si、Ｂ、Ｐ、
Ｎ、Ｓ、Ｏ等の１種ないし２種以上の合金元素および不
純物元素を含むものであってもよい。まためっき層中に
SiO2、Al2O3 などのセラミックス微粒子、TiO2、BaCrO4
などの酸化物、アクリル樹脂などの有機高分子を分散さ
せたものであってもよく、めっき層の厚み方向で単一組
成のもの、連続的あるいは層状に組成が変化するもの
(多層めっき鋼板) でもよい。多層めっき鋼板として
は、最上層に、めっき組成が純ZnまたはZnとFe、ZnとN
i、ZnとAl、ZnとMn、ZnとCr、ZnとTi、ZnとMgなどZnを
主成分として、さらに耐食性など諸機能の向上のため１
種ないし２種以上の合金元素および不純物元素を含み、
また必要によりSiO2、Al2O3 などのセラミックス微粒
子、TiO2、BaCrO4などの酸化物、アクリル樹脂などの有
機高分子をめっき層中に分散させたものであるめっき層
を設けたものであってもよい。
または熱延鋼板の亜鉛系めっき鋼板であるが、本発明の
成分と焼鈍ヒートパターンをとれば、いかなるZn系めっ
きでも発明の期待効果は発現する。ここに、本発明が対
象とする亜鉛系めっき鋼板としては、例えば溶融めっき
法、電気めっき法、蒸着めっき法、溶射法などの各種の
製造方法によるものがあり、めっき組成としては例えば
純Znの他、ZnとFe、ZnとNi、ZnとAl、ZnとMn、ZnとCr、
ZnとTi、ZnとMgなどZnを主成分として、あるいは耐食性
など諸機能の向上のために、これらの主成分に加えて、
Fe、Ni、Co、Al、Pb、Sn、Sb、Cu、Ti、Si、Ｂ、Ｐ、
Ｎ、Ｓ、Ｏ等の１種ないし２種以上の合金元素および不
純物元素を含むものであってもよい。まためっき層中に
SiO2、Al2O3 などのセラミックス微粒子、TiO2、BaCrO4
などの酸化物、アクリル樹脂などの有機高分子を分散さ
せたものであってもよく、めっき層の厚み方向で単一組
成のもの、連続的あるいは層状に組成が変化するもの
(多層めっき鋼板) でもよい。多層めっき鋼板として
は、最上層に、めっき組成が純ZnまたはZnとFe、ZnとN
i、ZnとAl、ZnとMn、ZnとCr、ZnとTi、ZnとMgなどZnを
主成分として、さらに耐食性など諸機能の向上のため１
種ないし２種以上の合金元素および不純物元素を含み、
また必要によりSiO2、Al2O3 などのセラミックス微粒
子、TiO2、BaCrO4などの酸化物、アクリル樹脂などの有
機高分子をめっき層中に分散させたものであるめっき層
を設けたものであってもよい。
【００１８】本発明が対象とする亜鉛系めっき鋼板とし
ては溶融亜鉛めっき鋼板、蒸着亜鉛めっき鋼板、鉄−亜
鉛合金化溶融亜鉛めっき鋼板、亜鉛を主とするアルミニ
ウム、鉄などの合金溶融亜鉛めっき鋼板、めっき層断面
方向で下層が合金化されている合金化溶融亜鉛めつき鋼
板（一般にハーフアロイと称する）、片面鉄−亜鉛合金
化溶融亜鉛めっき層、他面溶融亜鉛めっき層からなるめ
っき鋼板、これらのめっき層上に電気めっき、蒸着めっ
き等により亜鉛、または亜鉛を主成分とし、鉄、ニッケ
ルを含有する金属をめっきした鋼板、あるいは電気亜鉛
めっき鋼板、亜鉛、ニッケル、クロム等合金電気めっき
鋼板等、さらに単一合金層または多層合金電気めつき鋼
板、亜鉛および亜鉛含有金属の蒸着めっき鋼板等があ
る。その他、SiO2、Al2O3 などのセラミックス微粒子、
TiO2酸化物微粒子および有機高分子などを亜鉛または亜
鉛合金めっき中に分散きせた分散めっき鋼板がある。
ては溶融亜鉛めっき鋼板、蒸着亜鉛めっき鋼板、鉄−亜
鉛合金化溶融亜鉛めっき鋼板、亜鉛を主とするアルミニ
ウム、鉄などの合金溶融亜鉛めっき鋼板、めっき層断面
方向で下層が合金化されている合金化溶融亜鉛めつき鋼
板（一般にハーフアロイと称する）、片面鉄−亜鉛合金
化溶融亜鉛めっき層、他面溶融亜鉛めっき層からなるめ
っき鋼板、これらのめっき層上に電気めっき、蒸着めっ
き等により亜鉛、または亜鉛を主成分とし、鉄、ニッケ
ルを含有する金属をめっきした鋼板、あるいは電気亜鉛
めっき鋼板、亜鉛、ニッケル、クロム等合金電気めっき
鋼板等、さらに単一合金層または多層合金電気めつき鋼
板、亜鉛および亜鉛含有金属の蒸着めっき鋼板等があ
る。その他、SiO2、Al2O3 などのセラミックス微粒子、
TiO2酸化物微粒子および有機高分子などを亜鉛または亜
鉛合金めっき中に分散きせた分散めっき鋼板がある。
【００１９】次に、本発明において鋼組成および製造条
件を上述のように規定した理由について詳細に説明す
る。なお、本明細書において鋼組成を示す「％」はいず
れも「質量％」を意味する。
件を上述のように規定した理由について詳細に説明す
