JPH0925538A - 耐孔明き腐食性および圧壊特性に優れた高強度冷延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法 - Google Patents
耐孔明き腐食性および圧壊特性に優れた高強度冷延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法Info
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- JPH0925538A JPH0925538A JP7289796A JP7289796A JPH0925538A JP H0925538 A JPH0925538 A JP H0925538A JP 7289796 A JP7289796 A JP 7289796A JP 7289796 A JP7289796 A JP 7289796A JP H0925538 A JPH0925538 A JP H0925538A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来における様な問題を生じることなく、耐
孔明き腐食性と共に圧壊特性にも優れた冷延鋼板、およ
び該冷延鋼板を母材とした高強度亜鉛系めっき鋼板、並
びにそれらを製造する為の有用な方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｓ，Ｎの各
含有量が適切な範囲に規定される共に、固溶Ｔｉ量が
０．００１〜０．２５％であり、１５体積％以下のフェ
ライトと、残部がマルテンサイト、焼戻しマルテンサイ
トおよびベイナイトの低温変態組織のいずれか１種また
は２種以上の組織からなり、引張り強さが５００Ｎ／ｍ
ｍ2 である。またこうした冷延鋼板の表面に、各種電気
亜鉛系めっき、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛め
っき等を施す。
孔明き腐食性と共に圧壊特性にも優れた冷延鋼板、およ
び該冷延鋼板を母材とした高強度亜鉛系めっき鋼板、並
びにそれらを製造する為の有用な方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｓ，Ｎの各
含有量が適切な範囲に規定される共に、固溶Ｔｉ量が
０．００１〜０．２５％であり、１５体積％以下のフェ
ライトと、残部がマルテンサイト、焼戻しマルテンサイ
トおよびベイナイトの低温変態組織のいずれか１種また
は２種以上の組織からなり、引張り強さが５００Ｎ／ｍ
ｍ2 である。またこうした冷延鋼板の表面に、各種電気
亜鉛系めっき、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛め
っき等を施す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐孔明き腐食性に
優れると共に、曲げ加工性が良好で圧壊特性に優れる高
強度冷延鋼板、および該冷延鋼板を母材とし、その表面
に各種電気亜鉛系めっき、溶融亜鉛めっきまたは合金化
溶融亜鉛めっき（以下、これらを総括して「亜鉛系めっ
き」と呼ぶことがある）を施した高強度亜鉛系めっき鋼
板、並びにそれらの製造方法に関するものであり、自動
車用部品の様に耐孔明き腐食性および加工性のいずれも
優れていることが必要であり、且つ高強度が要求される
工業分野に広く用いられている冷延鋼板、および該冷延
鋼板を母材とし、その表面に各種亜鉛系めっきを施した
高強度亜鉛系めっき鋼板、並びにそれらを製造する為の
有用な方法に関するものである。
優れると共に、曲げ加工性が良好で圧壊特性に優れる高
強度冷延鋼板、および該冷延鋼板を母材とし、その表面
に各種電気亜鉛系めっき、溶融亜鉛めっきまたは合金化
溶融亜鉛めっき（以下、これらを総括して「亜鉛系めっ
き」と呼ぶことがある）を施した高強度亜鉛系めっき鋼
板、並びにそれらの製造方法に関するものであり、自動
車用部品の様に耐孔明き腐食性および加工性のいずれも
優れていることが必要であり、且つ高強度が要求される
工業分野に広く用いられている冷延鋼板、および該冷延
鋼板を母材とし、その表面に各種亜鉛系めっきを施した
高強度亜鉛系めっき鋼板、並びにそれらを製造する為の
有用な方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】鉄は大気中においても腐食するので、鋼
板を工業的に使用する場合には、腐食を防止する為に、
また腐食が発生しても十分な特性を発揮する様に多大な
コストを消費しているのが実情である。具体的には、各
種の亜鉛系めっき等が実施されている。
板を工業的に使用する場合には、腐食を防止する為に、
また腐食が発生しても十分な特性を発揮する様に多大な
コストを消費しているのが実情である。具体的には、各
種の亜鉛系めっき等が実施されている。
【０００３】ところで自動車は、大きな温度変化、飛来
してくる石等による塗装の剥離、寒冷地における融雪剤
等、非常に激しい腐食環境下で使用されている。一方、
近年の地球環境の保護、自動車の燃費向上の為の薄肉化
等が強く要求される様になっている。特に自動車メンバ
ー材や、補強部材となるバンパー、ドアガード等の補強
部材には、優れた加工性と共に、腐食によって孔が明か
ない所謂耐孔明き腐食性が良好であることが必要であ
る。
してくる石等による塗装の剥離、寒冷地における融雪剤
等、非常に激しい腐食環境下で使用されている。一方、
近年の地球環境の保護、自動車の燃費向上の為の薄肉化
等が強く要求される様になっている。特に自動車メンバ
ー材や、補強部材となるバンパー、ドアガード等の補強
部材には、優れた加工性と共に、腐食によって孔が明か
ない所謂耐孔明き腐食性が良好であることが必要であ
る。
【０００４】この為に、部品の薄肉化を達成する場合に
は、少なくとも防錆能を確保する必要がある。また高級
化および高品質化という観点からも、錆の発生が少な
く、耐孔明き腐食性の優れた鋼板の使用が要求されてい
る。特に、北米や北欧等の様に、冬期に凍結防止剤を道
路に散布したり、滑り止めの為の砂利を敷き詰める地域
にあっては、飛来してくる砂利の衝突によって塗装が破
壊されたり、凍結防止剤中に含まれるＮａＣｌ，ＫＣ
ｌ，ＭｇＣｌ等の塩類に由来するＣｌ- イオンの存在に
よって腐食が促進され、しかも乾湿の繰り返し環境下に
あるので、特に優れた防錆能が要求されることになる。
は、少なくとも防錆能を確保する必要がある。また高級
化および高品質化という観点からも、錆の発生が少な
く、耐孔明き腐食性の優れた鋼板の使用が要求されてい
る。特に、北米や北欧等の様に、冬期に凍結防止剤を道
路に散布したり、滑り止めの為の砂利を敷き詰める地域
にあっては、飛来してくる砂利の衝突によって塗装が破
壊されたり、凍結防止剤中に含まれるＮａＣｌ，ＫＣ
ｌ，ＭｇＣｌ等の塩類に由来するＣｌ- イオンの存在に
よって腐食が促進され、しかも乾湿の繰り返し環境下に
あるので、特に優れた防錆能が要求されることになる。
【０００５】こうしたことから、各種の亜鉛系めっき鋼
板が使用されているが、耐孔明き腐食性を高める為に
は、まず母材の腐食性を高めることが必要になる。こう
した観点から、例えば特開平２−２２４１６号の様な技
術も提案されている。この技術は、ＰやＣｕの単独また
は複合添加によって鋼板の耐孔明き腐食性を向上させる
ものである。そしてこの技術では、ＰやＣｕによる緻密
な錆層の形成が、耐孔明き腐食性を向上させる上で有効
であることが開示されている。しかしながら、少なくと
もＣｕの添加は、ヘゲ疵等の欠陥の発生を招き易く、鋼
板の表面品質を劣化するという欠点がある。この様な欠
陥の発生を回避するには、比較的多量のＮｉの添加が必
要になり、その結果高価になるという問題がある。一
方、Ｐの添加は、上記の様な欠陥発生の原因とはならな
いものの、複合添加の場合に比べてむしろ耐孔明き腐食
性が劣化するという問題がある。
板が使用されているが、耐孔明き腐食性を高める為に
は、まず母材の腐食性を高めることが必要になる。こう
した観点から、例えば特開平２−２２４１６号の様な技
術も提案されている。この技術は、ＰやＣｕの単独また
は複合添加によって鋼板の耐孔明き腐食性を向上させる
ものである。そしてこの技術では、ＰやＣｕによる緻密
な錆層の形成が、耐孔明き腐食性を向上させる上で有効
であることが開示されている。しかしながら、少なくと
もＣｕの添加は、ヘゲ疵等の欠陥の発生を招き易く、鋼
板の表面品質を劣化するという欠点がある。この様な欠
陥の発生を回避するには、比較的多量のＮｉの添加が必
要になり、その結果高価になるという問題がある。一
方、Ｐの添加は、上記の様な欠陥発生の原因とはならな
いものの、複合添加の場合に比べてむしろ耐孔明き腐食
性が劣化するという問題がある。
【０００６】また自動車部品には、曲げ加工性が良好で
圧壊特性に優れていることが要求される。即ち、上記部
品には、耐孔明き腐食性と共に、圧壊特性に優れている
ことが要求される。
圧壊特性に優れていることが要求される。即ち、上記部
品には、耐孔明き腐食性と共に、圧壊特性に優れている
