JP2003213369A - 伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び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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- JP2003213369A JP2003213369A JP2002005041A JP2002005041A JP2003213369A JP 2003213369 A JP2003213369 A JP 2003213369A JP 2002005041 A JP2002005041 A JP 2002005041A JP 2002005041 A JP2002005041 A JP 2002005041A JP 2003213369 A JP2003213369 A JP 2003213369A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた４４０
〜７８０ＭＰａ級の高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき
鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板と、それらの
製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃを０．０４〜０．２２％、
Ｓｉを１．０％以下、Ｍｎを３．０％以下、Ｐを０．０
５％以下、Ｓを０．０１％以下、Ａｌを０．０１〜０．
１％、及びＮを０．００１〜０．００５％、必要に応じ
て更に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖから選ばれる１種以上を合計で
０．００８％以上０．０５％以下含有し、残部Ｆｅ及び
不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつフェライ
ト相を主相とし、第二相のマルテンサイトの最大粒径が
２μｍ以下で、かつ、その面積率が５％以上である鋼板
とし、また、表面に溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛
めっきを施した鋼板とする。
〜７８０ＭＰａ級の高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき
鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板と、それらの
製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃを０．０４〜０．２２％、
Ｓｉを１．０％以下、Ｍｎを３．０％以下、Ｐを０．０
５％以下、Ｓを０．０１％以下、Ａｌを０．０１〜０．
１％、及びＮを０．００１〜０．００５％、必要に応じ
て更に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖから選ばれる１種以上を合計で
０．００８％以上０．０５％以下含有し、残部Ｆｅ及び
不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつフェライ
ト相を主相とし、第二相のマルテンサイトの最大粒径が
２μｍ以下で、かつ、その面積率が５％以上である鋼板
とし、また、表面に溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛
めっきを施した鋼板とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は，主にプレス加工を
施された後、塗装焼付け処理を施される自動車車体部材
などに有用な鋼板に関し、特に、プレス成形時の良好な
伸びフランジ性、プレス成形後の塗装焼付け硬化性（Ｂ
Ｈ性）及び耐衝突特性に優れる高強度鋼板、高強度溶融
亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及
びそれらの製造方法に関する。
施された後、塗装焼付け処理を施される自動車車体部材
などに有用な鋼板に関し、特に、プレス成形時の良好な
伸びフランジ性、プレス成形後の塗装焼付け硬化性（Ｂ
Ｈ性）及び耐衝突特性に優れる高強度鋼板、高強度溶融
亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及
びそれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球環境保全の観点から、炭酸ガ
スの排出量が規制される方向にあり、自動車の軽量化に
よる燃費改善が望まれている。自動車の軽量化を進める
上では、自動車車体に多くの重量割合を占める鋼板を薄
肉化するのが有効な手段である。また、衝突時の乗員保
護の観点から、車体構造の工夫により衝突時のエネルギ
ーを吸収できるような構造が重要であり、それに適した
鋼材の開発が重要になっている。こうした状況から、自
動車の構造部材や補強部材を中心として、薄肉化と同時
に衝突時の降伏強度が高い高強度鋼板の使用率は増加の
一途をたどっている。
スの排出量が規制される方向にあり、自動車の軽量化に
よる燃費改善が望まれている。自動車の軽量化を進める
上では、自動車車体に多くの重量割合を占める鋼板を薄
肉化するのが有効な手段である。また、衝突時の乗員保
護の観点から、車体構造の工夫により衝突時のエネルギ
ーを吸収できるような構造が重要であり、それに適した
鋼材の開発が重要になっている。こうした状況から、自
動車の構造部材や補強部材を中心として、薄肉化と同時
に衝突時の降伏強度が高い高強度鋼板の使用率は増加の
一途をたどっている。
【０００３】自動車の車体骨格用部材に適用するための
鋼板には、耐衝突特性として知られる特性の高いことが
要求され、具体的には４４０〜７８０ＭＰａ程度の引張
強度が必要とされる。鋼板の耐衝突特性の向上には、降
伏点（ＹＰ）を高くするのとと焼付け硬化性（ＢＨ性）
を高くするのが有効なことが知られている。しかし、鋼
板の引張強度が高くなるほど、成形性は困難になり、成
形時の伸びフランジ成形を受ける部位が割れるなど、プ
レス成形性が悪くなる。したがって、伸びフランジ成形
性を損ねることなく実用的な耐衝突特性を備えた鋼板が
嘱望されている。
鋼板には、耐衝突特性として知られる特性の高いことが
要求され、具体的には４４０〜７８０ＭＰａ程度の引張
強度が必要とされる。鋼板の耐衝突特性の向上には、降
伏点（ＹＰ）を高くするのとと焼付け硬化性（ＢＨ性）
を高くするのが有効なことが知られている。しかし、鋼
板の引張強度が高くなるほど、成形性は困難になり、成
形時の伸びフランジ成形を受ける部位が割れるなど、プ
レス成形性が悪くなる。したがって、伸びフランジ成形
性を損ねることなく実用的な耐衝突特性を備えた鋼板が
嘱望されている。
【０００４】このような状況において、特開平６−７３
４９７号公報に開示されているように、鋼板組織をフェ
ライト・マルテンサイト・ベイナイトの３相の複合組織
にして、フェライト・マルテンサイト複合組織の特徴で
ある高い伸びと低い降伏比（引張強度に対する降伏点の
比）を確保し、これにベイナイト組織を共存させること
で、伸びフランジ変形が悪化する原因となるボイドの発
生起点の硬質マルテンサイト相を減らしても強度が確保
でき、さらにＢＨ性も付与する技術が提案されている。
しかし、この公報に記載された技術においてのＢＨ量は
最大で５１ＭＰａであり、より耐衝突特性を向上させる
ため、ＢＨ量を付与した鋼板が望まれている。
４９７号公報に開示されているように、鋼板組織をフェ
ライト・マルテンサイト・ベイナイトの３相の複合組織
にして、フェライト・マルテンサイト複合組織の特徴で
ある高い伸びと低い降伏比（引張強度に対する降伏点の
比）を確保し、これにベイナイト組織を共存させること
で、伸びフランジ変形が悪化する原因となるボイドの発
生起点の硬質マルテンサイト相を減らしても強度が確保
でき、さらにＢＨ性も付与する技術が提案されている。
しかし、この公報に記載された技術においてのＢＨ量は
最大で５１ＭＰａであり、より耐衝突特性を向上させる
ため、ＢＨ量を付与した鋼板が望まれている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】このように、これまで
のところ、十分な耐衝突特性を満足するのに必要なＢＨ
量と、良好な伸びフランジ性を両立した高強度鋼板は知
られていない。本発明は、このような現状に鑑み、伸び
フランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板を提供する
ことを目的としている。また、伸びフランジ性と耐衝突
特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することも本発明の目的で
ある。
のところ、十分な耐衝突特性を満足するのに必要なＢＨ
量と、良好な伸びフランジ性を両立した高強度鋼板は知
られていない。本発明は、このような現状に鑑み、伸び
フランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板を提供する
ことを目的としている。また、伸びフランジ性と耐衝突
特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することも本発明の目的で
ある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、特に自動
車の構造部材としての高強度鋼板を開発するに当たり、
種々の薄鋼板について加工、塗装焼付け後の降伏強度お