る。なお、本明細書において鋼組成を示す「％」はいず
れも「質量％」を意味する。
【００２０】（A)鋼組成
Ｃ：Ｃは複合組織および残留オーステナイトを得るのに
必要な元素である。しかしながら、その含有量が0.04％
を超えると鋼板の降伏強度が高すぎ、自動車パネル用途
には適さない。したがってＣ含有量は0.04％以下と定め
た。好ましくは0.001 ％以上0.04％以下、さらに好まし
くは0.005 ％以上0.04％以下、さらに好ましくは0.01％
以上0.04％以下である。
必要な元素である。しかしながら、その含有量が0.04％
を超えると鋼板の降伏強度が高すぎ、自動車パネル用途
には適さない。したがってＣ含有量は0.04％以下と定め
た。好ましくは0.001 ％以上0.04％以下、さらに好まし
くは0.005 ％以上0.04％以下、さらに好ましくは0.01％
以上0.04％以下である。
【００２１】Si：Siは高強度化に有利な元素であるが、
靱性の低下や表面性状の劣化をもたらす。また、Siはオ
ーステナイトを安定化するため、残留オーステナイト量
を増すのに有効である。他方、溶融亜鉛めっき鋼板を製
造する場合には、めっきの濡れ性や合金化処理性を妨
げ、製造を困難にする。したがって、その上限は0.6 ％
未満と定めた。好ましくは 0.4％以下、さらに好ましく
は0.2 ％以下、なお好ましくは0.1 ％以下である。
靱性の低下や表面性状の劣化をもたらす。また、Siはオ
ーステナイトを安定化するため、残留オーステナイト量
を増すのに有効である。他方、溶融亜鉛めっき鋼板を製
造する場合には、めっきの濡れ性や合金化処理性を妨
げ、製造を困難にする。したがって、その上限は0.6 ％
未満と定めた。好ましくは 0.4％以下、さらに好ましく
は0.2 ％以下、なお好ましくは0.1 ％以下である。
【００２２】Mn：Mnは複合組織を得るのに必要な元素で
ある。そのため0.5 ％以上含有させる。しかしながら、
3.0 ％を超えて含有させると鋼板の降伏強度が高すぎ、
自動車パネルの用途には適さない。したがって、Mn含有
量は0.5 ％以上、3.0 ％以下と定めた。好ましくは1.0
％以上2.0 ％以下である。
ある。そのため0.5 ％以上含有させる。しかしながら、
3.0 ％を超えて含有させると鋼板の降伏強度が高すぎ、
自動車パネルの用途には適さない。したがって、Mn含有
量は0.5 ％以上、3.0 ％以下と定めた。好ましくは1.0
％以上2.0 ％以下である。
【００２３】Ｐ：Ｐは高強度化に有利な元素であるが、
多量に含有させると溶接性が劣化する。したがって上限
を0.15％と定めた。好ましくは0.05％未満である。また
溶接性を劣化させるＣとの合計で0.08％未満とするのが
好ましく、0.05％未満とするのがさらに好ましい。
多量に含有させると溶接性が劣化する。したがって上限
を0.15％と定めた。好ましくは0.05％未満である。また
溶接性を劣化させるＣとの合計で0.08％未満とするのが
好ましく、0.05％未満とするのがさらに好ましい。
【００２４】Ｓ：Ｓは熱間脆性を生じさせ、表面品質を
劣化させる好ましくない元素である。そのため少ない方
が好ましく、その含有量を0.03％以下と定めた。Ｎ：Ｎ
は拡散速度が速いため常温時効劣化を大きくする。した
がってその含有量は少ないほうが好ましく、上限を0.01
％と定めた。
劣化させる好ましくない元素である。そのため少ない方
が好ましく、その含有量を0.03％以下と定めた。Ｎ：Ｎ
は拡散速度が速いため常温時効劣化を大きくする。した
がってその含有量は少ないほうが好ましく、上限を0.01
％と定めた。
【００２５】Al：Alは製鋼時に脱酸調整剤として添加さ
れる。多量に添加してもその作用は飽和しコスト上昇を
招くだけなので、鋼中の含有量として上限を0.50％と定
めた。0.10％以下とするのが好ましい。またAlは窒化物
として固溶Ｎ量を減少させる働きもあるので0.005 ％以
上含有させるのが好ましい。
れる。多量に添加してもその作用は飽和しコスト上昇を
招くだけなので、鋼中の含有量として上限を0.50％と定
めた。0.10％以下とするのが好ましい。またAlは窒化物
として固溶Ｎ量を減少させる働きもあるので0.005 ％以
上含有させるのが好ましい。
【００２６】Mo：本発明においては鋼にMoを0.01％以上
含有させることで自動車パネルの用途に適する低降伏強
度で、残留オーステナイトを含む複合組織鋼板を得るこ
とができる。しかしながら、その含有量が1.0 ％を超え
ると鋼板の降伏強度が高くなりすぎる。したがって、Mo
含有量は0.01％以上、1.0 ％以下とする。好ましくは0.
