JP2003171736A - 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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、焼戻ベイナイトを全組織に対して占積率で１５％以
上、及びフェライトを含有し、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３〜３０％含有す
ると共に、該残留オーステナイト中のＣ濃度（Ｃγ_R）
は０．８％以上であり、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、焼戻ベイナイトを全組織に
対して占積率で１５％以上、及びフェライトを含有し、
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３〜３０％含有すると共に、該残留オーステナイ
ト中のＣ濃度（Ｃγ_R）は０．８％以上であり、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がラス状を
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。特に残留オーステナイト中に占め
るラス状残留オーステナイトの占積率が６０％以上に制
御されたものが推奨される。

【００１１】更に上記課題を解決し得た本発明鋼板の製
造方法は、上記（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１０℃／ｓ以上の平均冷
却速度で、Ｍｓ点以上Ｂｓ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４
８０℃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、Ａ₁点以上Ａ₃点以下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点以上Ｂｓ
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
包含する方法。

【００１３】ここで、上記（１）の熱延工程において、
（Ａ_r3−５０）℃以上の温度で熱延を終了する工程；７
００±１００℃の範囲の温度域まで、３０℃／ｓ以上の
平均冷却速度で冷却する工程；該温度域で空冷を１〜３
０秒間行う工程；空冷後、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度
まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して巻取る
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）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；
（Ａ₁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。

【００１５】更に上記（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。

【００１６】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。

【００１７】

【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ベイナイ
トとフェライトの混合組織を母相とし、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。

【００１８】まず、本発明を最も特徴付ける組織につい
て説明する。

【００１９】上述したとおり、本発明の鋼板は、母相組
織として、焼戻ベイナイトを全組織に対して占積率で１
５％以上、及びフェライトを含有し；第２相組織とし
て、γ _Rを全組織に対して占積率で３〜３０％含有する
と共に、γ_R中のＣ濃度（Ｃγ_R）は０．８％以上であ
り、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。本発明組織の特徴について、従来の残留オ
ーステナイト鋼板と対比して説明すると、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、本発明の如く、焼戻ベイナイトとフェライトの混合
組織とすることにより、伸びフランジ性が向上する。ま
た、本発明では、γ_R中のＣ濃度（Ｃγ_R量）が０．８％
以上と高いため、ＴＲＩＰ（歪誘起変態加工）効果が、
より効果的に発揮され、伸び特性が向上する、というメ
リットもある。更にγ_Rの形態を所定の軸比となる様に
制御されたラス状γ_Rとすれば、従来のγ_Rに比べ、伸び
や、特に伸びフランジ性の向上が可能となる。

【００２０】以下、各組織について説明する。

【００２１】焼戻ベイナイト：１５％以上 本発明における「焼戻ベイナイト」は、以下の特徴を有
するものである。

【００２２】第一に、本発明における「焼戻ベイナイ
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、上記焼戻ベ
イナイトとは相違し、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、上記焼戻ベイナイト
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。

【００２３】第二に、上記焼戻ベイナイトは、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
戻ベイナイト及び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（Ｈｖ）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、焼戻ベイナイトの硬度は、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。

【００２４】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、焼戻ベイナイト、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
ベイナ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。

【００２５】これらの結果に基づき、焼戻ベイナイト及
び焼戻マルテンサイト、並びにポリゴナルフェライトに
おける硬度を、Ｃ，Ｍｎ，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。

【００２６】焼戻ベイナイトの硬度（Ｈｖ）≧500[C]+3
0[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。

【００２７】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。また、上記関係式により得られる
硬度は、Ｃ量が０．１〜０．３％の場合のみならず、
０．３〜０．６％の場合、更には０．０６〜０．１％の
場合においても同様に実測値を反映したものであること
を確認している。尚、焼戻ベイナイト硬度の上限は、成
分組成等によっても変化し得るが、概ね、500[C]+30[S
i]+3[Mn]+200、好ましくは500[C]+30[Si]+3[Mn]+150と
することが推奨される。

【００２８】この様な特徴を有する焼戻ベイナイトは、
後記する通り、Ａ₃点以上（γ域）よりＭｓ点以上Ｂｓ
点以下で焼入れされたベイナイトを、Ａ₁点以上（約７
００℃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。