よび伸びフランジ性を検討した結果、次の知見を得るに
至った。即ち、伸びフランジ性は軟質なフェライト相に
接する硬質なマルテンサイトの粒径と相関があり、マル
テンサイト粒径が２μｍ以下になると伸びフランジ成形
を支配するボイドの発生起点としての役割が小さくなる
ことがわかった。しかも、鋼板組織中の微細なマルテン
サイトの存在は、塗装焼付け硬化量（ＢＨ性）をも向上
させ、少なくとも６０ＭＰａ以上を得ることができる。
車の構造部材としての高強度鋼板を開発するに当たり、
種々の薄鋼板について加工、塗装焼付け後の降伏強度お
よび伸びフランジ性を検討した結果、次の知見を得るに
至った。即ち、伸びフランジ性は軟質なフェライト相に
接する硬質なマルテンサイトの粒径と相関があり、マル
テンサイト粒径が２μｍ以下になると伸びフランジ成形
を支配するボイドの発生起点としての役割が小さくなる
ことがわかった。しかも、鋼板組織中の微細なマルテン
サイトの存在は、塗装焼付け硬化量（ＢＨ性）をも向上
させ、少なくとも６０ＭＰａ以上を得ることができる。
【０００７】より具体的に言えば、発明者らは、鋼板の
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ及びＮ成分の組成を特定
の範囲に規定し、かつフェライト相を主相とし、第二相
のマルテンサイトの最大粒径が２μｍ以下でかつ、マル
テンサイト相が全体に占める面積率を５％以上とするこ
とで、伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた所期の高強
度鋼板が得られることを見出した。本発明は、このよう
な新しい知見に基づくものであり、その要旨とするとこ
ろは次のとおりである。
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ及びＮ成分の組成を特定
の範囲に規定し、かつフェライト相を主相とし、第二相
のマルテンサイトの最大粒径が２μｍ以下でかつ、マル
テンサイト相が全体に占める面積率を５％以上とするこ
とで、伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた所期の高強
度鋼板が得られることを見出した。本発明は、このよう
な新しい知見に基づくものであり、その要旨とするとこ
ろは次のとおりである。
【０００８】（１）質量％で表して、Ｃを０．０４〜
０．２２％、Ｓｉを１．０％以下、Ｍｎを３．０％以
下、Ｐを０．０５％以下、Ｓを０．０１％以下、Ａｌを
０．０１〜０．１％及びＮを０．００１〜０．００５％
含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成
を有し、かつ、フェライト相を主相とし、第二相のマル
テンサイトの最大粒径が２μｍ以下でかつその面積率が
５％以上であることを特徴とする伸びフランジ性と耐衝
突特性に優れた高強度鋼板。
０．２２％、Ｓｉを１．０％以下、Ｍｎを３．０％以
下、Ｐを０．０５％以下、Ｓを０．０１％以下、Ａｌを
０．０１〜０．１％及びＮを０．００１〜０．００５％
含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成
を有し、かつ、フェライト相を主相とし、第二相のマル
テンサイトの最大粒径が２μｍ以下でかつその面積率が
５％以上であることを特徴とする伸びフランジ性と耐衝
突特性に優れた高強度鋼板。
【０００９】（２）前記成分組成にＮｂ、Ｔｉ及びＶか
ら選ばれる１種以上を合計で０．００８％以上０．０５
％以下含有する、前記（１）記載の伸びフランジ性と耐
衝突特性に優れた高強度鋼板。
ら選ばれる１種以上を合計で０．００８％以上０．０５
％以下含有する、前記（１）記載の伸びフランジ性と耐
衝突特性に優れた高強度鋼板。
【００１０】（３）前記（１）又は（２）のいずれかに
記載の鋼板とその表面に形成した溶融亜鉛めっき層から
構成される伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度
溶融亜鉛めっき鋼板。
記載の鋼板とその表面に形成した溶融亜鉛めっき層から
構成される伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度
溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】（４）前記（１）又は（２）のいずれかに
記載の鋼板とその表面に形成した合金化溶融亜鉛めっき
層から構成される伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
記載の鋼板とその表面に形成した合金化溶融亜鉛めっき
層から構成される伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】（５）前記（１）又は（２）のいずれかに
記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５
０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０
℃以上１０２０℃以下で行い、冷却速度４０℃／ｓ以上
で２００℃以下に冷却することを特徴とする伸びフラン
ジ性と耐衝突特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５
０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０
℃以上１０２０℃以下で行い、冷却速度４０℃／ｓ以上
で２００℃以下に冷却することを特徴とする伸びフラン
ジ性と耐衝突特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１３】（６）前記（１）又は（２）のいずれかに
記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５
０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０
℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間
圧延率４０％以上で冷間圧延処理を行なった後に、下記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で４００℃未満まで冷
却することを特徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に
優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５
０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０
℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間
圧延率４０％以上で冷間圧延処理を行なった後に、下記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で４００℃未満まで冷
却することを特徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に
優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１４】
【数６】
【００１５】（７）前記（１）又は（２）のいずれかに
記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５
０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０
℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、下記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃
／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特
徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５
０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０
℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、下記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃
／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特
徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１６】
【数７】
【００１７】（８）前記（１）又は（２）のいずれかに
記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５
０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０
℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、下記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５
０〜５５０℃の範囲の温度域で５〜９０秒保持してから
５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却すること
を特徴とするフランジ性と耐衝突特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。