1 ％以上、0.6 ％以下である。
含有させることで自動車パネルの用途に適する低降伏強
度で、残留オーステナイトを含む複合組織鋼板を得るこ
とができる。しかしながら、その含有量が1.0 ％を超え
ると鋼板の降伏強度が高くなりすぎる。したがって、Mo
含有量は0.01％以上、1.0 ％以下とする。好ましくは0.
1 ％以上、0.6 ％以下である。
【００２７】Ｂ：Ｂは窒化物として固溶Ｎ量を減少させ
る働きがあり、時効劣化をさらに低減するために、含有
させても構わない。多量に添加してもその作用は飽和し
コスト上昇を招くだけなので、含有させる場合の上限は
0.01％とする。
る働きがあり、時効劣化をさらに低減するために、含有
させても構わない。多量に添加してもその作用は飽和し
コスト上昇を招くだけなので、含有させる場合の上限は
0.01％とする。
【００２８】Cr：Crは複合組織化を促進する作用がある
ので、その目的で含有させても構わない。しかしなが
ら、1.5 ％以上含有させても上記効果が飽和するため、
その含有量は1.5 ％未満と定めた。好ましくは1.0 ％未
満である。
ので、その目的で含有させても構わない。しかしなが
ら、1.5 ％以上含有させても上記効果が飽和するため、
その含有量は1.5 ％未満と定めた。好ましくは1.0 ％未
満である。
【００２９】Ti：Tiは時効劣化を促進するＮを固定する
働きがあり、時効劣化をさらに低減するために含有させ
ても構わない。しかしながら、0.05％を超えて含有させ
ると析出強化によって降伏点が上がってくる問題があ
る。したがって、その含有量を0.05％以下と定めた。好
ましくは0.03％以下である。
働きがあり、時効劣化をさらに低減するために含有させ
ても構わない。しかしながら、0.05％を超えて含有させ
ると析出強化によって降伏点が上がってくる問題があ
る。したがって、その含有量を0.05％以下と定めた。好
ましくは0.03％以下である。
【００３０】上記以外の元素は本発明が改善しようとす
る特性が劣化しない範囲で許容される。例えばCu、Niな
どはそれぞれ0.1 ％以下、Nb、Ｖ、Ca、Sn、Sbなどはそ
れぞれ0.03％以下は許容される。
る特性が劣化しない範囲で許容される。例えばCu、Niな
どはそれぞれ0.1 ％以下、Nb、Ｖ、Ca、Sn、Sbなどはそ
れぞれ0.03％以下は許容される。
【００３１】(B) 金属組織
金属組織として残留オーステナイトを体積率で (以下、
金属組織を表わす「％」は体積率を意味する。)0.5％以
上10％未満含有する。複合組織鋼板のｒ値が低く成形性
に劣るという問題は、残留オーステナイトのTRIP効果
（歪誘起変態塑性）により、伸びが向上することで改善
される。その効果を得るためには残留オーステナイトは
0.5 ％以上必要である。またTRIP効果により高い加工硬
化が得られるため、耐デント性に有効な２％引張り予歪
みの加工硬化量も高くなる。しかしながら、その体積率
が10％以上では高い加工硬化が高い歪みまで過度に得ら
れるため、強度が高くなりすぎて延性が低下するととも
に、表面品質を悪化させる降伏点伸び（YPE)が発生しや
すくなる。好ましい範囲は0.5 ％以上、５％以下、さら
に好ましくは0.5 ％以上、４％以下である。
金属組織を表わす「％」は体積率を意味する。)0.5％以
上10％未満含有する。複合組織鋼板のｒ値が低く成形性
に劣るという問題は、残留オーステナイトのTRIP効果
（歪誘起変態塑性）により、伸びが向上することで改善
される。その効果を得るためには残留オーステナイトは
0.5 ％以上必要である。またTRIP効果により高い加工硬
化が得られるため、耐デント性に有効な２％引張り予歪
みの加工硬化量も高くなる。しかしながら、その体積率
が10％以上では高い加工硬化が高い歪みまで過度に得ら
れるため、強度が高くなりすぎて延性が低下するととも
に、表面品質を悪化させる降伏点伸び（YPE)が発生しや