【００２９】そして、本発明では、上記焼戻ベイナイト
とフェライトの混合組織が、伸びフランジ性及び全伸び
の向上に極めて有効であることを見出したところに最大
の特徴があり、後記するγ_Rと相俟って、従来の残留オ
ーステナイト鋼板における優れた強度・延性バランスを
確保しつつ、伸びフランジ性も著しく改善し得るという
メリットを奏するものである。特にＣ量を０．２５〜
０．６％に調整すると、伸び特性が更に向上することも
分かった。

【００３０】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焼戻ベイナイトを１５％以上有
することが必要である。尚、焼戻ベイナイトの量は、後
記するフェライト及び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が、伸びフランジ性の向上とい
う観点からすれば、焼戻ベイナイトを４０％以上、より
好ましくは５０％以上、更により好ましくは６０％以上
に制御することが推奨される。

【００３１】フェライト 本発明における「フェライト」とは、ポリゴナルフェラ
イト、即ち、転位密度の少ないフェライトを意味する。
このフェライトについては、ポリゴナルフェライトを母
相とするＴＲＩＰ型複合組織鋼板（ＰＦ鋼）が知られて
おり、伸び特性に優れる等のメリットはあるが、伸びフ
ランジ性に劣るという欠点がある。これに対し、上記フ
ェライトと焼戻ベイナイトの混合組織を有する本発明鋼
板は、優れた伸び特性を維持しつつ、しかも伸びフラン
ジ性も改善されている点で、従来の上記ＴＲＩＰ鋼板と
は、構成組織も特性も異なるものである。

【００３２】本発明による作用を有効に発揮させる為に
は、フェライトは５％以上存在することが推奨される。
好ましくは１０％以上である。特に伸び特性の向上とい
う観点からすれば、フェライトは多いことが好ましく、
３０％以上、より好ましくは４０％以上、更により好ま
しくは５０％以上とすることが推奨される。但し、６０
％を超えると、必要な強度を確保するのが困難となる
他、従来の複合組織やＴＲＩＰ鋼と同様、フェライトと
第２相の界面より多くのボイドが発生し、伸びフランジ
性が劣化するため、その上限を６０％とすることが推奨
される。尚、上限を３０％未満に制御すると、フェライ
トと、焼戻ベイナイトや第２相（γ_R、マルテンサイト
／ベイナイト）との界面が減少し、ボイドの発生源が抑
えられるため、伸びフランジ性が向上するので、非常に
好ましい。

【００３３】残留オーステナイト（γ_R）：３〜３０％ 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％以上
（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３０％に定めた。より好ましくは２５％である。

【００３４】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はベイナイトラスを夫々、示す。

【００３５】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．２）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。

【００３６】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。

【００３７】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、より好ましくは６以上である）のものを意味
する。この様なラス状のγ_Rは、従来のγ_Rと同様のＴＲ
ＩＰ効果を奏するのみならず、更に顕著な伸びフランジ
性向上効果を奏する点で極めて有用である。尚、上記平
均軸比の上限は特に規定されないが、ＴＲＩＰの効果を
有効に発揮させる為には、γ_Rの厚さが或る程度必要で
あること等を考慮すると、好ましい上限は３０、より好
ましくは２０である。

【００３８】また、上記ラス状γ_Rによる効果を有効に
発揮させる為には、γ_R中に占めるラス状γ_Rの占積率は
多ければ多い程良い。具体的には、上述した焼戻ベイナ
イトやフェライト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
とが推奨されるが、伸びフランジ性の向上という観点か
らすれば、ラス状γ_Rの占積率を５０％以上、より好ま
しくは６０％以上、更により好ましくは７０％以上、更
に一層好ましくは８０％以上、更により一層好ましくは
８５％以上とすることが推奨される。尚、γ_Rのすべて
がラス状γ_Rで構成されていても良いが、加熱設備や冷
却設備の制約等を考慮すると、実用レベルで、その上限
を９５％程度とすることが推奨される。

【００３９】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。

【００４０】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、焼戻ベイナイト
と、フェライトと、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。