記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５
０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０
℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、下記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５
０〜５５０℃の範囲の温度域で５〜９０秒保持してから
５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却すること
を特徴とするフランジ性と耐衝突特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】
【数８】
【００１９】（９）前記（１）又は（２）のいずれかに
記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５
０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０
℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間
圧延率４０％以上で冷間圧延処理を行なった後に、下記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃
／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特
徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５
０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０
℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間
圧延率４０％以上で冷間圧延処理を行なった後に、下記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃
／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特
徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２０】
【数９】
【００２１】（１０）前記（１）又は（２）のいずれか
に記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１
５０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７
０℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷
間圧延率４０％以上で冷間圧延処理を行なった後に、下
記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍し
た後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃
まで冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４
５０〜５５０℃の範囲の温度域で５〜９０秒保持してか
ら５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却するこ
とを特徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
に記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１
５０℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７
０℃以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷
間圧延率４０％以上で冷間圧延処理を行なった後に、下
記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍し
た後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃
まで冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４
５０〜５５０℃の範囲の温度域で５〜９０秒保持してか
ら５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却するこ
とを特徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２２】
【数１０】
【００２３】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
本発明の伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼
板においては、その成分組成を、質量％で表して、Ｃが
０．０４〜０．２２％、Ｓｉが１．０％以下、Ｍｎが
３．０％以下、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．０１％以
下、Ａｌが０．０１〜０．１％、及びＮが０．００１〜
０．００５％となるようにし、残部をＦｅ及び不可避的
不純物とする。
本発明の伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼
板においては、その成分組成を、質量％で表して、Ｃが
０．０４〜０．２２％、Ｓｉが１．０％以下、Ｍｎが
３．０％以下、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．０１％以
下、Ａｌが０．０１〜０．１％、及びＮが０．００１〜
０．００５％となるようにし、残部をＦｅ及び不可避的
不純物とする。
【００２４】鋼板中のＣ成分は、マルテンサイトの生成
に重要な元素であり、かつ本発明鋼で得られる高い塗装
焼付け性を得るために不可欠な元素である。Ｃが０．０
４％未満では、マルテンサイト面積率を５％以上得るこ
とができず、Ｃの下限を０．０４％とする。また、Ｃが
０．２２％を超える場合、著しく溶接性が劣化するた
め、Ｃの上限を０．２２％とする。
に重要な元素であり、かつ本発明鋼で得られる高い塗装
焼付け性を得るために不可欠な元素である。Ｃが０．０
４％未満では、マルテンサイト面積率を５％以上得るこ
とができず、Ｃの下限を０．０４％とする。また、Ｃが
０．２２％を超える場合、著しく溶接性が劣化するた
め、Ｃの上限を０．２２％とする。
【００２５】Ｓｉ成分は、延性を損ねず、鋼板の機械的
強度を高めるのに有効な元素である。Ｓｉを１．０％を
超えて添加する場合には、めっき密着性を損ねるため、
これを上限とする。
強度を高めるのに有効な元素である。Ｓｉを１．０％を
超えて添加する場合には、めっき密着性を損ねるため、
これを上限とする。
【００２６】Ｍｎ成分は、オーステナイト安定化元素で
あり、変態生成物を作り、鋼板の機械的強度を高めるの
に有効な元素である。ただし、Ｍｎ含有量が３．０％を
超える場合、溶製が困難になるばかりでなく加工性が劣
化するため、Ｍｎの上限を３．０％とする。
あり、変態生成物を作り、鋼板の機械的強度を高めるの
に有効な元素である。ただし、Ｍｎ含有量が３．０％を
超える場合、溶製が困難になるばかりでなく加工性が劣
化するため、Ｍｎの上限を３．０％とする。
【００２７】Ｐ成分は、安価に鋼板の機械的強度を高め
る元素である。しかし、Ｐ含有量が０．０５％を超える
場合には、加工後の脆性的な破壊が生じやすくなるた
め、Pの上限を０．０５％とする。
る元素である。しかし、Ｐ含有量が０．０５％を超える
場合には、加工後の脆性的な破壊が生じやすくなるた
め、Pの上限を０．０５％とする。
【００２８】Ｓ成分は、鋼中で介在物中に存在する。Ｓ
含有量が０．０１％を超える場合には、介在物量が増加
し、伸びフランジ性が劣化するため、Ｓの上限を０．０
１％とする。
含有量が０．０１％を超える場合には、介在物量が増加
し、伸びフランジ性が劣化するため、Ｓの上限を０．０
１％とする。
【００２９】Ａｌ成分は、脱酸に用いられる元素であ
る。そのため、０．０１％未満では、脱酸が不十分とな
り、加工性が劣化するため、これを下限とする。また、
Ａｌが０．１％を超えると、コストアップになるばかり
で、脱酸効果は飽和する。そのため、上限を０．１％と
する。
る。そのため、０．０１％未満では、脱酸が不十分とな
り、加工性が劣化するため、これを下限とする。また、
Ａｌが０．１％を超えると、コストアップになるばかり
で、脱酸効果は飽和する。そのため、上限を０．１％と
する。
【００３０】Ｎ成分は、Cと同様、マルテンサイトの生
成や塗装焼付け性を得るために重要な元素である。しか
し、脱酸元素であるＡｌが存在する場合、Ｎは窒化物と
して鋼中に存在し、延性を劣化させる。そのためＮ量は
少ないほど良いが、０．００１％未満にするには、脱Ｎ
工程が必要になり製造コストが上がるため、これを下限
とする。また、Ｎ量が０．００５％を超えると、析出し
た窒化物が鋼板組織を不均一にするため、安定した強度
が得られず、工業生産に不向きとなる。そこで、Ｎ量の
上限は０．００５％とする。
成や塗装焼付け性を得るために重要な元素である。しか
し、脱酸元素であるＡｌが存在する場合、Ｎは窒化物と
して鋼中に存在し、延性を劣化させる。そのためＮ量は
少ないほど良いが、０．００１％未満にするには、脱Ｎ
工程が必要になり製造コストが上がるため、これを下限
とする。また、Ｎ量が０．００５％を超えると、析出し
た窒化物が鋼板組織を不均一にするため、安定した強度