ことが要求される。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な問
題点に着目してなされたものであって、その目的は、従
来における様な問題を生じることなく、耐孔明き腐食性
に優れると共に、圧壊特性にも優れた冷延鋼板、および
該冷延鋼板を母材とした高強度亜鉛系めっき鋼板、並び
にそれらを製造する為の有用な方法を提供することにあ
る。
題点に着目してなされたものであって、その目的は、従
来における様な問題を生じることなく、耐孔明き腐食性
に優れると共に、圧壊特性にも優れた冷延鋼板、および
該冷延鋼板を母材とした高強度亜鉛系めっき鋼板、並び
にそれらを製造する為の有用な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】上記目的を達成すること
のできた本発明の冷延鋼板は、Ｃ：０．０５〜０．２５
％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０１〜０．１２
％、Ｔｉ：０．０２〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．
１％を夫々含有すると共に、Ｓ：０．０１％以下および
Ｎ：０．０１％以下に夫々抑制してなり、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなる化学成分組成を有し、且つ固
溶Ｔｉ量が０．００１〜０．２５％であり、１５体積％
以下のフェライトと、残部がマルテンサイト、焼戻しマ
ルテンサイトおよびベイナイトの低温変態組織のいずれ
か１種または２種以上の組織からなり、引張強さが５０
０Ｎ／ｍｍ2 以上である点に要旨を有するものである。
のできた本発明の冷延鋼板は、Ｃ：０．０５〜０．２５
％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０１〜０．１２
％、Ｔｉ：０．０２〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．
１％を夫々含有すると共に、Ｓ：０．０１％以下および
Ｎ：０．０１％以下に夫々抑制してなり、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなる化学成分組成を有し、且つ固
溶Ｔｉ量が０．００１〜０．２５％であり、１５体積％
以下のフェライトと、残部がマルテンサイト、焼戻しマ
ルテンサイトおよびベイナイトの低温変態組織のいずれ
か１種または２種以上の組織からなり、引張強さが５０
０Ｎ／ｍｍ2 以上である点に要旨を有するものである。
【０００９】本発明の冷延鋼板においては、更に他の成
分として、（ａ）Ｃｒ：０．１〜２．０％、（ｂ）Ｓ
ｉ：０．０１〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５
％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｚｒ：０．００５〜
０．０５％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＷ：０．０
１〜２．０％よりなる群から選ばれる１種以上の元素、
（ｃ）Ｃｕ：０．０５〜１．０％、（ｄ）特にＣｕを含
む場合には、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、（ｅ）Ｂ：
０．０００３〜０．００６０％、（ｆ）Ｃａ：０．００
０４〜０．０１０％および／または希土類元素：０．０
００４〜０．０１０％等を含有させることも有効であ
る。
分として、（ａ）Ｃｒ：０．１〜２．０％、（ｂ）Ｓ
ｉ：０．０１〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５
％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｚｒ：０．００５〜
０．０５％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＷ：０．０
１〜２．０％よりなる群から選ばれる１種以上の元素、
（ｃ）Ｃｕ：０．０５〜１．０％、（ｄ）特にＣｕを含
む場合には、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、（ｅ）Ｂ：
０．０００３〜０．００６０％、（ｆ）Ｃａ：０．００
０４〜０．０１０％および／または希土類元素：０．０
００４〜０．０１０％等を含有させることも有効であ
る。
【００１０】また上記目的を達成することのできた本発
明の高強度亜鉛系めっき鋼板は、上記した各種の高強度
冷延鋼板を母材とし、その表面に、（ａ）電気亜鉛系め
っき層を形成し、必要により該亜鉛系めっき鋼板の表面
にクロメート処理および有機皮膜処理を施したもの、
（ｂ）溶融亜鉛めっき層を形成し、必要により該溶融亜
鉛めっき層が更に合金化されて合金化溶融亜鉛めっき層
としたもの、等の点に要旨を有するものである。
明の高強度亜鉛系めっき鋼板は、上記した各種の高強度
冷延鋼板を母材とし、その表面に、（ａ）電気亜鉛系め
っき層を形成し、必要により該亜鉛系めっき鋼板の表面
にクロメート処理および有機皮膜処理を施したもの、
（ｂ）溶融亜鉛めっき層を形成し、必要により該溶融亜
鉛めっき層が更に合金化されて合金化溶融亜鉛めっき層
としたもの、等の点に要旨を有するものである。
【００１１】一方、本発明の冷延鋼板を製造するに当た
っては、上記各種の化学成分組成を有する鋼材を、８０
０℃以上の仕上げ温度で熱間圧延し、平均冷却速度：５
℃／秒以上で６５０℃以下に冷却して巻き取った後冷間
圧延を行ない、連続焼鈍炉にてＡc1点以上の温度で１０
秒〜１０分間加熱した後、１℃／秒以上の平均冷却速度
で８５０〜６５０℃まで冷却した後、平均冷却速度：５
℃／秒以上で４５０℃以下に冷却する様にすれば良い。
っては、上記各種の化学成分組成を有する鋼材を、８０
０℃以上の仕上げ温度で熱間圧延し、平均冷却速度：５
℃／秒以上で６５０℃以下に冷却して巻き取った後冷間
圧延を行ない、連続焼鈍炉にてＡc1点以上の温度で１０
秒〜１０分間加熱した後、１℃／秒以上の平均冷却速度
で８５０〜６５０℃まで冷却した後、平均冷却速度：５
℃／秒以上で４５０℃以下に冷却する様にすれば良い。
【００１２】また本発明の高強度亜鉛系めっき鋼板を製
造するに当たっては、上記各種の化学成分組成を有する
鋼材を、８００℃以上の仕上温度で熱間圧延し、平均冷
却速度：５℃／秒以上で６５０℃以下に冷却して巻き取
った後冷間圧延を行ない、（ａ）連続焼鈍炉にてＡc1点
以上の温度で１０秒〜１０分間加熱した後、１℃／秒以
上の平均冷却速度で８５０〜６５０℃まで冷却した後、
平均冷却速度：５℃／秒以上で４５０℃以下に冷却して
冷延鋼板とし、その表面に電気亜鉛系めっき層を形成
し、必要によって該亜鉛系めっき鋼板の表面にクロメー
ト処理および有機皮膜処理を施す、（ｂ）連続式溶融亜
鉛めっきの焼鈍炉にてＡc1点以上の温度で１０秒〜１０
分間加熱した後、１℃／秒以上の平均冷却速度で８５０
〜６５０℃まで冷却した後、平均冷却速度：５℃／秒以
上で４２０〜５００℃に冷却して溶融亜鉛系めっきを施
し、必要により、該溶融亜鉛系めっきを施した後５００
〜７００℃の温度で１０秒〜２分間加熱して前記溶融亜
鉛系めっき層を合金化処理し、引き続き平均冷却速度：
５℃／秒以上で４５０℃以下に冷却する、等の様にすれ
ば良い。
造するに当たっては、上記各種の化学成分組成を有する
鋼材を、８００℃以上の仕上温度で熱間圧延し、平均冷
却速度：５℃／秒以上で６５０℃以下に冷却して巻き取
った後冷間圧延を行ない、（ａ）連続焼鈍炉にてＡc1点
以上の温度で１０秒〜１０分間加熱した後、１℃／秒以
上の平均冷却速度で８５０〜６５０℃まで冷却した後、
平均冷却速度：５℃／秒以上で４５０℃以下に冷却して
冷延鋼板とし、その表面に電気亜鉛系めっき層を形成
し、必要によって該亜鉛系めっき鋼板の表面にクロメー
ト処理および有機皮膜処理を施す、（ｂ）連続式溶融亜
鉛めっきの焼鈍炉にてＡc1点以上の温度で１０秒〜１０
分間加熱した後、１℃／秒以上の平均冷却速度で８５０
〜６５０℃まで冷却した後、平均冷却速度：５℃／秒以
上で４２０〜５００℃に冷却して溶融亜鉛系めっきを施
し、必要により、該溶融亜鉛系めっきを施した後５００
〜７００℃の温度で１０秒〜２分間加熱して前記溶融亜
鉛系めっき層を合金化処理し、引き続き平均冷却速度：
５℃／秒以上で４５０℃以下に冷却する、等の様にすれ
ば良い。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明者らは、上記目的を達成す
るべく、様々な角度から検討した。その結果、冷延鋼板
の化学成分組成を適切にすると共に、熱間圧延条件、冷
間圧延条件および連続焼鈍条件等を適切にして冷延鋼板
中の固溶Ｔｉ量やその組織を上記の様に調整してやれ
ば、曲げ加工性を良好にして優れた圧壊強度が発揮でき
ると共に、鋼板の腐食を促進するＣｌ- イオンの存在下
で且つ乾湿を繰り返す様な腐食環境であっても優れた耐
孔明き腐食性を発揮する冷延鋼板が実現できること、お
よび該冷延鋼板を母材とし、溶融亜鉛めっきの連続焼鈍