すくなる。好ましい範囲は0.5 ％以上、５％以下、さら
に好ましくは0.5 ％以上、４％以下である。
【００３２】金属組織の残部はフェライトと硬質相の複
合組繊であることも重要である。硬質相はビッカース硬
さが200HV 以上のものが好ましい。このような硬質相と
しては、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトがあ
るが、マルテンサイト主体であることが好ましい。
合組繊であることも重要である。硬質相はビッカース硬
さが200HV 以上のものが好ましい。このような硬質相と
しては、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトがあ
るが、マルテンサイト主体であることが好ましい。
【００３３】フエライトと硬質相の複合組織にすること
で、圧延方向に対し直角方向の引張りにおいて、降伏点
が300MPa以下、２％引張り予歪みの加工硬化(WH)量とBH
量がそれぞれ30MPa 以上で、降伏比が75％以下で、常温
時効性に優れ加工性と形状凍結性に優れた高強度冷廷鋼
板又は高強度亜鉛めっき鋼板となる。好ましくは降伏点
が280MPa以下、引っ張り強度が510MPa以下、WH量が50MP
a 以上、BH量は50MPa以上である。さらには降伏点は250
MPa以下が好ましい。
で、圧延方向に対し直角方向の引張りにおいて、降伏点
が300MPa以下、２％引張り予歪みの加工硬化(WH)量とBH
量がそれぞれ30MPa 以上で、降伏比が75％以下で、常温
時効性に優れ加工性と形状凍結性に優れた高強度冷廷鋼
板又は高強度亜鉛めっき鋼板となる。好ましくは降伏点
が280MPa以下、引っ張り強度が510MPa以下、WH量が50MP
a 以上、BH量は50MPa以上である。さらには降伏点は250
MPa以下が好ましい。
【００３４】ここでBH量とは、JIS ５号引張試験片に２
％の引張予歪を与えた時の応力と、上記予歪を加えた後
170 ℃×20分間の熱処理を施した後の降伏点との差を意
味する。
％の引張予歪を与えた時の応力と、上記予歪を加えた後
170 ℃×20分間の熱処理を施した後の降伏点との差を意
味する。
【００３５】(C) 熱間圧延条件
熱間圧延条件は、連続鋳造後直接、またはスラブを1300
℃以下に加熱あるい保定後熱間粗圧延を開始し、熱間粗
圧延終了後、そのまま直接、または、必要に応じて粗バ
ーに再加熱あるいは温度保定を施して仕上げ圧延を開始
し、780 ℃以上で仕上圧延を終了して、平均冷却速度３
℃/s以上で750 ℃以下まで冷却後、巻取りを行う。
℃以下に加熱あるい保定後熱間粗圧延を開始し、熱間粗
圧延終了後、そのまま直接、または、必要に応じて粗バ
ーに再加熱あるいは温度保定を施して仕上げ圧延を開始
し、780 ℃以上で仕上圧延を終了して、平均冷却速度３
℃/s以上で750 ℃以下まで冷却後、巻取りを行う。
【００３６】連続鋳造で製造されたスラブは、高温のま
ま直接に熱間粗圧延を開始しても良いし、1300℃以下に
加熱あるいは保定後圧延を開始しても良い。加熱または
保定する場合は、その温度は析出物を粗大化させ、ｒ値
を向上させる目的で1300℃以下にする。低温にする方が
好ましく1200℃以下、さらには1100℃以下が好ましい。
ま直接に熱間粗圧延を開始しても良いし、1300℃以下に
加熱あるいは保定後圧延を開始しても良い。加熱または
保定する場合は、その温度は析出物を粗大化させ、ｒ値
を向上させる目的で1300℃以下にする。低温にする方が
好ましく1200℃以下、さらには1100℃以下が好ましい。
【００３７】粗圧延終了後に仕上圧延を開始して仕上温
度780 ℃以上で圧延を終了するが、前述のようにスラブ
加熱温度を下げると仕上温度の確保が困難である。これ
を回避する手段として粗圧延後の仕上圧延に入る前の粗
バーの一部または全部を加熱あるいは保温することは極