が得られず、工業生産に不向きとなる。そこで、Ｎ量の
上限は０．００５％とする。
【００３１】本発明の高強度鋼板は、上述の成分の他
に、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶから選ばれる1種以上を合計で
０．００８％以上０．０５％以下の条件で更に含むこと
ができる。Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶは、いずれも炭窒化物形
成元素であり、鋼中に析出物を形成し、鋼板の機械的強
度、特に降伏点を高めるのに有効な元素である。Ｎｂ、
Ｔｉ、Ｖから選ばれる一種以上の合計量が０．００８％
に満たない場合、降伏点上昇の効果はほとんど得られ
ず、下限を０．００８％とする。また、それらの合計量
が０．０５％を超えると、加工性の劣化とともに、塗装
焼付け硬化性の源である鋼中のC、Nと結びついて析出し
てしまい、高BH性が得られない。そのため、上限を０．
０５％とする。
に、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶから選ばれる1種以上を合計で
０．００８％以上０．０５％以下の条件で更に含むこと
ができる。Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶは、いずれも炭窒化物形
成元素であり、鋼中に析出物を形成し、鋼板の機械的強
度、特に降伏点を高めるのに有効な元素である。Ｎｂ、
Ｔｉ、Ｖから選ばれる一種以上の合計量が０．００８％
に満たない場合、降伏点上昇の効果はほとんど得られ
ず、下限を０．００８％とする。また、それらの合計量
が０．０５％を超えると、加工性の劣化とともに、塗装
焼付け硬化性の源である鋼中のC、Nと結びついて析出し
てしまい、高BH性が得られない。そのため、上限を０．
０５％とする。
【００３２】本発明の鋼板は、主相であるフェライト相
と第二相であるマルテンサイト相から構成される。第二
相であるマルテンサイトの粒径が２μｍを超えると、軟
質なフェライト相と硬質なマルテンサイトとの界面にお
いてボイドが発生しやすくなり、良好な伸びフランジ成
形性が得られない。そのため、マルテンサイトの粒径は
２μｍ以下とする。
と第二相であるマルテンサイト相から構成される。第二
相であるマルテンサイトの粒径が２μｍを超えると、軟
質なフェライト相と硬質なマルテンサイトとの界面にお
いてボイドが発生しやすくなり、良好な伸びフランジ成
形性が得られない。そのため、マルテンサイトの粒径は
２μｍ以下とする。
【００３３】また、同時に、マルテンサイト相の面積率
が重要である。その面積率が５％以下では、マルテンサ
イト粒径を２μｍ以下にしても、その硬質なマルテンサ
イトの絶対量が少ない分だけ、マルテンサイト周辺への
転位の導入量が少なく、したがって、塗装焼付け工程に
よる降伏点上昇量すなわちＢＨ量も少なくなる。そのた
め、マルテンサイト面積率は５％以上とする。
が重要である。その面積率が５％以下では、マルテンサ
イト粒径を２μｍ以下にしても、その硬質なマルテンサ
イトの絶対量が少ない分だけ、マルテンサイト周辺への
転位の導入量が少なく、したがって、塗装焼付け工程に
よる降伏点上昇量すなわちＢＨ量も少なくなる。そのた
め、マルテンサイト面積率は５％以上とする。
【００３４】ここで、前述のマルテンサイトの粒径は、
任意の板断面の板厚の１／４の位置で１００μｍ×１０
０μｍの領域を走査型電子顕微鏡で組織観察した時の、
マルテンサイトの結晶の切断長さの最大値である。ま
た、マルテンサイト面積率は、上記の組織観察におい
て、１００μｍ×１００μｍ領域においてマルテンサイ
ト相が占有する面積率を意味している。
任意の板断面の板厚の１／４の位置で１００μｍ×１０
０μｍの領域を走査型電子顕微鏡で組織観察した時の、
マルテンサイトの結晶の切断長さの最大値である。ま
た、マルテンサイト面積率は、上記の組織観察におい
て、１００μｍ×１００μｍ領域においてマルテンサイ
ト相が占有する面積率を意味している。
【００３５】本発明の高強度鋼板は、上述の条件を満た
す限りは、熱延鋼板として製造されても、或いは冷延鋼
板として製造されてもよい。また、本発明の高強度鋼板
はめっき鋼板として製造されてもよく、特に好ましく
は、溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板
として製造される。
す限りは、熱延鋼板として製造されても、或いは冷延鋼
板として製造されてもよい。また、本発明の高強度鋼板
はめっき鋼板として製造されてもよく、特に好ましく
は、溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板
として製造される。
【００３６】次に、本発明における高強度鋼板、高強度
溶融亜鉛めっき鋼板、及び、高強度合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法について詳細に説明する。
溶融亜鉛めっき鋼板、及び、高強度合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００３７】まず、本発明の高強度鋼板を熱延鋼板とし
て製造するには、本発明における成分組成を満足するス
ラブを鋳造凝固後、１１５０℃以上で６０分以上加熱
し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行
い、冷却速度４０℃／ｓ以上で２００℃以下に冷却す
る。
て製造するには、本発明における成分組成を満足するス
ラブを鋳造凝固後、１１５０℃以上で６０分以上加熱
し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行
い、冷却速度４０℃／ｓ以上で２００℃以下に冷却す
る。
【００３８】スラブは１１５０℃以上で６０分以上加熱
する。加熱温度が１１５０℃に満たない場合、或いは、
加熱時間が６０分未満の場合は、スラブ内に温度分布が
生じ、長さ方向、幅方向で圧延温度差が生じ、寸法精度
や鋼中組織を不均一にし、工業生産に向かない。
する。加熱温度が１１５０℃に満たない場合、或いは、
加熱時間が６０分未満の場合は、スラブ内に温度分布が
生じ、長さ方向、幅方向で圧延温度差が生じ、寸法精度
や鋼中組織を不均一にし、工業生産に向かない。
【００３９】仕上げ熱間圧延は、仕上げ熱間圧延機内を
８７０℃以上１０２０℃以下の温度範囲内で通過する必
要がある。もし１０２０℃を超えると、オーステナイト
結晶粒が粗大化し、仕上げ熱間圧延後のオーステナイト
粒径も大きくなり、２μｍ以下のマルテンサイトが得ら
れなくなる。また、８７０℃以下では、圧延中にフェラ
イト相が生じるため、均一かつ微細なオーステナイト組
織が得られず、そのため局所的にマルテンサイト粒径が
２μｍを超えるものが生じてしまう。また、熱間圧延後
の冷却速度が４０℃／ｓ未満の場合、マルテンサイト変
態量を確保しがたく、また確保できた場合でも、冷却中
のオーステナイト結晶粒の成長により変態生成するマル
テンサイトの粒径が２μｍを超える。そのため、４０℃
／ｓ以上が必要である。冷却終了温度が２００℃を超え
る場合、上記同様、マルテンサイト面積率が確保されな
い。そのため、冷却終了温度は２００℃以下とする。
８７０℃以上１０２０℃以下の温度範囲内で通過する必
要がある。もし１０２０℃を超えると、オーステナイト
結晶粒が粗大化し、仕上げ熱間圧延後のオーステナイト
粒径も大きくなり、２μｍ以下のマルテンサイトが得ら
れなくなる。また、８７０℃以下では、圧延中にフェラ
イト相が生じるため、均一かつ微細なオーステナイト組
織が得られず、そのため局所的にマルテンサイト粒径が
２μｍを超えるものが生じてしまう。また、熱間圧延後
の冷却速度が４０℃／ｓ未満の場合、マルテンサイト変
態量を確保しがたく、また確保できた場合でも、冷却中
のオーステナイト結晶粒の成長により変態生成するマル
テンサイトの粒径が２μｍを超える。そのため、４０℃
／ｓ以上が必要である。冷却終了温度が２００℃を超え
る場合、上記同様、マルテンサイト面積率が確保されな
い。そのため、冷却終了温度は２００℃以下とする。
【００４０】本発明の高強度鋼板を冷延鋼板として製造
するには、本発明における成分組成を満足するスラブを
鋳造凝固後、１１５０℃以上で６０分以上加熱し、仕上
げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行い、脱ス
ケール処理後、冷間圧延率４０％以上で冷間圧延処理を
行ない、下記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒
以上焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で４００
℃未満まで冷却する。
するには、本発明における成分組成を満足するスラブを
鋳造凝固後、１１５０℃以上で６０分以上加熱し、仕上
げ熱間圧延を８７０℃以上１０２０℃以下で行い、脱ス
ケール処理後、冷間圧延率４０％以上で冷間圧延処理を
行ない、下記（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒
以上焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で４００
℃未満まで冷却する。
【００４１】
【数１１】
【００４２】冷間圧延率が４０％未満では、板厚中心ま
で冷間歪みが均一に導入されず、焼鈍後の中心層におけ
る冷間歪み量が少ない。そのため、再結晶により生成す
るフェライト粒より、隣接する冷間圧延状態の結晶粒が
併呑し合う異常フェライト粒が成長するため、再結晶に
より生成するオーステナイト粒径も不均一となる。した