条件等を適切に調整しつつ該母材表面に各種の亜鉛系め
っきを施してやれば希望する特性を発揮する亜鉛系めっ
き鋼板が実現できることを見い出し、本発明を完成し
た。まず、本発明において冷延鋼板の化学成分を定めた
理由は下記の通りである。
るべく、様々な角度から検討した。その結果、冷延鋼板
の化学成分組成を適切にすると共に、熱間圧延条件、冷
間圧延条件および連続焼鈍条件等を適切にして冷延鋼板
中の固溶Ｔｉ量やその組織を上記の様に調整してやれ
ば、曲げ加工性を良好にして優れた圧壊強度が発揮でき
ると共に、鋼板の腐食を促進するＣｌ- イオンの存在下
で且つ乾湿を繰り返す様な腐食環境であっても優れた耐
孔明き腐食性を発揮する冷延鋼板が実現できること、お
よび該冷延鋼板を母材とし、溶融亜鉛めっきの連続焼鈍
条件等を適切に調整しつつ該母材表面に各種の亜鉛系め
っきを施してやれば希望する特性を発揮する亜鉛系めっ
き鋼板が実現できることを見い出し、本発明を完成し
た。まず、本発明において冷延鋼板の化学成分を定めた
理由は下記の通りである。
【００１４】Ｃ：０．０５〜０．２５％ Ｃは、必要な強度を確保するのに必須の元素であり、そ
のためには０．０５％以上含有させる必要がある。しか
しながら、過剰に含有させても、強度が高くなり過ぎて
深絞り加工性が低下するので、０．２５％以下とする必
要がある。
のためには０．０５％以上含有させる必要がある。しか
しながら、過剰に含有させても、強度が高くなり過ぎて
深絞り加工性が低下するので、０．２５％以下とする必
要がある。
【００１５】Ｍｎ：１．０〜３．０％ Ｍｎは、マルテンサイトやベイナイト等の低温変態組織
を得るのに有効な元素であり、その為には、１．０％以
上含有させる必要がある。しかしながら、過剰に添加し
ても、偏析によって加工性の劣化を招くので、３．０％
を上限とする。
を得るのに有効な元素であり、その為には、１．０％以
上含有させる必要がある。しかしながら、過剰に添加し
ても、偏析によって加工性の劣化を招くので、３．０％
を上限とする。
【００１６】Ｐ：０．０１〜０．１２％ Ｐは鋼板の強度を高めるのに有効な元素であり、その為
には０．０１％以上含有させる必要がある。しかしなが
ら、０．１２％を超えて過剰に含有させると鋼板が脆く
なる。
には０．０１％以上含有させる必要がある。しかしなが
ら、０．１２％を超えて過剰に含有させると鋼板が脆く
なる。
【００１７】Ｔｉ：０．０２〜０．５％ Ｔｉは、結晶粒を微細化して加工性を改善するのに有効
な元素であるが、製造条件を適切に設定することによっ
て、鋼板の耐孔明き腐食性を改善するのにも有効に作用
する。Ｔｉ添加による耐孔明き腐食性改善効果の機構
は、次の様に考えることができる。鋼板の錆は、Ｆｅが
Ｆｅ2+（またはＦｅ3+）イオンになって溶出し、その後
鉄の水酸化物や酸化物に変化したものであるが、Ｔｉを
含有させると、ＦｅがＦｅ2+（Ｆｅ3+）イオンになって
溶出する際に、Ｔｉの固溶元素が鉄と同時に溶出し、こ
の固溶Ｔｉの存在によって耐孔明き腐食性が改善される
ものと考えられる。即ち、Ｔｉの添加によって、不動態
化が著しく高められると共に、Ｔｉイオンによるオキシ
水酸化鉄の構造・形態の改善、具体的には生成錆の安定
化や、ＴｉＯ2 等の緻密な錆層の形成によって耐孔明き
腐食性が改善されるものと考えられる。これらの効果を
発揮させる為には、後述する様に固溶Ｔｉ量を０．００
１〜０．２５％に確保する必要があるが、本発明では
Ｃ，Ｓ，Ｎ等の量も考慮してＴｉ含有量を０．０２〜
０．５％と規定した。尚Ｔｉが０．５％を超えると、Ｔ
ｉの窒化物などが多くなり、鋼の靭性が低下することも
あり、こうしたことから０．５％を上限とした。
な元素であるが、製造条件を適切に設定することによっ
て、鋼板の耐孔明き腐食性を改善するのにも有効に作用
する。Ｔｉ添加による耐孔明き腐食性改善効果の機構
は、次の様に考えることができる。鋼板の錆は、Ｆｅが
Ｆｅ2+（またはＦｅ3+）イオンになって溶出し、その後
鉄の水酸化物や酸化物に変化したものであるが、Ｔｉを
含有させると、ＦｅがＦｅ2+（Ｆｅ3+）イオンになって
溶出する際に、Ｔｉの固溶元素が鉄と同時に溶出し、こ
の固溶Ｔｉの存在によって耐孔明き腐食性が改善される
ものと考えられる。即ち、Ｔｉの添加によって、不動態
化が著しく高められると共に、Ｔｉイオンによるオキシ
水酸化鉄の構造・形態の改善、具体的には生成錆の安定
化や、ＴｉＯ2 等の緻密な錆層の形成によって耐孔明き
腐食性が改善されるものと考えられる。これらの効果を
発揮させる為には、後述する様に固溶Ｔｉ量を０．００
１〜０．２５％に確保する必要があるが、本発明では
Ｃ，Ｓ，Ｎ等の量も考慮してＴｉ含有量を０．０２〜
０．５％と規定した。尚Ｔｉが０．５％を超えると、Ｔ
ｉの窒化物などが多くなり、鋼の靭性が低下することも
あり、こうしたことから０．５％を上限とした。
【００１８】Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは脱酸元素として添加されるが、その含有量が０．
０１％未満では十分な脱酸が達成されず、鋼中の酸素
（Ｏ）含有量を十分に低減できない。しかしながら、過
剰に添加してもその効果が飽和するので、０．１％を上
限とする。
０１％未満では十分な脱酸が達成されず、鋼中の酸素
（Ｏ）含有量を十分に低減できない。しかしながら、過
剰に添加してもその効果が飽和するので、０．１％を上
限とする。
【００１９】Ｓ：０．０１％以下 硫化物系の介在物は金属との間で電位差を発生させ、腐
食の起点になるので、Ｓの含有量はできるだけ少ない方
が良い。特に、Ｓ含有量が０．０１％を超えた場合に
は、硫化物系介在物の量が増加することによって腐食性
が極端に低下するので、その含有量は０．０１％以下に
抑制する必要がある。
食の起点になるので、Ｓの含有量はできるだけ少ない方
が良い。特に、Ｓ含有量が０．０１％を超えた場合に
は、硫化物系介在物の量が増加することによって腐食性
が極端に低下するので、その含有量は０．０１％以下に
抑制する必要がある。
【００２０】Ｎ：０．０１％以下 Ｎ量が多くなると時効が発生し、また一部のＮはＴｉと
結合し、ＴｉＮを形成して成形性を低下させ、更には固
溶Ｔｉ量を減少させることによって、耐孔明き腐食性を
低下させるので、０．０１％以下に抑制する必要があ
る。
結合し、ＴｉＮを形成して成形性を低下させ、更には固
溶Ｔｉ量を減少させることによって、耐孔明き腐食性を
低下させるので、０．０１％以下に抑制する必要があ
る。
【００２１】本発明で対象とする鋼材における基本成分
は上記の通りであり、残部はＦｅと不可避不純物からな
るものであるが、更に他の元素として下記の様にＣｒ，
Ｓｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｂ，Ｃ
ａ，希土類元素等を適量含有させることも有効である。
これらの元素を添加するときの、成分範囲限定理由は下
記の通りである。
は上記の通りであり、残部はＦｅと不可避不純物からな
るものであるが、更に他の元素として下記の様にＣｒ，
Ｓｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｂ，Ｃ
ａ，希土類元素等を適量含有させることも有効である。
これらの元素を添加するときの、成分範囲限定理由は下
記の通りである。
【００２２】Ｃｒ：０．１〜２．０％ Ｃｒは、鋼の強化に必要な変態組織を得るためおよび耐
食性を高めるために有効な元素であり、その効果を発揮
させるためには０．１％以上が必要であるが、過剰に添
加するとその効果が飽和するのみならず、塗装性が低下
するため２．０％を上限とする。
食性を高めるために有効な元素であり、その効果を発揮
させるためには０．１％以上が必要であるが、過剰に添
加するとその効果が飽和するのみならず、塗装性が低下
するため２．０％を上限とする。
【００２３】Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｚ
ｒ：０．００５〜０．０５％、Ｍｏ：０．１〜１．０％
およびＷ：０．０１〜２．０％よりなる群から選択され
る１種以上の元素 Ｓｉは鋼の加工性を改善するのに極めて有効な元素であ
り、０．０１％未満ではその効果を発揮させることがで
きないが、２．０％を超えて過剰に含有させると熱延時
の変形抵抗を高めることになる。
０５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｚ
ｒ：０．００５〜０．０５％、Ｍｏ：０．１〜１．０％
およびＷ：０．０１〜２．０％よりなる群から選択され
る１種以上の元素 Ｓｉは鋼の加工性を改善するのに極めて有効な元素であ
り、０．０１％未満ではその効果を発揮させることがで
きないが、２．０％を超えて過剰に含有させると熱延時
の変形抵抗を高めることになる。
【００２４】ＮｂもＳｉと同様に鋼の加工性を改善する
のに極めて有効な元素であり、且つＮｂ添加による固溶
Ｔｉ量の増加によって耐孔明き腐食性を改善するに有効
な元素である。これらの効果を発揮させるためには、
０．００５％以上含有させる必要があるが、０．０５％
を超えて添加しても延性が低下する。
のに極めて有効な元素であり、且つＮｂ添加による固溶