めて有効である。加熱あるいは保温方法として、粗バー
をコイル状に巻き取って炉に挿入して実現する方法、あ
るいは粗バーを誘導加熱方法で加熱する粗バーヒータに
よる加熱、ガスバーナによる加熱、直接粗バーに電流を
流す通電加熱方法など、いずれでもよいが、特に粗バー
ヒータを用いる方法が好適である。
度780 ℃以上で圧延を終了するが、前述のようにスラブ
加熱温度を下げると仕上温度の確保が困難である。これ
を回避する手段として粗圧延後の仕上圧延に入る前の粗
バーの一部または全部を加熱あるいは保温することは極
めて有効である。加熱あるいは保温方法として、粗バー
をコイル状に巻き取って炉に挿入して実現する方法、あ
るいは粗バーを誘導加熱方法で加熱する粗バーヒータに
よる加熱、ガスバーナによる加熱、直接粗バーに電流を
流す通電加熱方法など、いずれでもよいが、特に粗バー
ヒータを用いる方法が好適である。
【００３８】また仕上げ圧延前に粗バーを接合して連続
的に圧延する方法も速度をあまり落とさず高速で短時間
に仕上圧延を完了できるため、有効である。仕上温度は
780 ℃を下回ると不適正な集合組織の量が熱延鋼板で増
えるため最終製品のｒ値が低下して好ましくない。好ま
しい仕上温度は、820 ℃以上、さらに好ましくは850 ℃
以上である。
的に圧延する方法も速度をあまり落とさず高速で短時間
に仕上圧延を完了できるため、有効である。仕上温度は
780 ℃を下回ると不適正な集合組織の量が熱延鋼板で増
えるため最終製品のｒ値が低下して好ましくない。好ま
しい仕上温度は、820 ℃以上、さらに好ましくは850 ℃
以上である。
【００３９】仕上圧延後、平均冷却速度３℃/s以上で75
0 ℃以下まで冷却してから巻き取る。３℃/s以上で750
℃以下までの急冷はフェライト結晶粒を細かくするため
である。結晶粒が粗大だと焼鈍後に炭化物が析出しやす
く、残留オーステナイトやベイナイトやマルテンサイト
の硬質相が得られない。結晶粒を細かくする、あるいは
ベイナイト組繊にするために、冷却速度は10℃/s以上が
好ましく、巻取温度は300 ℃以上、600 ℃以下が好まし
く、400 ℃以上、550 ℃以下がさらに好ましい。
0 ℃以下まで冷却してから巻き取る。３℃/s以上で750
℃以下までの急冷はフェライト結晶粒を細かくするため
である。結晶粒が粗大だと焼鈍後に炭化物が析出しやす
く、残留オーステナイトやベイナイトやマルテンサイト
の硬質相が得られない。結晶粒を細かくする、あるいは
ベイナイト組繊にするために、冷却速度は10℃/s以上が
好ましく、巻取温度は300 ℃以上、600 ℃以下が好まし
く、400 ℃以上、550 ℃以下がさらに好ましい。
【００４０】(D) 焼鈍条件
熱間圧延後スケール除去して必要に応じて冷間圧延を行
う。スケール除去は酸洗にて行うのが一般的である。ま
たスケール除去の前、または後でスキンパスやレベラー
による平坦矯正を行っても何ら問題ない。冷間圧延は常
法にしたがって実施されるが、圧下率は40％以上が適正
な集合組織を得るためには好ましい。
う。スケール除去は酸洗にて行うのが一般的である。ま
たスケール除去の前、または後でスキンパスやレベラー
による平坦矯正を行っても何ら問題ない。冷間圧延は常
法にしたがって実施されるが、圧下率は40％以上が適正
な集合組織を得るためには好ましい。
【００４１】熱間圧延後、またはさらに冷間圧延後、連
続焼鈍または連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍され
る。焼鈍は700 ℃以上での加熱により、通常Ac1 点以上
である720 ℃以上に加熱することで実施される。常温時
効性の劣化を防ぐ硬質相を十分確保するには、780 ℃以
上が好ましく、さらに好ましくは820 ℃以上である。
続焼鈍または連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍され