がって、オーステナイト粒より変態生成するマルテンサ
イトの粒径が十分に小さくならず、十分な伸びフランジ
性が得られない。
で冷間歪みが均一に導入されず、焼鈍後の中心層におけ
る冷間歪み量が少ない。そのため、再結晶により生成す
るフェライト粒より、隣接する冷間圧延状態の結晶粒が
併呑し合う異常フェライト粒が成長するため、再結晶に
より生成するオーステナイト粒径も不均一となる。した
がって、オーステナイト粒より変態生成するマルテンサ
イトの粒径が十分に小さくならず、十分な伸びフランジ
性が得られない。
【００４３】冷間圧延後の焼鈍工程において、（Ｉ）式
を満足するようなα相、γ相の二相域に加熱・保持する
ことが重要である。（Ｉ）式の上限以上の温度域では、
γ相単相になるため、γ／α変態により生成するフェラ
イト相の核生成頻度が減少するため、フェライト粒径が
粗大化し、同時にオーステナイト粒も成長するため、２
μｍ以下のマルテンサイト粒径が得られない。また、
（Ｉ）式の下限未満の温度域では、γ相単相になるよう
な温度域における焼鈍ほどではないが、フェライト結晶
粒の成長と同時にオーステナイト粒も成長するため、所
望とするマルテンサイト粒径が得られない。
を満足するようなα相、γ相の二相域に加熱・保持する
ことが重要である。（Ｉ）式の上限以上の温度域では、
γ相単相になるため、γ／α変態により生成するフェラ
イト相の核生成頻度が減少するため、フェライト粒径が
粗大化し、同時にオーステナイト粒も成長するため、２
μｍ以下のマルテンサイト粒径が得られない。また、
（Ｉ）式の下限未満の温度域では、γ相単相になるよう
な温度域における焼鈍ほどではないが、フェライト結晶
粒の成長と同時にオーステナイト粒も成長するため、所
望とするマルテンサイト粒径が得られない。
【００４４】また、保持時間が３秒未満の場合、組織の
不均一が生じ易く、鋼板の長手方向或いは幅方向での材
質のバラツキにつながる。そのため、保持時間は３秒以
上とする。二相域焼鈍後の冷却速度は２℃／ｓ未満であ
るとパーライト変態が生じ、マルテンサイト量が確保し
難くなり、２００℃／ｓを超える場合は鋼板形状が著し
く悪化するため、冷却速度は２〜２００℃／ｓとする。
冷却終了温度は４００℃未満が好ましい。４００℃以上
の場合、パーライト変態相が生成し、十分なマルテンサ
イト相面積率が得られないためである。
不均一が生じ易く、鋼板の長手方向或いは幅方向での材
質のバラツキにつながる。そのため、保持時間は３秒以
上とする。二相域焼鈍後の冷却速度は２℃／ｓ未満であ
るとパーライト変態が生じ、マルテンサイト量が確保し
難くなり、２００℃／ｓを超える場合は鋼板形状が著し
く悪化するため、冷却速度は２〜２００℃／ｓとする。
冷却終了温度は４００℃未満が好ましい。４００℃以上
の場合、パーライト変態相が生成し、十分なマルテンサ
イト相面積率が得られないためである。
【００４５】本発明の高強度鋼板を溶融亜鉛めっき鋼板
として製造するには、前述したように、本発明の高強度
鋼板を、（１）熱延鋼板とした後、溶融亜鉛めっき処理
を施す方法、（２）冷延鋼板とした後、溶融亜鉛めっき
処理を施す方法、のいずれの方法でも採用することがで
きる。
として製造するには、前述したように、本発明の高強度
鋼板を、（１）熱延鋼板とした後、溶融亜鉛めっき処理
を施す方法、（２）冷延鋼板とした後、溶融亜鉛めっき
処理を施す方法、のいずれの方法でも採用することがで
きる。
【００４６】前記（１）の場合は、本発明における成分
組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０℃以上で
６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０
２０℃以下で行い、次いで脱スケール処理後、上記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃
／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０℃以上で
６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０
２０℃以下で行い、次いで脱スケール処理後、上記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃
／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
【００４７】前記（２）の場合は、本発明における成分
組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０℃以上で
６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０
２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間圧延率４０
％以上で冷間圧延処理を行なった後に、上記（Ｉ）式を
満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２
００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、
次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃／ｓ以上の
冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０℃以上で
６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０
２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間圧延率４０
％以上で冷間圧延処理を行なった後に、上記（Ｉ）式を
満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２
００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、
次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃／ｓ以上の
冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
【００４８】脱スケール処理後、あるいはそれに続く冷
間圧延処理後の焼鈍工程において、（Ｉ）式を満足する
ような焼鈍温度に加熱、保持する理由は既に述べた通り
である。
間圧延処理後の焼鈍工程において、（Ｉ）式を満足する
ような焼鈍温度に加熱、保持する理由は既に述べた通り
である。
【００４９】二相域焼鈍後の冷却速度は２〜２００℃／
ｓとする。２℃／ｓ未満であるとパーライト変態が生
じ、マルテンサイト量が確保しがたくなり、２００℃／
ｓを超える場合、鋼板形状が著しく悪化する。
ｓとする。２℃／ｓ未満であるとパーライト変態が生
じ、マルテンサイト量が確保しがたくなり、２００℃／
ｓを超える場合、鋼板形状が著しく悪化する。
【００５０】冷却終了温度は３５０℃〜５００℃とす
る。冷却終了温度が３５０℃未満であると、亜鉛浴温度
が下がるため、浴温を加熱するなどコスト高となり、５
００℃を超える場合は、γ相よりベイナイト変態が起こ
り、所望のマルテンサイト面積率が得られない。
る。冷却終了温度が３５０℃未満であると、亜鉛浴温度
が下がるため、浴温を加熱するなどコスト高となり、５
００℃を超える場合は、γ相よりベイナイト変態が起こ
り、所望のマルテンサイト面積率が得られない。
【００５１】めっき後の冷却工程は、冷却速度が５℃／
ｓ未満に達しない場合や２５０℃以下まで冷却を施さな
い場合、パーライト変態相の生成が起こり、マルテンサ
イト相が得られない。そこで、５℃／ｓ以上で２５０℃
以下まで冷却する。ここで、溶融亜鉛めっき方法は特に
限定されるものではなく、例えば、ライン内焼鈍方式の
連続溶融亜鉛めっき設備を用いるなど、通常行われてい
る方法でよい。
ｓ未満に達しない場合や２５０℃以下まで冷却を施さな
い場合、パーライト変態相の生成が起こり、マルテンサ
イト相が得られない。そこで、５℃／ｓ以上で２５０℃
以下まで冷却する。ここで、溶融亜鉛めっき方法は特に
限定されるものではなく、例えば、ライン内焼鈍方式の
連続溶融亜鉛めっき設備を用いるなど、通常行われてい
る方法でよい。
【００５２】本発明の高強度鋼板を合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板として製造するには、前述した溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法と同様に、（１）熱延鋼板とした後、溶融
亜鉛めっき処理を行い、更に、合金化処理を施す方法、
（２）冷延鋼板として製造した後、溶融亜鉛めっき処理
を行い、更に、合金化処理を施す方法、のいずれの方法
でも採用することができる。
き鋼板として製造するには、前述した溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法と同様に、（１）熱延鋼板とした後、溶融
亜鉛めっき処理を行い、更に、合金化処理を施す方法、
（２）冷延鋼板として製造した後、溶融亜鉛めっき処理
を行い、更に、合金化処理を施す方法、のいずれの方法
でも採用することができる。
【００５３】前記（１）の場合は、本発明における成分
組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０℃以上で
６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０
２０℃以下で行い、次いで脱スケール処理後、上記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５