Ｔｉ量の増加によって耐孔明き腐食性を改善するに有効
な元素である。これらの効果を発揮させるためには、
０．００５％以上含有させる必要があるが、０．０５％
を超えて添加しても延性が低下する。
【００２５】Ｖも鋼の加工性を改善するのに極めて有効
な元素であり、０．００５％未満ではその効果を発揮さ
せることができず、また０．０５％を超えて過剰に含有
させてもその効果は飽和する。
な元素であり、０．００５％未満ではその効果を発揮さ
せることができず、また０．０５％を超えて過剰に含有
させてもその効果は飽和する。
【００２６】Ｚｒも鋼の加工性を改善するのに有効な元
素であり、０．００５％未満ではその効果を発揮させる
ことができず、また０．０５％を超えて過剰に含有させ
てもその効果は飽和するばかりか、鋼の脆化が発生する
と共に高価になる。
素であり、０．００５％未満ではその効果を発揮させる
ことができず、また０．０５％を超えて過剰に含有させ
てもその効果は飽和するばかりか、鋼の脆化が発生する
と共に高価になる。
【００２７】Ｍｏは、鋼の組織を微細化することによっ
て加工性を改善するのに有効な元素であり、０．１％未
満ではその効果を発揮させることができず、また１．０
％を超えて過剰に含有させてもその効果は飽和するばか
りか、高価になる。
て加工性を改善するのに有効な元素であり、０．１％未
満ではその効果を発揮させることができず、また１．０
％を超えて過剰に含有させてもその効果は飽和するばか
りか、高価になる。
【００２８】Ｗも鋼の加工性を改善するのに有効な元素
であり、０．０１％未満ではその効果を発揮することが
できず、また２．０％を超えて過剰に含有させてもその
効果は飽和するばかりか、高価になる。
であり、０．０１％未満ではその効果を発揮することが
できず、また２．０％を超えて過剰に含有させてもその
効果は飽和するばかりか、高価になる。
【００２９】Ｃｕ：０．０５〜１．０％ Ｃｕは、生成錆を緻密化して耐孔明き腐食性を向上させ
るのに有効な元素であり、その効果を発揮させるために
は、０．０５％以上含有させる必要がある。しかしなが
ら、１．０％を超えて過剰に含有させても、その効果が
飽和するばかりか、加工性が低下する。
るのに有効な元素であり、その効果を発揮させるために
は、０．０５％以上含有させる必要がある。しかしなが
ら、１．０％を超えて過剰に含有させても、その効果が
飽和するばかりか、加工性が低下する。
【００３０】Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｃｕ含有量の多い鋼では、前述した様にヘゲ疵が表面に
発生し易いが、Ｎｉの添加はこの様なヘゲ疵の発生を防
止して表面性状を向上させるのに有効な元素である。ま
たＮｉは耐孔明き腐食性を向上させる上でも有効な元素
である。これらの効果を発揮させるためには、０．０５
％以上含有させる必要があるが、余り過剰に添加するこ
とは、高価なＮｉによるコストアップを招くので、１．
０％以下とすべきである。尚表面性状を向上させるとい
う観点からして、Ｃｕの含有量が０．２％を超える様な
場合には、Ｎｉの添加はＣｕの添加量の半分乃至同量程
度であることが好ましい。
発生し易いが、Ｎｉの添加はこの様なヘゲ疵の発生を防
止して表面性状を向上させるのに有効な元素である。ま
たＮｉは耐孔明き腐食性を向上させる上でも有効な元素
である。これらの効果を発揮させるためには、０．０５
％以上含有させる必要があるが、余り過剰に添加するこ
とは、高価なＮｉによるコストアップを招くので、１．
０％以下とすべきである。尚表面性状を向上させるとい
う観点からして、Ｃｕの含有量が０．２％を超える様な
場合には、Ｎｉの添加はＣｕの添加量の半分乃至同量程
度であることが好ましい。
【００３１】Ｂ：０．０００３〜０．００６０％ Ｂは鋼の焼入れ性を高めるのに有効な元素であり、その
効果を発揮させるためには、０．０００３％以上含有さ
せる必要がある。しかしながら、Ｂを過剰に添加すると
鋼が脆化するので、０．００６０％以下にする必要があ
る。
効果を発揮させるためには、０．０００３％以上含有さ
せる必要がある。しかしながら、Ｂを過剰に添加すると
鋼が脆化するので、０．００６０％以下にする必要があ
る。
【００３２】Ｃａ：０．０００４〜０．０１０％および
／または希土類元素：０．０００４〜０．０１０％ 鋼板の腐食が進行している段階では、孔食内部で下記
（１）式および（２）式の反応が起こり、孔食内部が酸
性化して鋼の腐食が更に促進され易い状況となるが、Ｃ
ａが存在するとＣａが鉄と同時に溶解してこのＣａがア
ルカリ金属であることから、孔食内部を塩基性化して孔
食の進行を抑制する作用を発揮する。 Ｆｅ→Ｆｅ2+＋２ｅ- …（１） Ｆｅ2+＋２Ｈ2 Ｏ→Ｆｅ（ＯＨ）2 ＋２Ｈ+ …（２） Ｃａのこうした効果を発揮させるためには、０．０００
４％以上含有させる必要があるが、過剰に添加してもそ
の効果が飽和するので、０．０１０％以下にする必要が
ある。
／または希土類元素：０．０００４〜０．０１０％ 鋼板の腐食が進行している段階では、孔食内部で下記
（１）式および（２）式の反応が起こり、孔食内部が酸
性化して鋼の腐食が更に促進され易い状況となるが、Ｃ
ａが存在するとＣａが鉄と同時に溶解してこのＣａがア
ルカリ金属であることから、孔食内部を塩基性化して孔
食の進行を抑制する作用を発揮する。 Ｆｅ→Ｆｅ2+＋２ｅ- …（１） Ｆｅ2+＋２Ｈ2 Ｏ→Ｆｅ（ＯＨ）2 ＋２Ｈ+ …（２） Ｃａのこうした効果を発揮させるためには、０．０００
４％以上含有させる必要があるが、過剰に添加してもそ
の効果が飽和するので、０．０１０％以下にする必要が
ある。
【００３３】希土類元素もＣａと同様に孔食内部を塩基
性化して孔食が進行するのを抑制するのに有効な元素で
あり、こうした効果を発揮させるためには、０．０００
４％以上含有させる必要があるが、過剰に添加してもそ
の効果が飽和するので０．０１０％以下にする必要があ
る。尚この希土類元素は、周知の如く、Ｓｃ，Ｙおよび
ランタノイド系列希土類元素を意味する。
性化して孔食が進行するのを抑制するのに有効な元素で
あり、こうした効果を発揮させるためには、０．０００
４％以上含有させる必要があるが、過剰に添加してもそ
の効果が飽和するので０．０１０％以下にする必要があ
る。尚この希土類元素は、周知の如く、Ｓｃ，Ｙおよび
ランタノイド系列希土類元素を意味する。
【００３４】本発明の冷延鋼板の化学成分組成は上記の
通りであるが、この冷延鋼板中の固溶Ｔｉ量は上述した
様に０．００１〜０．２５％とする必要がある。即ち、
Ｔｉ添加による耐孔明き腐食性改善効果は、前述の如く
専ら冷延鋼板中の固溶Ｔｉによるものであるが、固溶Ｔ
ｉによるこうした効果を発揮させるためには、その量を
０．００１％以上とする必要がある。しかしながら、固
溶Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ系介在物が粗大になって
却って加工性を劣化させるので０．２５％以下とすべき
である。またこうした観点から、固溶Ｔｉ量の好ましい
範囲は０．００３〜０．１０％程度である。尚固溶Ｔｉ
量の測定方法については、それを直接的に定量すること
は困難であるが、本発明では全Ｔｉ量からＴｉＣ，Ｔｉ
Ｓ，ＴｉＮとして存在するＴｉ量を除いた値を用いた。
通りであるが、この冷延鋼板中の固溶Ｔｉ量は上述した
様に０．００１〜０．２５％とする必要がある。即ち、
Ｔｉ添加による耐孔明き腐食性改善効果は、前述の如く
専ら冷延鋼板中の固溶Ｔｉによるものであるが、固溶Ｔ
ｉによるこうした効果を発揮させるためには、その量を
０．００１％以上とする必要がある。しかしながら、固
溶Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ系介在物が粗大になって
却って加工性を劣化させるので０．２５％以下とすべき
である。またこうした観点から、固溶Ｔｉ量の好ましい
範囲は０．００３〜０．１０％程度である。尚固溶Ｔｉ
量の測定方法については、それを直接的に定量すること
は困難であるが、本発明では全Ｔｉ量からＴｉＣ，Ｔｉ
Ｓ，ＴｉＮとして存在するＴｉ量を除いた値を用いた。
【００３５】本発明の冷延鋼板の組織は、１５体積％以
下のフェライトと、残部がマルテンサイト、焼戻しマル
テンサイトおよびベイナイトの低温変態組織のいずれか
１種または２種以上の組織からなるものであるが、フェ
ライトの体積率が１５体積％を超えると所定の強度が得
られず、またフェライトと第２相の差が大きくなって曲
げ加工性が低下する。またこうした組織を有する冷延鋼
板は、引張強さが少なくとも５００Ｎ／ｍｍ2 以上、特
に９００Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度のものとなる。
下のフェライトと、残部がマルテンサイト、焼戻しマル
テンサイトおよびベイナイトの低温変態組織のいずれか
１種または２種以上の組織からなるものであるが、フェ
ライトの体積率が１５体積％を超えると所定の強度が得
られず、またフェライトと第２相の差が大きくなって曲
げ加工性が低下する。またこうした組織を有する冷延鋼
板は、引張強さが少なくとも５００Ｎ／ｍｍ2 以上、特