る。焼鈍は700 ℃以上での加熱により、通常Ac1 点以上
である720 ℃以上に加熱することで実施される。常温時
効性の劣化を防ぐ硬質相を十分確保するには、780 ℃以
上が好ましく、さらに好ましくは820 ℃以上である。
【００４２】焼鈍後、平均冷却速度３℃/s以上で600 ℃
以下まで冷却してから、250 〜600℃の間で10秒以上保
持することが重要である。冷却速度が３℃/s未満では冷
却過程でオーステナイトがパーライトやセメンタイトに
分解してしまうため、常温時効性の良好な複合組繊が得
られない。好ましくは８〜120 ℃/sである。冷却後250
〜600 ℃の間で10秒以上保持することでオーステナイト
がセメンタイトに分解することなく、Ｃなどオーステナ
イト安定化元素の濃縮により安定化するのである。好ま
しい温度範囲は300 ℃以上、600 ℃以下で、保持は10秒
以上、180 秒以下、さらに好ましくは450 ℃以上、600
℃以下で10秒以上、60秒以下である。
以下まで冷却してから、250 〜600℃の間で10秒以上保
持することが重要である。冷却速度が３℃/s未満では冷
却過程でオーステナイトがパーライトやセメンタイトに
分解してしまうため、常温時効性の良好な複合組繊が得
られない。好ましくは８〜120 ℃/sである。冷却後250
〜600 ℃の間で10秒以上保持することでオーステナイト
がセメンタイトに分解することなく、Ｃなどオーステナ
イト安定化元素の濃縮により安定化するのである。好ま
しい温度範囲は300 ℃以上、600 ℃以下で、保持は10秒
以上、180 秒以下、さらに好ましくは450 ℃以上、600
℃以下で10秒以上、60秒以下である。
【００４３】溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合は保持
温度が450 ℃未満では、めっき前にめっき温度への再加
熱が必要になるので好ましくない。従ってこの場合の保
持温度は450 ℃以上、600 ℃以下とする。
温度が450 ℃未満では、めっき前にめっき温度への再加
熱が必要になるので好ましくない。従ってこの場合の保
持温度は450 ℃以上、600 ℃以下とする。
【００４４】なお、保持の場合においてはその温度で保
定しても構わないし、２℃/s以内の冷却を実施しても構
わない。保持後はそのまま、あるいは溶融亜鉛めっきを
施すか、またはさらに鉄−亜鉛の合金化処理を施してか
ら３℃/s以上で冷却するのが好ましい。冷却速度が３℃
/s未満では冷却過程でオーステナイトがパーライトやセ
メンタイトに分解してしまうため、常温時効性の良好な
複合組織が得られない。
定しても構わないし、２℃/s以内の冷却を実施しても構
わない。保持後はそのまま、あるいは溶融亜鉛めっきを
施すか、またはさらに鉄−亜鉛の合金化処理を施してか
ら３℃/s以上で冷却するのが好ましい。冷却速度が３℃
/s未満では冷却過程でオーステナイトがパーライトやセ
メンタイトに分解してしまうため、常温時効性の良好な
複合組織が得られない。
【００４５】次いで表面粗さの調整や平坦矯正のため2.
0 ％以下のスキンパスを施すのは何ら問題はない。保持
後そのまま冷却した鋼板については、電気めっきにて表
面に亜鉛を主体とするめっきを施しても良い。亜鉛めっ
き鋼板の上にはさらに潤滑皮膜を形成させたり、塗油を
施しても何ら問題は生じない。また表面の粗さは摺動性
の点より平均表面粗さRaで1.2 μｍ以下が好ましく、1.
0 μｍ以下がさらに好ましい。
0 ％以下のスキンパスを施すのは何ら問題はない。保持
後そのまま冷却した鋼板については、電気めっきにて表
面に亜鉛を主体とするめっきを施しても良い。亜鉛めっ
き鋼板の上にはさらに潤滑皮膜を形成させたり、塗油を
施しても何ら問題は生じない。また表面の粗さは摺動性
の点より平均表面粗さRaで1.2 μｍ以下が好ましく、1.