０〜５５０℃の範囲の温度域で５〜９０秒保持してから
５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０℃以上で
６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０
２０℃以下で行い、次いで脱スケール処理後、上記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５
０〜５５０℃の範囲の温度域で５〜９０秒保持してから
５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
【００５４】前記（２）の場合は、本発明における成分
組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０℃以上で
６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０
２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間圧延率４０
％以上で冷間圧延処理を行なった後に、上記（Ｉ）式を
満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２
００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、
次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５０〜５５０
℃の範囲の温度領域で５〜９０秒保持してから５℃／ｓ
以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０℃以上で
６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以上１０
２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間圧延率４０
％以上で冷間圧延処理を行なった後に、上記（Ｉ）式を
満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した後、２〜２
００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、
次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５０〜５５０
℃の範囲の温度領域で５〜９０秒保持してから５℃／ｓ
以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
【００５５】合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造は、溶融
亜鉛めっき処理に続いて合金化処理を施すことを除い
て、溶融亜鉛めっき鋼板の製造と同様である。
亜鉛めっき処理に続いて合金化処理を施すことを除い
て、溶融亜鉛めっき鋼板の製造と同様である。
【００５６】合金化処理においては、加熱温度４５０〜
５５０℃で５〜９０秒保持する必要がある。４５０〜５
５０℃の温度域での保持が５秒未満の場合は、十分な鉄
と亜鉛の合金層を形成できず、合金化溶融亜鉛めっき鋼
板としての特性が得られない。また、前記温度域で９０
秒を超えての保持は、フェライト粒界に鉄炭化物のセメ
ンタイト（Ｆｅ３Ｃ）が生成するため、プレス加工によ
り導入される転位と相互作用するC量が減少し、ＢＨ量
が減少する。そのため、保持時間は５〜９０秒の範囲と
する。
５５０℃で５〜９０秒保持する必要がある。４５０〜５
５０℃の温度域での保持が５秒未満の場合は、十分な鉄
と亜鉛の合金層を形成できず、合金化溶融亜鉛めっき鋼
板としての特性が得られない。また、前記温度域で９０
秒を超えての保持は、フェライト粒界に鉄炭化物のセメ
ンタイト（Ｆｅ３Ｃ）が生成するため、プレス加工によ
り導入される転位と相互作用するC量が減少し、ＢＨ量
が減少する。そのため、保持時間は５〜９０秒の範囲と
する。
【００５７】合金化溶融亜鉛めっきを施す方法は、特に
限定されるものではなく、例えば、ライン内焼鈍方式の
連続溶融亜鉛めっき設備を用いるなど、通常行われてい
る方法でよい。
限定されるものではなく、例えば、ライン内焼鈍方式の
連続溶融亜鉛めっき設備を用いるなど、通常行われてい
る方法でよい。
【００５８】
【実施例】次に、実施例により本発明を更に説明する。
言うまでもなく、本発明はこれらの実施例に限定される
ものではない。
言うまでもなく、本発明はこれらの実施例に限定される
ものではない。
【００５９】表１に示す成分組成を有する鋼を鋳造凝固
後、そのまま、または、いったん室温まで冷却した後に
表２に示す条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を製造し
た。鋼片は１１５０℃以上で６０分以上加熱した後、熱
間圧延を施した。これらの熱延鋼板の一部に対し、更に
脱スケール処理後、表２に示す条件で、焼鈍処理につづ
き溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理
を施した。あるいは、熱延鋼板の別の一部を脱スケール
処理後、表２に示す条件で冷間圧延し、焼鈍処理を施
し、冷延鋼板を製造した。こうして得られた冷延鋼板の
一部に対し、表２に示す条件で、焼鈍処理につづき溶融
亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を施
した。
後、そのまま、または、いったん室温まで冷却した後に
表２に示す条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を製造し
た。鋼片は１１５０℃以上で６０分以上加熱した後、熱
間圧延を施した。これらの熱延鋼板の一部に対し、更に
脱スケール処理後、表２に示す条件で、焼鈍処理につづ
き溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理
を施した。あるいは、熱延鋼板の別の一部を脱スケール
処理後、表２に示す条件で冷間圧延し、焼鈍処理を施
し、冷延鋼板を製造した。こうして得られた冷延鋼板の
一部に対し、表２に示す条件で、焼鈍処理につづき溶融
亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を施
した。
【００６０】得られた各鋼板のミクロ組織を顕微鏡観察
するとともに、圧延方向に垂直に試験片を採取し、引張
試験により、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、塗
装焼付硬化（ＢＨ）量を調べた。ここで、降伏強さ及び
引張り強さは、ＪＩＳ Ｚ２２０１記載の５号試験片を
用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の方法に従って測定し
た。また、ＢＨ量とは、２％の引張予変形後の応力か
ら、１７０℃で２０分の時効処理後に再引張した時の降
伏応力への増加量である。また、２００ｍｍ角の試験片
を切り出し、穴径２５ｍｍの穴に対し、平底円筒パンチ
（直径１００ｍｍ）を用いた穴広げ試験を行い、伸びフ
ランジ性を評価した。伸びフランジ性は、（穴縁に割れ
が生じた時の穴径−初期の穴径）÷初期の穴径で定義さ
れる穴広げ率λで評価し、λが５０％を超える場合を合
格とした。
するとともに、圧延方向に垂直に試験片を採取し、引張
試験により、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、塗
装焼付硬化（ＢＨ）量を調べた。ここで、降伏強さ及び
引張り強さは、ＪＩＳ Ｚ２２０１記載の５号試験片を
用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の方法に従って測定し
た。また、ＢＨ量とは、２％の引張予変形後の応力か
ら、１７０℃で２０分の時効処理後に再引張した時の降
伏応力への増加量である。また、２００ｍｍ角の試験片
を切り出し、穴径２５ｍｍの穴に対し、平底円筒パンチ
（直径１００ｍｍ）を用いた穴広げ試験を行い、伸びフ
ランジ性を評価した。伸びフランジ性は、（穴縁に割れ
が生じた時の穴径−初期の穴径）÷初期の穴径で定義さ
れる穴広げ率λで評価し、λが５０％を超える場合を合
格とした。
【００６１】以上の結果を表３に示す。表３において、
ＹＰ＋ＷＨ＋ＢＨとは、降伏強さ（ＹＰ）に２％の予歪
み変形による降伏強さからの強さ増分（ＷＨ）と塗装焼
付硬化量（ＢＨ）を加えた量で、塗装焼付け工程後の降
伏応力に相当する。したがって、この値が大きいほど、
衝突する際の降伏強さが大きく、耐衝突特性が良好にな
る。本発明では、原板での成形性が同程度である部材の
プレス・塗装焼付け後の耐衝突特性を表す指標として、
ＴＳに対する（ＹＰ＋ＷＨ＋ＢＨ）の比、即ち、（ＹＰ
＋ＷＨ＋ＢＨ）／ＴＳを定義した。従来の鋼板では、高
くても８５％程度であり、本発明ではより優れた耐衝突
特性の付与を目的として９０％以上を合格とした。
ＹＰ＋ＷＨ＋ＢＨとは、降伏強さ（ＹＰ）に２％の予歪
み変形による降伏強さからの強さ増分（ＷＨ）と塗装焼
付硬化量（ＢＨ）を加えた量で、塗装焼付け工程後の降
伏応力に相当する。したがって、この値が大きいほど、
衝突する際の降伏強さが大きく、耐衝突特性が良好にな
る。本発明では、原板での成形性が同程度である部材の
プレス・塗装焼付け後の耐衝突特性を表す指標として、
ＴＳに対する（ＹＰ＋ＷＨ＋ＢＨ）の比、即ち、（ＹＰ
＋ＷＨ＋ＢＨ）／ＴＳを定義した。従来の鋼板では、高
くても８５％程度であり、本発明ではより優れた耐衝突
特性の付与を目的として９０％以上を合格とした。