【００４１】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。

【００４２】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。

【００４３】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。

【００４４】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。

【００４５】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。

【００４６】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。

【００４７】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。

【００４８】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。
尚、Ｓの低減化による加工性劣化の抑制作用は、Ｓを
０．００３％以下まで低減すると飽和してしまい、逆に
Ｓを低減する為のコストが高くつくことを考慮すると、
下限は０．００３％超、より好ましくは０．００５％以
上にすることが推奨される。

【００４９】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。

【００５０】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。

【００５１】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。

【００５２】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。

【００５３】次に、本発明鋼板を製造する方法について
説明する。

【００５４】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。

【００５５】（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。

【００５６】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１０℃／ｓ以上の平均冷却速度
で、Ｍｓ点以上Ｂｓ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
（焼入ベイナイトとフェライトの混合組織）を得る為に
設定されたものである。

【００５７】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点以上
Ｂｓ点以下の冷却」と共に、所望の母相組織を得る為で
ある。

【００５８】尚、第２相組織であるγ_Rの形態をラス状
にする為には、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を高めに制
御することが推奨される。特に、γ_R中に占めるγ_Rの占
積率を本発明の好ましい範囲に制御するには、熱延工程
における加熱温度（ＳＲＴ）を１１５０℃以上（より好
ましくは１２００℃以上、更により好ましくは１２５０
℃以上）とすることが有効である。ラス状γ_Rは、熱延
時に形成される焼入母相組織のラス間隔が細かく、且
つ、該母相組織のラス界面の歪エネルギーが大きい程、
生成され易いことから、上記の如く熱延時の加熱温度
（ＳＲＴ）を高温に設定すれば所望の形態に制御し易く
なる。上記ＳＲＴの制御に加え、熱延後の平均冷却速度
を速くする（焼入性を高める）ことも有効な形態制御方
法である（後記する）。これにより、熱延中または熱延
仕上後のオーステナイト粒径が大きくなり、焼入性が高
まる結果、その後の焼戻焼鈍工程及びオーステンパ処理
によって生成するγ_Rの形態がラス状となる比率が一層
高まるからである。更に、熱延仕上温度（ＦＤＴ）をＡ
_r3点以上の温度に制御すれば、熱延全般にわたって高温
となり、焼入性が一層高められる為、ラス状γ_Rの生成
が一層促進される。

【００５９】尚、上記加熱温度の上限は特に限定されな
いが、設備上の制約等を考慮すると、１３５０℃以下
（より好ましくは１３００℃以下）に制御することが推
奨される。

【００６０】上記熱延仕上げの後、冷却する。本発明で
は、冷却速度（ＣＲ）を制御することにより、冷却中に
フェライトを一部生成させて（α＋γ）の２相域とし、
更にＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却することによ
り、所望の混合組織を得ることができる。

【００６１】ここで、上記冷却条件としては、下記
（ａ）、好ましくは（ｂ）の方法が挙げられる。

【００６２】（ａ）一段冷却：即ち、１０℃／ｓ以上
（好ましくは２０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、パー
ライト変態を避けてＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷
却する。このとき、平均冷却速度を適切に制御すること
により、所望の混合組織（焼入ベイナイト＋フェライ
ト）を得ることができる。尚、本発明では、フェライト
を５％以上３０％未満に制御することが推奨されるが、
この場合には、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上に制御す
ることが好ましい。

【００６３】また、上述した通り、熱延後の平均冷却速
度は、フェライトの生成のみならず、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（好ましくは
３０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上）、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。

【００６４】更に、冷却中に所望の混合組織を一層効率
よく生成させる為には、（ｂ）二段冷却：即ち、７０
０±１００℃の範囲の温度域（好ましくは７００±５０
℃）まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ１）で
冷却する工程；該温度域で空冷を１〜３０秒間行う工
程；空冷後、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで、３０
℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ２）で冷却して巻取る
工程を包含することが推奨される。この様に段階的に冷
却することにより、転位密度の低いポリゴナル・フェラ
イトを一層確実に生成させることができる。

【００６５】ここで、の温度域及びの温度域では、
共に、３０℃／ｓ以上、好ましくは４０℃／ｓ以上の平
均冷却速度で冷却することが推奨される。これにより、
ラス状γ_Rの生成も促進されるからである。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。