0 μｍ以下がさらに好ましい。
【００４６】
【実施例】次に、実施例に関連させて本発明の効果をさ
らに具体的に説明する。本例では、表１に示す化学組成
の鋼を実験室で溶解し、80mm厚のスラブを製造した。
らに具体的に説明する。本例では、表１に示す化学組成
の鋼を実験室で溶解し、80mm厚のスラブを製造した。
【００４７】得られたスラブに表２に示す条件で３mm厚
まで熱間圧延を行った。この熱間圧延における粗圧延は
各パス間で５秒以上あけて４パス圧延し30mm厚の粗バー
を製造してシミュレートした。仕上圧延は、各パス間５
秒以内３パス圧延にて、熱延鋼板を製造した。一部の条
件では粗圧延出側温度より仕上げ圧延入側温度を高くす
るために、粗バーを誘導加熱により60秒以内加熱した。
仕上圧延後、巻取温度に相当する温度まで水スプレーに
て冷却してから、その温度の炉に挿入し、20℃/ 時で30
0 ℃以下まで炉冷し、巻き取りをシミュレートした。
まで熱間圧延を行った。この熱間圧延における粗圧延は
各パス間で５秒以上あけて４パス圧延し30mm厚の粗バー
を製造してシミュレートした。仕上圧延は、各パス間５
秒以内３パス圧延にて、熱延鋼板を製造した。一部の条
件では粗圧延出側温度より仕上げ圧延入側温度を高くす
るために、粗バーを誘導加熱により60秒以内加熱した。
仕上圧延後、巻取温度に相当する温度まで水スプレーに
て冷却してから、その温度の炉に挿入し、20℃/ 時で30
0 ℃以下まで炉冷し、巻き取りをシミュレートした。
【００４８】さらに表面のスケールを除去後、必要に応
じて冷間圧延を施し、さらに表２に示す連続焼鈍パター
ン又は溶融亜鉛めっきのパターンで焼鈍を行った後、ス
キンパス圧延を行った。なお、合金化溶融亜鉛めっきの
パターンでの合金化処理は500 ℃で30秒実施した。連続
焼鈍パターンで焼鈍した場合は、得られた冷延鋼板に電
気的に表面に亜鉛めっきを施した。
じて冷間圧延を施し、さらに表２に示す連続焼鈍パター
ン又は溶融亜鉛めっきのパターンで焼鈍を行った後、ス
キンパス圧延を行った。なお、合金化溶融亜鉛めっきの
パターンでの合金化処理は500 ℃で30秒実施した。連続
焼鈍パターンで焼鈍した場合は、得られた冷延鋼板に電
気的に表面に亜鉛めっきを施した。
【００４９】得られた各試料から試験片を採取して、次
のような評価試験を行った。引張り特性は圧延方向に対
して直角方向に採取したJIS ５号引張り試験片で調査し
た。さらに、２％予歪みでの加工硬化量 (WH量) と２％
予歪み後の応力と170 ℃×20分の熱処理を加えた後の降
伏点の応力差 (BH量) を測定した。
のような評価試験を行った。引張り特性は圧延方向に対
して直角方向に採取したJIS ５号引張り試験片で調査し
た。さらに、２％予歪みでの加工硬化量 (WH量) と２％
予歪み後の応力と170 ℃×20分の熱処理を加えた後の降
伏点の応力差 (BH量) を測定した。
【００５０】常温時効劣化は、70℃×14日間熱処理にて
評価し、熱処理後のYPおよびYPE と熱処理前後での伸び
の低下量で評価した。金属組織はナイタル液を使って腐
食後、光学顕微鏡およびSEM にて試料表面を観察し、特
定が困難な場合はTEM にて観察し、金属組織を特定し
た。また残留オーステナイト量は板厚1/4 の位置でＸ線
にて測定した。
評価し、熱処理後のYPおよびYPE と熱処理前後での伸び
の低下量で評価した。金属組織はナイタル液を使って腐
食後、光学顕微鏡およびSEM にて試料表面を観察し、特
定が困難な場合はTEM にて観察し、金属組織を特定し
た。また残留オーステナイト量は板厚1/4 の位置でＸ線
にて測定した。
【００５１】これらの結果は表３に示す。表３に示すよ
うに、本発明鋼は、YPが300MPa以下、70℃×14日の時効
においてYPE が0.3 ％以下、伸びの低下量が２％以下の
良好な常温時効性を示した。またWH量およびBH量とも高
い値が得られ、耐デント性に優れることが分かる。
うに、本発明鋼は、YPが300MPa以下、70℃×14日の時効
においてYPE が0.3 ％以下、伸びの低下量が２％以下の
良好な常温時効性を示した。またWH量およびBH量とも高
い値が得られ、耐デント性に優れることが分かる。
【００５２】それに対し残留オーステナイトを含有しな
い試験No.8〜13とNo.28 とはYPが高くWH量が小さい。さ
らに主金属組織がフェライトとベイナイトやマルテンサ
イトの硬質相でない試験No.9〜12は常温時効にて大きな
伸びの低下とYPE の発生が見られた。Ｃ含有量の高い試
験No.24 とMnの高い試験No.26 はYPが300MPaを越えた。
Si含有量の高い試験No.25 は残留オーステナイト量が多
く、強度が高いためYPが高く、また常温時効性も劣る。
Ｐの高い試験No.27 は溶接性の問題があった。
い試験No.8〜13とNo.28 とはYPが高くWH量が小さい。さ
らに主金属組織がフェライトとベイナイトやマルテンサ
イトの硬質相でない試験No.9〜12は常温時効にて大きな
伸びの低下とYPE の発生が見られた。Ｃ含有量の高い試
験No.24 とMnの高い試験No.26 はYPが300MPaを越えた。
Si含有量の高い試験No.25 は残留オーステナイト量が多
く、強度が高いためYPが高く、また常温時効性も劣る。
Ｐの高い試験No.27 は溶接性の問題があった。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【表３】
【００５６】
【発明の効果】本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、従来
にない加工性と優れた形状凍結性、耐デント性を有して
おり、今日強くもとめられている自動車外装材の薄肉化
に寄与するものであり、本発明の実用上の意義は大き
い。
にない加工性と優れた形状凍結性、耐デント性を有して
おり、今日強くもとめられている自動車外装材の薄肉化
に寄与するものであり、本発明の実用上の意義は大き
い。