【００６２】表２の試料番号２は仕上圧延機内最高温度
が本発明範囲外となっているため、マルテンサイト粒径
が２μｍ超となり、ＢＨ量が低く、耐衝突特性、伸びフ
ランジ性が劣っている例である。試料番号３は仕上圧延
機内最低温度が本発明範囲外となっているため、フェラ
イト域で圧延され、粗大なフェライト結晶粒とともにマ
ルテンサイト粒径が２μｍを超え、耐衝突特性、伸びフ
ランジ性が劣っている例である。試料番号４は熱間圧延
後の冷却速度が本発明範囲外の２０℃／ｓと小さいた
め、マルテンサイト面積率は確保されるもののマルテン
サイト粒径を小さく出来ず、ＢＨ量が低く、耐衝突特
性、伸びフランジ性が劣っている例である。試料番号５
は熱延終了温度が２００℃超で本発明範囲外であるた
め、マルテンサイト面積率を５％以上確保出来ず、ＢＨ
量が低く、耐衝突特性、伸びフランジ性が劣っている例
である。
が本発明範囲外となっているため、マルテンサイト粒径
が２μｍ超となり、ＢＨ量が低く、耐衝突特性、伸びフ
ランジ性が劣っている例である。試料番号３は仕上圧延
機内最低温度が本発明範囲外となっているため、フェラ
イト域で圧延され、粗大なフェライト結晶粒とともにマ
ルテンサイト粒径が２μｍを超え、耐衝突特性、伸びフ
ランジ性が劣っている例である。試料番号４は熱間圧延
後の冷却速度が本発明範囲外の２０℃／ｓと小さいた
め、マルテンサイト面積率は確保されるもののマルテン
サイト粒径を小さく出来ず、ＢＨ量が低く、耐衝突特
性、伸びフランジ性が劣っている例である。試料番号５
は熱延終了温度が２００℃超で本発明範囲外であるた
め、マルテンサイト面積率を５％以上確保出来ず、ＢＨ
量が低く、耐衝突特性、伸びフランジ性が劣っている例
である。
【００６３】試料番号６、２５、３６はスラブの化学成
分が本発明の範囲外となっている例である。試料番号６
はＣが本発明の範囲外となっている例であり、０．０４
％未満であるためにマルテンサイト面積率を５％以上確
保出来きず、その結果、十分な降伏点上昇量やＢＨ量を
得ることが出来ていない例である。試料番号２５はＮが
本発明範囲外となっている例であり、０．００５％を超
えているため、析出した窒化物が鋼板組織を不均一に
し、微細なマルテンサイト粒と粗大なマルテンサイト粒
を共存させ、最大のマルテンサイト粒径が２μｍを超え
る。そのため、ＢＨ量が低く、耐衝突特性、伸びフラン
ジ性が劣っている。試料番号３６はＴｉとＮｂの合計量
が本発明範囲外となっている例であり、伸びフランジ性
は良好であるが、０．０５％を超えているため十分なＢ
Ｈ量が確保出来ていない例である。
分が本発明の範囲外となっている例である。試料番号６
はＣが本発明の範囲外となっている例であり、０．０４
％未満であるためにマルテンサイト面積率を５％以上確
保出来きず、その結果、十分な降伏点上昇量やＢＨ量を
得ることが出来ていない例である。試料番号２５はＮが
本発明範囲外となっている例であり、０．００５％を超
えているため、析出した窒化物が鋼板組織を不均一に
し、微細なマルテンサイト粒と粗大なマルテンサイト粒
を共存させ、最大のマルテンサイト粒径が２μｍを超え
る。そのため、ＢＨ量が低く、耐衝突特性、伸びフラン
ジ性が劣っている。試料番号３６はＴｉとＮｂの合計量
が本発明範囲外となっている例であり、伸びフランジ性
は良好であるが、０．０５％を超えているため十分なＢ
Ｈ量が確保出来ていない例である。
【００６４】試料番号１１、３０は焼鈍温度が本発明で
規定する範囲よりも低いため、試料番号１２は焼鈍温度
が高すぎるのでγ相とα相の二相共存域ではなくγ相域
で焼鈍されているため、マルテンサイト粒径が大きくな
り、ＢＨ量が低く、耐衝突特性、伸びフランジ性が劣っ
ている。試料番号２２、２９は冷延率が本発明範囲外と
なっている例であり、不均一な組織になるため、最大の
マルテンサイト粒径が２μｍを超え、ＢＨ量が低く、耐
衝突特性、伸びフランジ性が劣っている。試料番号１
３、３１は焼鈍後の冷却速度が本発明の範囲外となって
いる例で、パーライト変態が生じたため、マルテンサイ
ト面積率が確保できず、ＢＨ量が低く、耐衝突特性が劣
っている。
規定する範囲よりも低いため、試料番号１２は焼鈍温度
が高すぎるのでγ相とα相の二相共存域ではなくγ相域
で焼鈍されているため、マルテンサイト粒径が大きくな
り、ＢＨ量が低く、耐衝突特性、伸びフランジ性が劣っ
ている。試料番号２２、２９は冷延率が本発明範囲外と
なっている例であり、不均一な組織になるため、最大の
マルテンサイト粒径が２μｍを超え、ＢＨ量が低く、耐
衝突特性、伸びフランジ性が劣っている。試料番号１
３、３１は焼鈍後の冷却速度が本発明の範囲外となって
いる例で、パーライト変態が生じたため、マルテンサイ
ト面積率が確保できず、ＢＨ量が低く、耐衝突特性が劣
っている。
【００６５】試料番号１４、２３は焼鈍後の冷却終了温
度が本発明の範囲外となっている例であり、パーライト
変態が生じたため、マルテンサイト面積率が確保出来
ず、ＢＨ量が低く、耐衝突特性が劣っている。試料番号
１５、１６は、それぞれ溶融亜鉛めっき処理後の冷却速
度、冷却終了温度が本発明の範囲外の例であり、パーラ
イト変態が生じるため、マルテンサイト面積率が確保出
来ず、ＢＨ量が低く、耐衝突特性に劣っている。
度が本発明の範囲外となっている例であり、パーライト
変態が生じたため、マルテンサイト面積率が確保出来
ず、ＢＨ量が低く、耐衝突特性が劣っている。試料番号
１５、１６は、それぞれ溶融亜鉛めっき処理後の冷却速
度、冷却終了温度が本発明の範囲外の例であり、パーラ
イト変態が生じるため、マルテンサイト面積率が確保出
来ず、ＢＨ量が低く、耐衝突特性に劣っている。
【００６６】
【表１】
【００６７】
【表２】
【００６８】
【表３】
【００６９】前述した例以外は本発明例であり、表２か
らも判るように、何れの例も耐衝突特性、伸びフランジ
性に優れた高強度鋼板となっている。
らも判るように、何れの例も耐衝突特性、伸びフランジ
性に優れた高強度鋼板となっている。
【００７０】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によればプ
レス成形時の優れた伸びフランジ性とプレス成形時の優
れた塗装焼付け硬化性及び耐衝突特性に優れた４４０〜
７８０ＭＰａ級の高強度鋼板、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を利用できる
ようになり、産業上極めて大きな意義をもつ。
レス成形時の優れた伸びフランジ性とプレス成形時の優
れた塗装焼付け硬化性及び耐衝突特性に優れた４４０〜
７８０ＭＰａ級の高強度鋼板、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を利用できる
ようになり、産業上極めて大きな意義をもつ。
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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）
Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｕ
Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06
38/28 38/28
Ｃ２３Ｃ 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06
2/28 2/28
(72)発明者 樋渡 俊二
千葉県君津市君津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 AA05 AA23 AB02 AB07 AB28
AB43 AC12 AC73 AE12
4K037 EA01 EA05 EA06 EA15 EA18
EA19 EA23 EA25 EA27 EA31
EA32 EB06 EB08 EB09 EB11
FA02 FA03 FC04 FC05 FG01
FH01 FJ05 FK02 FK03 GA05
HA02
Claims (10)
- 【請求項１】 質量％で表して、Ｃを０．０４〜０．２
２％、Ｓｉを１．０％以下、Ｍｎを３．０％以下、Ｐを
０．０５％以下、Ｓを０．０１％以下、Ａｌを０．０１
〜０．１％及びＮを０．００１〜０．００５％含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
かつ、フェライト相を主相とし、第二相のマルテンサイ
トの最大粒径が２μｍ以下でかつその面積率が５％以上
であることを特徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に
優れた高強度鋼板。 - 【請求項２】 前記成分組成にＮｂ、Ｔｉ及びＶから選
ばれる１種以上を合計で０．００８％以上０．０５％以
下含有する、請求項１記載の伸びフランジ性と耐衝突特
性に優れた高強度鋼板。 - 【請求項３】 請求項１又は請求項２のいずれかに記載
の鋼板とその表面に形成した溶融亜鉛めっき層から構成
される伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項４】 請求項１又は請求項２のいずれかに記載
の鋼板とその表面に形成した合金化溶融亜鉛めっき層か
ら構成される伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強
度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項５】 請求項１又は請求項２のいずれかに記載
の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０℃
以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以