【００６６】また、の温度域では、空冷を１秒以上、
好ましくは３秒以上行うことが好ましく、これにより所
定のフェライト量が効率よく得られる。但し、空冷時間
が３０秒を超えると、フェライト量が好ましい範囲を超
えて生成され、所望の強度が得られない他、伸びフラン
ジ性も劣化する。好ましくは２０秒以下である。

【００６７】また、巻取温度（ＣＴ）は、Ｍｓ点以上Ｂ
ｓ点以下［計算式：Ｍｓ＝５６１−４７４×［Ｃ］−３
３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１
×［Ｍｏ］；Ｂｓ＝８３０−２７０×［Ｃ］−９０×
［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８０×
［Ｍｏ］；式中、［ ］は各元素の質量％である］にす
ることが必要である。Ｂｓ点を超えると所望の焼入ベイ
ナイトが得られず、一方、Ｍｓ点を下回ると焼戻マルテ
ンサイトが生成するからである。

【００６８】尚、熱延工程では、所望の母相組織を得る
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。

【００６９】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。

【００７０】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
生成した母相組織を焼戻して所望の混合組織（焼戻ベイ
ナイトとフェライトの混合組織）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。

【００７１】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、所望の混合組織及び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量が得られ
ないからである。更に、上記加熱保持時間（ｔ３）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、所望の母相組織及びγ量が得
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
戻ベイナ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。

【００７２】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。

【００７３】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。

【００７４】尚、冷却中に所望のＣγ_R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〜６
００℃）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。

【００７５】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、まず、フェライトが生成し、フェライト中
のＣがγに濃縮される。次に、上記の温度域まで、２
０℃／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。

【００７６】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。

【００７７】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。

【００７８】また、上記工程では、所望の混合組織及び
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。

【００７９】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。

【００８０】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。

【００８１】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。

【００８２】以下、上記（イ）〜（ハ）の各工程につい
て説明する。

【００８３】（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。

【００８４】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。

【００８５】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。

【００８６】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。

【００８７】（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。

【００８８】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。

【００８９】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。

【００９０】［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。

【００９１】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。

【００９２】（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。

【００９３】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。

【００９４】（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。

【００９５】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。

【００９６】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。

【００９７】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。

【００９８】第一の連続焼鈍工程（最初の連続焼鈍工
程） 上記工程は、Ａ₁点以上Ａ₃点以下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
上Ｂｓ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、所望の母相組織を得る為に設定されたもの
である。

【００９９】まず、Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度（図８
中、Ｔ１）に均熱した後、平均冷却速度（ＣＲ）を１０
℃／ｓ以上（好ましくは２０℃／ｓ以上）に制御し、Ｍ
ｓ点以上Ｂｓ点以下の温度（図８中、Ｔ２）まで冷却す
ることにより、パーライト変態を避けながら、所望の混
合組織（焼入ベイナイト＋フェライト）を得る。尚、本
発明では、フェライトを５％以上３０％未満に制御する
ことが推奨されるが、この場合には、平均冷却速度を３
０℃／ｓ以上に制御することが好ましい。

【０１００】また、上記平均冷却速度は、フェライトの
生成のみならず、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（好ましくは３０℃／ｓ以上、よ
り好ましくは５０℃／ｓ以上）、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。

【０１０１】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。

【０１０２】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混合母相組織を焼戻し
て所望の（焼戻ベイナイト＋フェライト）組織を得ると
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。

【０１０３】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。

【０１０４】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。

【０１０５】

【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）の方法（熱延→連続焼鈍）に従って、板
厚２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。

【０１０６】具体的には、各スラブを１１５０℃で３０
分間加熱した後、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を１１５
０℃、熱延時の仕上温度（ＦＤＴ）を８５０℃とし、５
０℃／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
（オーステンパ処理）する条件を基本条件として実施し
た。

【０１０７】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。

【０１０８】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。

【０１０９】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
ＳＴ １００１）。

【０１１０】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
０００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）。

【０１１１】これらの結果を表２に示す。

【０１１２】

【表１】

【０１１３】

【表２】

【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２中の実験Ｎ
ｏ．を意味する）。

【０１１５】まず、Ｎｏ．３〜６、８〜１８、及び２０
〜２６はいずれも、本発明で特定する要件を満足してい
るので、良好な特性の鋼板が得られた。

【０１１６】尚、本実施例は主に、成分組成と機械的特
性との関係を明らかにすべく実験を行ったものである
が、特に第２相組織であるγ_Rの形態等が機械的特性に
どの様な影響を及ぼすか調べる目的で、同一鋼種を用
い、製造条件を変化させた実験も行い、これらの結果も
表２に併記している。