フロントページの続き
(72)発明者 中澤 嘉明
大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号
住友金属工業株式会社内
Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA04 EA05 EA11
EA15 EA16 EA17 EA18 EA23
EA25 EA27 EA31 EB02 EB05
EB08 EB09 EB11 EB12 FA01
FA02 FC04 FD03 FD04 FE01
FE02 FH01 FJ05 FJ06 FK03
FM02 GA05 HA01 HA02
Claims (10)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：0.04％以下、Si：0.6 ％未満、Mn：0.5 〜3.0 ％、
Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.50％以下、
Ｎ：0.01％以下、Mo：0.01〜1.0 ％を含む鋼組成を有
し、金属組織が、残留オーステーナイトを体積率で0.5
％以上10％未満を含み、残部がフェライトと、ベイナイ
トおよび／またはマルテンサイトとの硬質相から成る複
合組織であることを特徴とする高強度冷廷鋼板。 - 【請求項２】 質量％で、 Ｃ：0.04％以下、Si：0.4 ％以下、Mn：0.5 〜3.0 ％、
Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.50％以下、
Ｎ：0.01％以下、Mo：0.01〜1.0 ％を含む鋼組成を有
し、金属組織が、残留オーステーナイトを体積率で0.5
％以上10％未満を含み、残部がフェライトと、ベイナイ
トおよび／またはマルテンサイトとの硬質相から成る複
合組織であることを特徴とする高強度冷廷鋼板。 - 【請求項３】 前記鋼組成がさらにCr：1.5 ％未満を含
む、請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。 - 【請求項４】 前記鋼組成がさらにTi：0.05％以下を含
む、請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。 - 【請求項５】 前記鋼組成がさらにＢ：0.01％以下を含
む、請求項１〜４のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。 - 【請求項６】 圧延方向に対し直角方向の引張試験によ
って、降伏点が300MPa以下、２％引張り予歪みの加工硬
化量とBH量がそれぞれ30MPa 以上で、降伏比が75％以下
である請求項１〜５のいずれかに記載の高強度冷延鋼
板。 - 【請求項７】 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度
冷延鋼板に亜鉛系めっき皮膜をさらに設けた高強度亜鉛
系めっき鋼板。 - 【請求項８】 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼組成
を有する鋼片を鋳造し、直接あるいは1300℃以下に加熱
後熱間粗圧延を施し、そのまま又は再加熱あるいは保定
後、熱間仕上圧延を開始し、780 ℃以上で仕上圧延を終
了し、平均冷却速度３℃/s以上で750 ℃以下まで冷却後
巻き取り、そのまま又はスケール除去後必要に応じて冷
間圧延を施し、焼鈍温度700 ℃以上に加熱後平均冷却速
度３℃/s以上で600 ℃以下まで冷却してから450 〜600
℃の間で10秒以上保持し、さらに冷却して溶融亜鉛めっ
きを施し、さらに必要に応じて合金化処理を施すことを
特徴とする高強度亜鉛系めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項９】 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼組成
を有する鋼片を鋳造し、直接あるいは1300℃以下に加熱
後、熱間粗圧延を実施し、そのまま又は再加熱あるいは
保定後、熱間仕上圧延を開始し、780 ℃以上で仕上圧延
を終了し、平均冷却速度３℃/s以上で750 ℃以下まで冷
却後巻き取り、そのまま又はスケール除去後、必要に応
じて冷間圧延を施し、焼鈍温度700 ℃以上に加熱後、平
均冷却速度３℃/s以上で600 ℃以下まで冷却をしてか
ら、250 〜600 ℃の間で10秒以上保持し冷却することを
特徴とする高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項１０】 請求項９に記載の方法により得られた
鋼板の表面に亜鉛を主体とした金属または合金の電気め
っきを施すことを特徴とする高強度亜鉛系めっき鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002138734A JP3731560B2 (ja) | 2001-08-16 | 2002-05-14 | 加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001-247291 | 2001-08-16 | ||
| JP2001247291 | 2001-08-16 | ||
| JP2002138734A JP3731560B2 (ja) | 2001-08-16 | 2002-05-14 | 加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2005120216A Division JP4148235B2 (ja) | 2001-08-16 | 2005-04-18 | 加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
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