に９００Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度のものとなる。
【００３６】次に、本発明の冷延鋼板を製造する際の製
造条件について説明する。まず上記の化学成分組成を有
する鋼材を常法によって溶製および鋳造してスラブとし
た後、熱間圧延を行なう。この熱間圧延を行なう際のス
ラブ加熱温度については特に限定されるものではない
が、固溶Ｔｉ量を増加させる為には、１２００℃以上で
あることが好ましい。そして熱間圧延時の仕上げ温度は
８００℃以上とし、６５０℃以下までの平均冷却速度を
５℃／秒以上とする必要がある。熱間圧延時の仕上げ温
度および６５０℃以下までの平均冷却速度を上記の様に
規定したのは、組織均一化を図って圧壊特性を良好にす
ると共に、固溶Ｔｉ量を高めて耐孔明き腐食性を確保す
るためである。即ち、上記の規定要件を外れると、Ｔｉ
の炭・窒化物が増加して、組織が不均一になると共に、
固溶Ｔｉ量が減少し、本発明の目的が達成されなくな
る。
造条件について説明する。まず上記の化学成分組成を有
する鋼材を常法によって溶製および鋳造してスラブとし
た後、熱間圧延を行なう。この熱間圧延を行なう際のス
ラブ加熱温度については特に限定されるものではない
が、固溶Ｔｉ量を増加させる為には、１２００℃以上で
あることが好ましい。そして熱間圧延時の仕上げ温度は
８００℃以上とし、６５０℃以下までの平均冷却速度を
５℃／秒以上とする必要がある。熱間圧延時の仕上げ温
度および６５０℃以下までの平均冷却速度を上記の様に
規定したのは、組織均一化を図って圧壊特性を良好にす
ると共に、固溶Ｔｉ量を高めて耐孔明き腐食性を確保す
るためである。即ち、上記の規定要件を外れると、Ｔｉ
の炭・窒化物が増加して、組織が不均一になると共に、
固溶Ｔｉ量が減少し、本発明の目的が達成されなくな
る。
【００３７】上記鋼材はその後巻き取られて冷間圧延が
施され、連続焼鈍炉にて焼鈍されるが、このときの加熱
条件はＡc1点以上の温度で１０秒〜１０分間とする必要
がある。Ａc1点よりも低い温度では、オーステナイト相
が現れず、その後の冷却過程でのマルテンサイトやベイ
ナイト等の強化組織が得られない。また加熱時間が１０
秒未満では、炭化物の分解が十分でなく、加熱時のオー
ステナイトの量が不十分になり、所定の強度が得られな
い。一方、加熱時間が１０分を超えると、効果が飽和す
るばかりか、固溶Ｔｉ量が減少し、また組織が粗くなっ
て鋼の延性が低下する。
施され、連続焼鈍炉にて焼鈍されるが、このときの加熱
条件はＡc1点以上の温度で１０秒〜１０分間とする必要
がある。Ａc1点よりも低い温度では、オーステナイト相
が現れず、その後の冷却過程でのマルテンサイトやベイ
ナイト等の強化組織が得られない。また加熱時間が１０
秒未満では、炭化物の分解が十分でなく、加熱時のオー
ステナイトの量が不十分になり、所定の強度が得られな
い。一方、加熱時間が１０分を超えると、効果が飽和す
るばかりか、固溶Ｔｉ量が減少し、また組織が粗くなっ
て鋼の延性が低下する。
【００３８】上記加熱後は、１℃／秒以上の平均冷却速
度で８５０〜６５０℃まで冷却する必要がある。これは
鋼の圧壊特性を高めるのに必要な１５体積％以下のフェ
ライトを得るために必要である。即ち、この平均冷却速
度が１℃／秒以上よりも小さい場合には、フェライトの
生成量多くなり、且つ固溶Ｔｉが減少すると共に、焼鈍
時間が長くなってコストが高くなる。
度で８５０〜６５０℃まで冷却する必要がある。これは
鋼の圧壊特性を高めるのに必要な１５体積％以下のフェ
ライトを得るために必要である。即ち、この平均冷却速
度が１℃／秒以上よりも小さい場合には、フェライトの
生成量多くなり、且つ固溶Ｔｉが減少すると共に、焼鈍
時間が長くなってコストが高くなる。
【００３９】その後、４５０℃以下に５℃／秒以上の平
均冷却速度で冷却する必要がある。このとき４５０℃よ
りも高い温度になると、マルテンサイトやベイナイト組
織が十分に得られない。また５℃／秒よりも遅い平均冷
却速度でも、マルテンサイトやベイナイト組織が十分に
得られず、しかもベイナイト組織が粗くなって延性が低
下する。
均冷却速度で冷却する必要がある。このとき４５０℃よ
りも高い温度になると、マルテンサイトやベイナイト組
織が十分に得られない。また５℃／秒よりも遅い平均冷
却速度でも、マルテンサイトやベイナイト組織が十分に
得られず、しかもベイナイト組織が粗くなって延性が低
下する。
【００４０】上記の様な冷延鋼板を母材とし、この母材
表面に各種電気亜鉛系めっき、溶融亜鉛めっきまたは合
金化溶融亜鉛めっき等の亜鉛系めっきを施すことによっ
て希望する亜鉛系めっき鋼板が得られるが、これらの亜
鉛系めっき鋼板は、母材である上記冷延鋼板の特性が反
映されて、いずれも引張強さが５００Ｎ／ｍｍ2 以上の
高強度のものとなる。
表面に各種電気亜鉛系めっき、溶融亜鉛めっきまたは合
金化溶融亜鉛めっき等の亜鉛系めっきを施すことによっ
て希望する亜鉛系めっき鋼板が得られるが、これらの亜
鉛系めっき鋼板は、母材である上記冷延鋼板の特性が反
映されて、いずれも引張強さが５００Ｎ／ｍｍ2 以上の
高強度のものとなる。
【００４１】上記亜鉛系めっきのうち、電気亜鉛系めっ
きの種類については、特に限定されるものではなく、Ｚ
ｎ，Ｚｎ−Ｎｉ，Ｚｎ−Ｆｅ，Ｚｎ−Ｍｎ，Ｚｎ−Ｃｒ
等様々なものが挙げられ、これらは通常の方法で形成す
れば良い。またこれら各種電気亜鉛系めっき層における
好ましい成分組成は、下記の通りである。即ち、Ｚｎ−
Ｎｉめっき層においては、Ｎｉ含有量は５〜２０％程
度、Ｚｎ−Ｆｅめっき層においては、Ｆｅ含有量は５〜
４０％程度、Ｚｎ−Ｍｎめっき層においては，Ｍｎ含有
量は５〜３０％程度、Ｚｎ−Ｃｒめっき層においては、
Ｃｒ含有量は５〜４０％程度であることが、いずれも耐
食性の観点から好ましい。これらの電気亜鉛系めっきを
施した後、必要によりクロメート処理およびポリエステ
ル等の有機皮膜処理を施す。
きの種類については、特に限定されるものではなく、Ｚ
ｎ，Ｚｎ−Ｎｉ，Ｚｎ−Ｆｅ，Ｚｎ−Ｍｎ，Ｚｎ−Ｃｒ
等様々なものが挙げられ、これらは通常の方法で形成す
れば良い。またこれら各種電気亜鉛系めっき層における
好ましい成分組成は、下記の通りである。即ち、Ｚｎ−
Ｎｉめっき層においては、Ｎｉ含有量は５〜２０％程
度、Ｚｎ−Ｆｅめっき層においては、Ｆｅ含有量は５〜
４０％程度、Ｚｎ−Ｍｎめっき層においては，Ｍｎ含有
量は５〜３０％程度、Ｚｎ−Ｃｒめっき層においては、
Ｃｒ含有量は５〜４０％程度であることが、いずれも耐
食性の観点から好ましい。これらの電気亜鉛系めっきを
施した後、必要によりクロメート処理およびポリエステ
ル等の有機皮膜処理を施す。
【００４２】一方、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を製造
するには、下記の手順におよび製造条件に従えば良い。
まず上記冷延鋼板を製造する手順に従って熱間圧延およ
び冷熱間圧延を施した後、連続式溶融亜鉛めっきの焼鈍
炉にて焼鈍されるが、このときの加熱条件の範囲や、亜
鉛めっき浴までの冷却条件およびその規定理由等につい
ては、上記冷延鋼板の連続焼鈍の場合と同様である。引
き続き、溶融亜鉛めっきを施すに当たって、亜鉛めっき
浴の温度はその下限を４２０℃としたが、これより低い
と溶融亜鉛めっきができなくなるからである。また上限
は５００℃とするが、これは冷却過程で残っているオー
ステナイトをできるだけ安定して残留させ、その後の冷
却工程で平均冷却速度：５℃／秒以上で４５０℃以下に
冷却する際に、マルテンサイト等の低温変態組織を十分
に得るためである。
するには、下記の手順におよび製造条件に従えば良い。
まず上記冷延鋼板を製造する手順に従って熱間圧延およ
び冷熱間圧延を施した後、連続式溶融亜鉛めっきの焼鈍
炉にて焼鈍されるが、このときの加熱条件の範囲や、亜
鉛めっき浴までの冷却条件およびその規定理由等につい
ては、上記冷延鋼板の連続焼鈍の場合と同様である。引
き続き、溶融亜鉛めっきを施すに当たって、亜鉛めっき
浴の温度はその下限を４２０℃としたが、これより低い
と溶融亜鉛めっきができなくなるからである。また上限
は５００℃とするが、これは冷却過程で残っているオー
ステナイトをできるだけ安定して残留させ、その後の冷
却工程で平均冷却速度：５℃／秒以上で４５０℃以下に
冷却する際に、マルテンサイト等の低温変態組織を十分
に得るためである。
【００４３】溶融亜鉛めっき後に再加熱して合金化する
に際して、その下限温度を５００℃としたのは、これよ
り低い温度では合金化の時間が長くなり、設備が過大と
なるからである。またこのときの上限温度を７００℃と
したのは、これより高い温度では残っているオーステナ
イトが冷却過程でパーライト等に変化し、その後の冷却
で生成する低温変態生成量が減少するからである。尚こ
の上限温度は、６５０℃であることが好ましい。合金化
処理の時間は、１０秒よりも短いと合金化が不十分とな
って不均一なめっき層となり、２分を超えると合金化溶
融亜鉛めっき層中のＦｅ濃度が高くなり、プレス成形で
パウダリングが発生することになる。
に際して、その下限温度を５００℃としたのは、これよ