【０１１７】例えば表２のＮｏ．２、３及び１６はいず
れも同一鋼種（表１のＮｏ．２）を使用し、製造条件を
変えた例［Ｎｏ．２はオーステンパ温度が低い為、γ_R
中のＣ濃縮が充分行われなかった例；Ｎｏ．３は、熱延
で仕上圧延後、７００℃において空冷を１０秒間行った
為、最終組織のフェライト（Ｆ）分量が４７％と高くな
った例；Ｎｏ．１６は熱延で仕上圧延後、巻取まで急冷
（平均冷却速度４０℃／ｓ）した為、Ｎｏ．３に比べ、
最終組織のフェライト（Ｆ）量が少ない例］であるが、
Ｎｏ．３及び１６の如く、γ_R中のＣγ_Rが本発明の好ま
しい範囲（０．８％以上）に制御されたものは、好まし
い範囲を外れるＮｏ．２に比べ、伸びが向上している。

【０１１８】また、表２のＮｏ．５、１８及び２０はい
ずれも同一鋼種（表１のＮｏ．４）を使用し、製造条件
を変えた例［Ｎｏ．５は、前記Ｎｏ．３と同じ条件で製
造した例；Ｎｏ．１８は、前記Ｎｏ．１６と同じ条件で
製造した例；Ｎｏ．２０は、前記Ｎｏ．５と同様の熱延
を行った後、焼鈍する際、オーステンパ処理温度（Ｔ
４）で保持した後、３０℃／ｓの平均冷却速度で室温ま
で冷却した例］であるが、Ｎｏ．５及び２０に比べて焼
戻ベイナイトの占積率が多いＮｏ．１８は、伸びフラン
ジ性に優れている。

【０１１９】更にＮｏ．２１〜２３は、いずれも同一鋼
種（表１のＮｏ．３）を用い、熱延時の加熱温度（ＳＲ
Ｔ）を低くした例（Ｎｏ．２１は１１００℃、Ｎｏ．２
２は１０５０℃、Ｎｏ．２３は１０００℃）であり、熱
延時の加熱温度を高温に制御したＮｏ．１７に比べ、γ
_R中に占めるラス状γ_Rの面積率は減少し、伸びフランジ
性が低下した。

【０１２０】またＮｏ．２４〜２６は、いずれも同一鋼
種（表１のＮｏ．３）を用い、ＳＲＴ及び熱延時の平均
冷却速度を変えた例（Ｎｏ．２４はＳＲＴ：１２００
℃、平均冷却速度：６０℃／ｓ、Ｎｏ．２５はＳＲＴ：
１２００℃、平均冷却速度：２０℃／ｓ、Ｎｏ．２６は
ＳＲＴ：１０００℃、平均冷却速度：２０℃／ｓ）であ
る。このうちＮｏ．２５はＳＲＴを高めに設定している
ので、γ_R中に占めるラス状γ_Rの面積率は７６％と、好
ましい範囲を満足している。また、Ｎｏ．２４はＳＲＴ
も高く、冷却速度も著しく速い為、ラス状γ_Rの面積率
は９６％にまで上昇し、伸びフランジ性も極めて良好で
あった。これに対し、Ｎｏ．２６は、ＳＲＴも低く、冷
却速度も遅い為、ラス状γ_Rの面積率は３０％と低下し
た。

【０１２１】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
戻ベイナイト及びフェライトを有していることが分か
る。

【０１２２】これに対し、本発明で特定する要件のいず
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。

【０１２３】まず、Ｎｏ．１はＣ量が少ない例であり、
所望のＥｌを確保することができなかった。

【０１２４】Ｎｏ．２はＣγ_R量が０．８％未満の例で
あり、所望のＥｌを確保することができなかった。

【０１２５】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が低かった。

【０１２６】また、Ｎｏ．１９は、Ｔ３均熱以降の平均
冷却速度を３℃／ｓと遅くして製造した為、パーライト
組織が多く、所定の焼戻ベイナイトが得られなかった例
であり、所定の焼戻ベイナイトが得られたＮｏ．４及び
１７［Ｎｏ．４は熱延で仕上圧延後、７００℃において
空冷を１０秒間行った例；Ｎｏ．１７は熱延で仕上圧延
後、巻取まで急冷（平均冷却速度４０℃／ｓ）した例］
に比べ、Ｅｌ及びλが低下した。