上１０２０℃以下で行い、冷却速度４０℃／ｓ以上で２
００℃以下に冷却することを特徴とする伸びフランジ性
と耐衝突特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１又は請求項２のいずれかに記載
の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０℃
以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以
上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間圧延
率４０％以上で冷間圧延処理を行なった後に、下記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で４００℃未満まで冷
却することを特徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に
優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 【数１】 - 【請求項７】 請求項１又は請求項２のいずれかに記載
の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０℃
以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以
上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、下記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃
／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特
徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 【数２】 - 【請求項８】 請求項１又は請求項２のいずれかに記載
の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０℃
以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以
上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、下記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５
０〜５５０℃の範囲の温度域で５〜９０秒保持してから
５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却すること
を特徴とするフランジ性と耐衝突特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。 【数３】 - 【請求項９】 請求項１又は請求項２のいずれかに記載
の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０℃
以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃以
上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間圧延
率４０％以上で冷間圧延処理を行なった後に、下記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃
／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特
徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 【数４】 - 【請求項１０】 請求項１又は請求項２のいずれかに記
載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、１１５０
℃以上で６０分以上加熱し、仕上げ熱間圧延を８７０℃
以上１０２０℃以下で行い、脱スケール処理後、冷間圧
延率４０％以上で冷間圧延処理を行なった後に、下記
（Ｉ）式を満足するような焼鈍温度で３秒以上焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、次いで溶融亜鉛めっきを施し、その後に４５
０〜５５０℃の範囲の温度域で５〜９０秒保持してから
５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却すること
を特徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 【数５】
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|---|---|---|---|
| JP2002005041A JP3887235B2 (ja) | 2002-01-11 | 2002-01-11 | 伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP2002005041A JP3887235B2 (ja) | 2002-01-11 | 2002-01-11 | 伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003213369A true JP2003213369A (ja) | 2003-07-30 |
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| JP2008231480A (ja) * | 2007-03-19 | 2008-10-02 | Jfe Steel Kk | 高強度冷延鋼板及び高強度冷延鋼板の製造方法 |
| WO2008123561A1 (ja) | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Jfe Steel Corporation | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2009035120A1 (ja) * | 2007-09-10 | 2009-03-19 | Nippon Steel Corporation | 製缶用高強度薄鋼板及びその製造方法 |
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| WO2011065591A1 (ja) | 2009-11-30 | 2011-06-03 | 新日本製鐵株式会社 | 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰa以上の高強度鋼板及びその製造方法 |
| JP2011214070A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷延鋼板およびその製造方法 |
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| JP2014077203A (ja) * | 2013-12-27 | 2014-05-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 冷延鋼板およびその製造方法 |
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| CN105671447A (zh) * | 2014-12-05 | 2016-06-15 | Posco公司 | 扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法 |
| EP3296416A4 (en) * | 2015-05-12 | 2018-03-21 | Posco | Ultra-high strength hot-rolled steel sheet having excellent bending workability and method for manufacturing same |
| WO2018147211A1 (ja) | 2017-02-13 | 2018-08-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 冷延鋼板とその製造方法 |
| CN109797347A (zh) * | 2019-02-28 | 2019-05-24 | 日照钢铁控股集团有限公司 | 一种400MPa级楼承板行业用热基无锌花高强镀锌板及其生产方法 |
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| JP5825082B2 (ja) | 2011-12-12 | 2015-12-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| JP5884714B2 (ja) | 2012-01-31 | 2016-03-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP7197063B1 (ja) | 2021-03-23 | 2022-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 |
-
2002
- 2002-01-11 JP JP2002005041A patent/JP3887235B2/ja not_active Expired - Fee Related
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