り低い温度では合金化の時間が長くなり、設備が過大と
なるからである。またこのときの上限温度を７００℃と
したのは、これより高い温度では残っているオーステナ
イトが冷却過程でパーライト等に変化し、その後の冷却
で生成する低温変態生成量が減少するからである。尚こ
の上限温度は、６５０℃であることが好ましい。合金化
処理の時間は、１０秒よりも短いと合金化が不十分とな
って不均一なめっき層となり、２分を超えると合金化溶
融亜鉛めっき層中のＦｅ濃度が高くなり、プレス成形で
パウダリングが発生することになる。
【００４４】次に本発明の実施例を示すが、本発明はも
とより下記実施例によって制限を受けるものではなく、
前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実
施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明
の技術的範囲に含まれる。
とより下記実施例によって制限を受けるものではなく、
前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実
施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明
の技術的範囲に含まれる。
【００４５】
実施例１ 下記表１に示す鋼材を通常の方法によって溶製・鋳造し
た後、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍して冷延鋼板を製
造し、この冷延鋼板の腐食性を調査した。このとき腐食
性は、冷延鋼板に燐酸塩処理を施し、引き続きカチオン
電着塗装をした後、素地鋼板に達するクロスカットを塗
膜に施し、下記の（１）〜（３）の工程を１サイクルと
する腐食促進テストを１００サイクル行ない、除膜後の
クロスカット部の腐食による最大孔明き深さを測定し
た。製造条件を表２および表３に、腐食試験結果を機械
的性質等と共に表４および表５に、夫々示す。 （１）塩水散布を５０℃で１６時間→（２）７０℃で４
時間で乾燥→（３）湿潤５０℃（湿度８５％）で４時間
た後、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍して冷延鋼板を製
造し、この冷延鋼板の腐食性を調査した。このとき腐食
性は、冷延鋼板に燐酸塩処理を施し、引き続きカチオン
電着塗装をした後、素地鋼板に達するクロスカットを塗
膜に施し、下記の（１）〜（３）の工程を１サイクルと
する腐食促進テストを１００サイクル行ない、除膜後の
クロスカット部の腐食による最大孔明き深さを測定し
た。製造条件を表２および表３に、腐食試験結果を機械
的性質等と共に表４および表５に、夫々示す。 （１）塩水散布を５０℃で１６時間→（２）７０℃で４
時間で乾燥→（３）湿潤５０℃（湿度８５％）で４時間
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【表３】
【００４９】
【表４】
【００５０】
【表５】
【００５１】これらの結果から、次の様に考察できる。
Ｎｏ．２〜７および９，１０，２４のものは、製造条件
が本発明で規定する要件を外れるものであり、Ｎｏ．１
１〜１５，１７〜２０のものは、化学成分組成が本発明
で規定する要件を外れるものであり、引張り強さ、耐孔
明き腐食性および圧壊特性のいずれかの特性が劣化して
いることがわかる。これに対し、Ｎｏ．１，８，１６，
２１〜２３，２５〜３５のものは、本発明で規定する要
件の全てを満足する実施例であり、いずれも引張り強さ
が５００Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度であり、耐孔明き腐食
性および圧壊特性も優れていることがわかる。
Ｎｏ．２〜７および９，１０，２４のものは、製造条件
が本発明で規定する要件を外れるものであり、Ｎｏ．１
１〜１５，１７〜２０のものは、化学成分組成が本発明
で規定する要件を外れるものであり、引張り強さ、耐孔
明き腐食性および圧壊特性のいずれかの特性が劣化して
いることがわかる。これに対し、Ｎｏ．１，８，１６，
２１〜２３，２５〜３５のものは、本発明で規定する要
件の全てを満足する実施例であり、いずれも引張り強さ
が５００Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度であり、耐孔明き腐食
性および圧壊特性も優れていることがわかる。
【００５２】実施例２ 前記表２に示した条件（但し、表２における「二次冷却
停止温度」は除く）によって製造した冷延鋼板を母材と
し、これらに下記表６に示す条件によって溶融亜鉛めっ
きを施して亜鉛系めっき鋼板とした。尚前記趣旨から明
らかな様に、表２における「加熱温度」以降の条件は、
連続式溶融亜鉛めっきの焼鈍炉における条件を示したも
のである。また表２に示した冷延鋼板のうち、Ｎｏ．１
６のものについては、溶融亜鉛めっきを施した後、更に
合金化処理を施し、表６のＮｏ．１６−１〜１６−４と
してその合金化条件を示した。
停止温度」は除く）によって製造した冷延鋼板を母材と
し、これらに下記表６に示す条件によって溶融亜鉛めっ
きを施して亜鉛系めっき鋼板とした。尚前記趣旨から明
らかな様に、表２における「加熱温度」以降の条件は、
連続式溶融亜鉛めっきの焼鈍炉における条件を示したも
のである。また表２に示した冷延鋼板のうち、Ｎｏ．１
６のものについては、溶融亜鉛めっきを施した後、更に
合金化処理を施し、表６のＮｏ．１６−１〜１６−４と
してその合金化条件を示した。
【００５３】これらの亜鉛系めっき鋼板の腐食性を実施
例１と同様にして調査した。但し、このときの腐食促進
テストを１５０サイクル行なった。また亜鉛系めっき鋼
板の曲げ加工部で、パウダリング性についても調査し
た。腐食試験結果およびパウダリング性を機械的性質と
共に下記表７に示す。
例１と同様にして調査した。但し、このときの腐食促進
テストを１５０サイクル行なった。また亜鉛系めっき鋼
板の曲げ加工部で、パウダリング性についても調査し
た。腐食試験結果およびパウダリング性を機械的性質と
共に下記表７に示す。
【００５４】
【表６】
【００５５】
【表７】
【００５６】これらの結果から明らかな様に、本発明で
規定する要件の全てを満足する実施例のものは、母材の
特性を反映した機械的性質、腐食性および圧壊特性が得
られていることがわかる。尚Ｎｏ．１６−３のものは、
合金化加熱時間が短いので、めっきが不均一になったも
のである。
規定する要件の全てを満足する実施例のものは、母材の
特性を反映した機械的性質、腐食性および圧壊特性が得
られていることがわかる。尚Ｎｏ．１６−３のものは、
合金化加熱時間が短いので、めっきが不均一になったも
のである。
【００５７】実施例３ 前記表３に示した条件によって製造した冷延鋼板を母材
とし、これらに各種の電気亜鉛系めっきを施して亜鉛系
めっき鋼板とした。このときＮｏ．２６のものはＺｎ−
Ｆｅ，Ｎｏ．２７のものはＺｎ−Ｍｎ，Ｎｏ．２８のも
のはＺｎ−Ｃｒの電気亜鉛系めっきを施し、その他のも
のについていずれもＺｎ−Ｎｉの電気亜鉛系めっきを施
した。またＺｎ−Ｎｉの電気亜鉛系めっきを施したもの
のうち、Ｎｏ．３２のものについては、クロメート処理
および有機皮膜処理（ポリエステル等）も施した。これ
らの亜鉛系めっき鋼板の腐食性を実施例１と同様にして
調査しとこと、前記表５に示した特性とほぼ同様の結果
が得られていた。
とし、これらに各種の電気亜鉛系めっきを施して亜鉛系
めっき鋼板とした。このときＮｏ．２６のものはＺｎ−
Ｆｅ，Ｎｏ．２７のものはＺｎ−Ｍｎ，Ｎｏ．２８のも
のはＺｎ−Ｃｒの電気亜鉛系めっきを施し、その他のも
のについていずれもＺｎ−Ｎｉの電気亜鉛系めっきを施
した。またＺｎ−Ｎｉの電気亜鉛系めっきを施したもの
のうち、Ｎｏ．３２のものについては、クロメート処理
および有機皮膜処理（ポリエステル等）も施した。これ
らの亜鉛系めっき鋼板の腐食性を実施例１と同様にして
調査しとこと、前記表５に示した特性とほぼ同様の結果
が得られていた。
【００５８】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、耐
孔明き腐食性および圧壊特性に優れる冷延鋼板および亜
鉛系めっき鋼板等が容易に得られ、自動車用はもとよ
り、建築、造船等、鋼の腐食が問題となる工業分野で適
用される素材としてに最適である。
孔明き腐食性および圧壊特性に優れる冷延鋼板および亜
鉛系めっき鋼板等が容易に得られ、自動車用はもとよ
り、建築、造船等、鋼の腐食が問題となる工業分野で適
用される素材としてに最適である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/28 Ｃ２２Ｃ 38/28 38/38 38/38 38/50 38/50 38/54 38/54 38/58 38/58 Ｃ２３Ｃ 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/28 2/28 (72)発明者 松本 正人 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内 (72)発明者 中島 悟博 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内