【０１２７】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．
２１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．２２は、表１のＮ
ｏ．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ＴＲＩＰ鋼板；及びＮｏ．２３は、表１のＮ
ｏ．２の供試鋼を用いた、従来のフェライト・ベイナイ
トの２相組織鋼板である。

【０１２８】

【表３】

【０１２９】表３より、Ｎｏ．２１は、伸び、及び伸び
フランジ性が劣化し、Ｎｏ．２２は伸びフランジ性が劣
化し、Ｎｏ．２３は伸びが劣化する、といった不具合を
夫々有している。

【０１３０】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。

【０１３１】これらの結果を表５に示す。

【０１３２】

【表４】

【０１３３】

【表５】

【０１３４】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）。

【０１３５】まず、Ｎｏ．３〜６、８〜１８、及び２０
〜２６はいずれも、本発明で特定する要件を満足してい
るので、良好な特性の鋼板が得られた。

【０１３６】尚、本実施例は主に、成分組成と機械的特
性との関係を明らかにすべく実験を行ったものである
が、特に第２相組織であるγ_Rが機械的特性にどの様な
影響を及ぼすか調べる目的で、同一鋼種を用い、製造条
件を変化させた実験も行い、これらの結果も表５に併記
している。

【０１３７】例えば表５のＮｏ．３、及び１６はいずれ
も同一鋼種（表４のＮｏ．３）を使用し、製造条件を変
えた例［Ｎｏ．３は熱延で仕上圧延後、７００℃におい
て空冷を１０秒間行った例；Ｎｏ．１６は熱延で仕上圧
延後、巻取まで急冷（平均冷却速度４０℃／ｓ）した
為、Ｎｏ．３に比べ、最終組織のフェライト（Ｆ）量が
少ない例］であるが、Ｎｏ．３に比べ、焼戻ベイナイト
の占積率が多いＮｏ．１６は伸びフランジ性に優れてい
る。

【０１３８】また、表５のＮｏ．６及び１８はいずれも
同一鋼種（表４のＮｏ．６）を使用し、製造条件を変え
た例（Ｎｏ．６は前記Ｎｏ．４と同じ条件で製造した
例；Ｎｏ．１８は前記Ｎｏ．１７と同じ条件で製造した
例）であるが、Ｎｏ．６に比べて焼戻ベイナイトの占積
率が多いＮｏ．１８は、伸びフランジ性に優れている。

【０１３９】更にＮｏ．２１〜２３は、いずれも同一鋼
種（表４のＮｏ．４）を用い、熱延時の加熱温度を低く
した例（Ｎｏ．２１は１１００℃、Ｎｏ．２２は１０５
０℃、Ｎｏ．２３は１０００℃）であり、熱延時の加熱
温度を高温に制御したＮｏ．１７に比べ、γ_R中に占め
るラス状γ_Rの面積率は減少し、伸びフランジ性が低下
した。

【０１４０】またＮｏ．２４〜２６は、いずれも同一鋼
種（表４のＮｏ．４）を用い、ＳＲＴ及び熱延時の平均
冷却速度を変えた例（Ｎｏ．２４はＳＲＴ：１２００
℃、平均冷却速度：６０℃／ｓ、Ｎｏ．２５はＳＲＴ：
１２００℃、平均冷却速度：２０℃／ｓ、Ｎｏ．２６は
ＳＲＴ：１０００℃、平均冷却速度：２０℃／ｓ）であ
る。このうちＮｏ．２５はＳＲＴを高めに設定している
ので、γ_R中に占めるラス状γ_Rの面積率は７８％と、好
ましい範囲を満足している。また、Ｎｏ．２４はＳＲＴ
も高く、冷却速度も著しく速い為、ラス状γ_Rの面積率
は８７％に上昇し、伸びフランジ性も極めて良好であっ
た。これに対し、Ｎｏ．２６は、ＳＲＴも低く、冷却速
度も遅い為、ラス状γ_Rの面積率は３５％と低下した。

【０１４１】これに対し、本発明で特定する要件のいず
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。

【０１４２】まず、Ｎｏ．１はＣ量が０．１５％と、他
の例（Ｃ量が０．４％以上）に比べて少ないため、Ｅｌ
が低い。

【０１４３】Ｎｏ．２もＣ量が０．２０％と少なく、且
つ、オーステンパ温度が低い為、γ _R中のＣ濃縮が充分
行われなかった為、Ｃγ_R量が０．８％未満の例であ
り、Ｅｌが低い。

【０１４４】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が低かった。

【０１４５】また、Ｎｏ．１９は、Ｔ３均熱以降の平均
冷却速度を３℃／ｓと遅くして製造した為、パーライト
組織が多く、所定の焼戻ベイナイトが得られなかった例
であり、所定の焼戻ベイナイトが得られたＮｏ．４及び
１７［Ｎｏ．４は熱延で仕上圧延後、７００℃において
空冷を１０秒間行った例；Ｎｏ．１７は熱延で仕上圧延
後、巻取まで急冷（平均冷却速度４０℃／ｓ）した例］
に比べ、Ｅｌ及びλが低下した。

【０１４６】実施例３：製造条件の検討 本実施例では、表１のＮｏ．４、及び表４のＮｏ．４の
実験用スラブを用い、表６及び表７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。

【０１４７】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６及び７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．４はＣ：０．２ ０％；及び表４のＮ
ｏ．４はＣ：０．４８％）で他の成分含有量は概ね同じ
である為、得られた組織構成（第２相の種類）はすべて
同じであった。

【０１４８】

【表６】

【０１４９】

【表７】

【０１５０】まず、表６のＮｏ．１〜２５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→連続焼鈍を施した例であり、こ
のうちＮｏ．５〜７及びＮｏ．２５は熱延工程で一段冷
却を行った例、その他は二段冷却を行った例である。ま
た、Ｎｏ．２４〜２５は熱延→めっき（更に合金化処
理）を施した例であり、このうちＮｏ．２４は熱延工程
で二段冷却を行った例であり、Ｎｏ．２５は一段冷却を
行った例である。

【０１５１】これらのうちＮｏ．１〜３、７、９〜１
１、１３、１４、１６、１８、１９、及び２２〜２５
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。

【０１５２】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６のＮｏ．２４を用い、
プレめっき処理を施したこと以外は表６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６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）。

【０１５３】［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）。

【０１５４】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。

【０１５５】Ｎｏ．４は、熱延時の巻取温度（ＣＴ）が
低い例であり、フェライト及び焼戻ベイナイトが生成し
た。

【０１５６】Ｎｏ．５は、上記ＣＴが高い例であり、従
来のＴＲＩＰ鋼（ポリゴナルフェライトを母相とするＴ
ＲＩＰ鋼）と同じ組織となり、所望の組織が得られなか
った。

【０１５７】Ｎｏ．６は、熱延時の平均冷却速度（Ｃ
Ｒ）が低い例であり、熱延ままの組織中に焼入ベイナイ
トがないため、所望の組織が得られず、従来のＴＲＩＰ
鋼組織が生成した。

【０１５８】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、従来のＴ
ＲＩＰ鋼組織が生成した。

【０１５９】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。

【０１６０】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
所望の焼戻ベイナイトが得られなかった。

【０１６１】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。

【０１６２】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。

【０１６３】次に、表６のＮｏ．２６〜３０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．２６〜２８は熱延→冷延→連続焼鈍
を、Ｎｏ．２９〜３０は熱延→冷延→めっき（更に合金
化処理）を施した例であり、このうちＮｏ．２８及び３
０は、熱延工程で一段冷却を行った例、その他は二段冷
却を行った例である。

【０１６４】これらのうちＮｏ．２６、２８〜３０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。

【０１６５】これに対し、Ｎｏ．２７は冷延率が高い例
であり、所望の焼戻ベイナイトが得られなかった。

【０１６６】最後に、表７のＮｏ．３１〜５７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．３１〜５６は熱延→冷延→第一の連続焼鈍→
第二の連続焼鈍を、Ｎｏ．５７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。