Claims (16)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０５〜０．２５％（質量％の意
味、以下同じ）、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０
１〜０．１２％、Ｔｉ：０．０２〜０．５％、Ａｌ：
０．０１〜０．１％を夫々含有すると共に、Ｓ：０．０
１％以下およびＮ：０．０１％以下に夫々抑制してな
り、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる化学成分組
成を有し、且つ固溶Ｔｉ量が０．００１〜０．２５％で
あり、１５体積％以下のフェライトと、残部がマルテン
サイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの低温
変態組織のいずれか１種または２種以上の組織からな
り、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ2 以上であることを特徴
とする耐孔明き腐食性および圧壊特性に優れた高強度冷
延鋼板。 - 【請求項２】 更に他の成分として、Ｃｒ：０．１〜
２．０％を含むものである請求項１または２に記載の高
強度冷延鋼板。 - 【請求項３】 更に他の成分として、Ｓｉ：０．０１〜
２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０
０５〜０．０５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５％、Ｍ
ｏ：０．１〜１．０％およびＷ：０．０１〜２．０％よ
りなる群から選ばれる１種以上の元素を含むものである
請求項１に記載の高強度冷延鋼板。 - 【請求項４】 更に他の成分として、Ｃｕ：０．０５〜
１．０％を含むものである請求項１〜３のいずれかに記
載の高強度冷延鋼板。 - 【請求項５】 更に他の成分として、Ｎｉ：０．０５〜
１．０％を含むものである請求項４に記載の高強度冷延
鋼板。 - 【請求項６】 更に他の成分として、Ｂ：０．０００３
〜０．００６０％を含むものである請求項１〜５のいず
れかに記載の高強度冷延鋼板。 - 【請求項７】 更に他の成分として、Ｃａ：０．０００
４〜０．０１０％および／または希土類元素：０．００
０４〜０．０１０％を含むものである請求項１〜６のい
ずれかに記載の高強度冷延鋼板。 - 【請求項８】 請求項１〜７のいずれかに記載の高強度
冷延鋼板を母材とし、その表面に電気亜鉛系めっき層を
形成したものであることを特徴とする耐孔明き腐食性お
よび圧壊特性に優れた高強度亜鉛系めっき鋼板。 - 【請求項９】 請求項８に記載の亜鉛系めっき鋼板の表
面にクロメート処理および有機皮膜処理を施したもので
ある高強度亜鉛系めっき鋼板。 - 【請求項１０】 請求項１〜７のいずれかに記載の高強
度冷延鋼板を母材とし、その表面に溶融亜鉛めっき層を
形成したものであることを特徴とする耐孔明き腐食性お
よび加工性に優れた高強度亜鉛系めっき鋼板。 - 【請求項１１】 前記溶融亜鉛めっき層が更に合金化さ
れて合金化溶融亜鉛めっき層としたものである請求項１
０に記載の高強度亜鉛系めっき鋼板。 - 【請求項１２】 請求項１〜７のいずれかに記載の高強
度冷延鋼板を製造するに当たり、請求項１〜７のいずれ
かに記載の化学成分組成を有する鋼材を、８００℃以上
の仕上温度で熱間圧延し、平均冷却速度：５℃／秒以上
で６５０℃以下に冷却して巻き取った後冷間圧延を行な
い、連続焼鈍炉にてＡc1点以上の温度で１０秒〜１０分
間加熱した後、１℃／秒以上の平均冷却速度で８５０〜
６５０℃まで冷却した後、平均冷却速度：５℃／秒以上
で４５０℃以下に冷却することを特徴とする耐孔明き腐
食性および圧壊特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方
法。 - 【請求項１３】 請求項８に記載の高強度亜鉛系めっき
鋼板を製造するに当たり、請求項１〜７のいずれかに記
載の化学成分組成を有する鋼材を、８００℃以上の仕上
温度で熱間圧延し、平均冷却速度：５℃／秒以上で６５
０℃以下に冷却して巻き取った後冷間圧延を行ない、連
続焼鈍炉にてＡc1点以上の温度で１０秒〜１０分間加熱
した後、１℃／秒以上の平均冷却速度で８５０〜６５０
℃まで冷却した後、平均冷却速度：５℃／秒以上で４５
０℃以下に冷却して冷延鋼板とし、その表面に電気亜鉛
系めっき層を形成することを特徴とする耐孔明き腐食性
および圧壊特性に優れた高強度亜鉛系めっき鋼板の製造
方法。 - 【請求項１４】 電気亜鉛系めっき層を形成した後、該
亜鉛系めっき鋼板の表面にクロメート処理および有機皮
膜処理を施して請求項９に記載の亜鉛系めっき鋼板を製
造する請求項１３の製造方法。 - 【請求項１５】 請求項１０に記載の高強度亜鉛系めっ
き鋼板を製造するに当たり、請求項１〜７のいずれかに
記載の化学成分組成を有する鋼材を、８００℃以上の仕
上温度で熱間圧延し、平均冷却速度：５℃／秒以上で６
５０℃以下に冷却して巻き取った後冷間圧延を行ない、
連続式溶融亜鉛めっきの焼鈍炉にてＡ c1点以上の温度で
１０秒〜１０分間加熱した後、１℃／秒以上の平均冷却
速度で８５０〜６５０℃まで冷却した後、平均冷却速
度：５℃／秒以上で４２０〜５００℃に冷却して溶融亜
鉛めっきを施し、引き続き平均冷却速度：５℃／秒以上
で４５０℃以下冷却することを特徴とする耐孔明き腐食
性および圧壊特性に優れた高強度亜鉛系めっき鋼板の製
造方法。 - 【請求項１６】 溶融亜鉛めっきを施した後、５００〜
７００℃の温度で１０秒〜２分間加熱して前記溶融亜鉛
めっき層を合金化処理し、引き続き平均冷却速度：５℃
／秒以上で４５０℃以下に冷却して請求項１１に記載の
亜鉛系めっき鋼板を製造する請求項１５の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7289796A JPH0925538A (ja) | 1995-05-10 | 1996-03-27 | 耐孔明き腐食性および圧壊特性に優れた高強度冷延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11202095 | 1995-05-10 | ||
| JP7-112020 | 1995-05-10 | ||
| JP7289796A JPH0925538A (ja) | 1995-05-10 | 1996-03-27 | 耐孔明き腐食性および圧壊特性に優れた高強度冷延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0925538A true JPH0925538A (ja) | 1997-01-28 |
Family
ID=26414032
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7289796A Pending JPH0925538A (ja) | 1995-05-10 | 1996-03-27 | 耐孔明き腐食性および圧壊特性に優れた高強度冷延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0925538A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1180919A (ja) * | 1997-09-11 | 1999-03-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 曲げ性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製法 |
| FR2830260A1 (fr) * | 2001-10-03 | 2003-04-04 | Kobe Steel Ltd | Tole d'acier a double phase a excellente formabilite de bords par etirage et procede de fabrication de celle-ci |
| WO2006045622A1 (en) * | 2004-10-26 | 2006-05-04 | Hille & Müller GMBH | Process for the manufacture of a containment device and a containment device manufactured thereby |
| WO2008145871A2 (fr) * | 2007-05-11 | 2008-12-04 | Arcelormittal France | Procede de fabrication de tôles d'acier laminees a froid et recuites a tres haute resistance, et tôles ainsi produites |