【０１６７】このうちＮｏ．３２〜３４、３６、３７、
３９、４１〜４３、４６〜４７、４９、５１〜５２、及
び５５〜５７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。

【０１６８】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．５７を用い、
前述した表６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）。

【０１６９】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。

【０１７０】Ｎｏ．３１は、第一の連続焼鈍時における
γ域の温度（Ｔ１）が高い例であり、焼戻ベイナイトで
はなく、フェライト＋焼戻マルテンサイトとなった。

【０１７１】Ｎｏ．３５は、上記Ｔ１が低い例であり、
所望のγ_Rが得られなかった。

【０１７２】Ｎｏ．３８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。

【０１７３】Ｎｏ．４０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、従来のＴＲＩ
Ｐ鋼組織となった。

【０１７４】Ｎｏ．４４は、上記Ｔ３が低い例であり、
所望のγ_Rが得られなかった。

【０１７５】Ｎｏ．４５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り、焼戻ベイナイトは消失した。

【０１７６】Ｎｏ．４８は、上記ｔ３が短い例であり、
焼戻不足となり、所望の焼戻ベイナイトが得られなかっ
た。

【０１７７】Ｎｏ．５０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。

【０１７８】Ｎｏ．５３及び５４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。

【０１７９】

【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ベイナイトの硬度と、
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】焼戻ベイナ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。

【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 ベイナイトラス

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） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２３Ｃ 2/02 Ｃ２３Ｃ 2/02 2/06 2/06 特許法第30条第１項適用申請有り 平成12年９月１日 社団法人日本鉄鋼協会発行の「日本鉄鋼協会講演論文集 材料とプロセス，Ｖｏｌ．13（2000）Ｎｏ．６」に発 表 (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 Ｆターム(参考） 4K027 AA05 AA23 AB02 AB05 AB43 AC18 AC73 4K037 EA01 EA05 EA06 EA07 EA09 EA11 EA13 EA17 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA36 EB01 EB05 EB08 EB09 EB12 FC00 FD03 FD04 FF00 GA05

Claims (15)

【特許請求の範囲】
1. 【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、焼戻ベイナイトを全組織に対して占積率で
   １５％以上、及びフェライトを含有し、 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３〜３０％含有すると共に、該残留オーステナイ
   ト中のＣ濃度（Ｃγ_R）は０．８％以上であり、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。
2. 【請求項２】 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に記載の高強度鋼板。
3. 【請求項３】 残留オーステナイト中に占める前記ラス
   状の残留オーステナイトは、占積率で６０％以上である
   請求項２に記載の高強度鋼板。
4. 【請求項４】 前記フェライトを全組織に対して占積率
   で５〜６０％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。
5. 【請求項５】 前記フェライトを全組織に対して占積率
   で５％以上３０％未満含有するものである請求項４に記
   載の高強度鋼板。
6. 【請求項６】 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１〜５の
   いずれかに記載の高強度鋼板。
7. 【請求項７】 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６に記載
   の高強度鋼板。
8. 【請求項８】 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６または７に記載の高強度
   鋼板。
9. 【請求項９】 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１〜８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１０℃／ｓ以上の平均冷却速度
   で、Ｍｓ点以上Ｂｓ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。
10. 【請求項１０】 前記熱延工程は、 （Ａ_r3−５０）℃以上の温度で熱延を終了する工程；７
    ００±１００℃の範囲の温度域まで、３０℃／ｓ以上の
    平均冷却速度で冷却する工程；該温度域で空冷を１〜３
    ０秒間行う工程；空冷後、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度
    まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して巻取る
    工程を包含するものである請求項９に記載の製造方法。
11. 【請求項１１】 前記連続焼鈍工程は、 Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持す
    る工程；（Ａ₁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４８
    ０℃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
    包含するものである請求項９または１０に記載の製造方
    法。
12. 【請求項１２】 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９〜１１のいずれかに記載
    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］
13. 【請求項１３】 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１〜８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、Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度で
    加熱保持する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度
    で、Ｍｓ点以上Ｂｓ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。
14. 【請求項１４】 前記第二の連続焼鈍工程は、 Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持す
    る工程；（Ａ₁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４８
    ０℃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
    包含するものである請求項１３に記載の製造方法。
15. 【請求項１５】 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１３または１４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］