| JP2010111919A (ja) * | 2008-11-06 | 2010-05-20 | Kobe Steel Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2010036028A3 (ko) * | 2008-09-23 | 2010-07-01 | 포항공과대학교 산학협력단 | 기지로서 마르텐사이트 조직을 가지는 초고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조 방법 |
| CN101974722A (zh) * | 2010-10-29 | 2011-02-16 | 河北钢铁股份有限公司唐山分公司 | 一种用于制造混凝土搅拌车罐体的钢板及生产方法 |
| CN102534416A (zh) * | 2012-01-05 | 2012-07-04 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 一种载货列车连接件用钢及其制备方法 |
| KR101403262B1 (ko) * | 2012-09-05 | 2014-06-27 | 주식회사 포스코 | 초고강도 용융도금강판 및 그의 제조방법 |
| CN108431280A (zh) * | 2015-12-23 | 2018-08-21 | Posco公司 | 高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法 |
| CN116426815A (zh) * | 2022-01-04 | 2023-07-14 | 海信（山东）冰箱有限公司 | 热镀锌板、其制备方法及包含热镀锌板的面板、侧板和冰箱 |
-
1996
- 1996-03-27 JP JP7289796A patent/JPH0925538A/ja active Pending
Cited By (22)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1180919A (ja) * | 1997-09-11 | 1999-03-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 曲げ性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製法 |
| FR2830260A1 (fr) * | 2001-10-03 | 2003-04-04 | Kobe Steel Ltd | Tole d'acier a double phase a excellente formabilite de bords par etirage et procede de fabrication de celle-ci |
| US7553380B2 (en) | 2001-10-03 | 2009-06-30 | Kobe Steel, Ltd. | Dual-phase steel sheet excellent in stretch flange formability and production method thereof |
| WO2006045622A1 (en) * | 2004-10-26 | 2006-05-04 | Hille & Müller GMBH | Process for the manufacture of a containment device and a containment device manufactured thereby |
| US10612106B2 (en) | 2007-05-11 | 2020-04-07 | Arcelormittal | Process for manufacturing cold-rolled and annealed steel sheet with a very high strength, and sheet thus produced |
| WO2008145871A2 (fr) * | 2007-05-11 | 2008-12-04 | Arcelormittal France | Procede de fabrication de tôles d'acier laminees a froid et recuites a tres haute resistance, et tôles ainsi produites |
| WO2008145871A3 (fr) * | 2007-05-11 | 2009-02-19 | Arcelormittal France | Procede de fabrication de tôles d'acier laminees a froid et recuites a tres haute resistance, et tôles ainsi produites |
| US11414722B2 (en) | 2007-05-11 | 2022-08-16 | Arcelormittal | Process for manufacturing cold-rolled and annealed steel sheet with a very high strength, and sheet thus produced |
| CN102187006A (zh) * | 2008-09-23 | 2011-09-14 | 浦项工科大学校产学协力团 | 作为基质具有马氏体组织的超高强度熔融镀锌钢板及其制造方法 |
| WO2010036028A3 (ko) * | 2008-09-23 | 2010-07-01 | 포항공과대학교 산학협력단 | 기지로서 마르텐사이트 조직을 가지는 초고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조 방법 |
| US8741078B2 (en) | 2008-09-23 | 2014-06-03 | Postech Academy-Industry Foundation | Method for manufacturing an ultrahigh strength hot dip galvanized steel sheet having martensitic structure as matrix |
| US8691396B2 (en) | 2008-11-06 | 2014-04-08 | Kobe Steel, Ltd. | Galvannealed steel sheet and production method thereof |
| JP2010111919A (ja) * | 2008-11-06 | 2010-05-20 | Kobe Steel Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| CN101974722A (zh) * | 2010-10-29 | 2011-02-16 | 河北钢铁股份有限公司唐山分公司 | 一种用于制造混凝土搅拌车罐体的钢板及生产方法 |
| CN102534416A (zh) * | 2012-01-05 | 2012-07-04 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 一种载货列车连接件用钢及其制备方法 |
| KR101403262B1 (ko) * | 2012-09-05 | 2014-06-27 | 주식회사 포스코 | 초고강도 용융도금강판 및 그의 제조방법 |
| EP3395993A4 (en) * | 2015-12-23 | 2018-10-31 | Posco | High yield ratio type high-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof |
| CN108431280A (zh) * | 2015-12-23 | 2018-08-21 | Posco公司 | 高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法 |
| CN108431280B (zh) * | 2015-12-23 | 2020-05-12 | Posco公司 | 高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法 |
| US11104974B2 (en) | 2015-12-23 | 2021-08-31 | Posco | High yield ratio type high-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof |
| CN116426815A (zh) * | 2022-01-04 | 2023-07-14 | 海信（山东）冰箱有限公司 | 热镀锌板、其制备方法及包含热镀锌板的面板、侧板和冰箱 |
| CN116426815B (zh) * | 2022-01-04 | 2024-09-20 | 海信冰箱有限公司 | 热镀锌板、其制备方法及包含热镀锌板的面板、侧板和冰箱 |
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