WO2004113580A1

WO2004113580A1 - 成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

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Publication number: WO2004113580A1
Application number: PCT/JP2003/008006
Authority: WO
Inventors: Toshiki Nonaka; Hirokazu Taniguchi; Masaaki Mizutani; Nobuhiro Fujita
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 2003-06-19
Filing date: 2003-06-24
Publication date: 2004-12-29
Also published as: ES2660402T3; EP1642990A1; JP4214006B2; CN100471972C; PL379099A1; BR0318364A; BR0318364B1; US8262818B2; KR20060018270A; US7922835B2; CA2529736C; RU2006101392A; RU2322518C2; JP2005008961A; US20110186185A1; CA2529736A1; AU2003243961A1; EP1642990B1; US20070095444A1; CN1788099A

Description

成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

技術分野

本発明は、成形性と化成処理性及び亜鉛メッキ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関明する。田

背景技術

近年、自動車の燃費向上のため、車体の軽量化がより一層要求されている。車体の軽量化のためには、強度の高い鋼材を使用すれば良いが、強度が高くなるほど、プレス成形が困難となる。これは、一般に鋼材の強度が高くなるほど、鋼材の降伏応力が増大し、更に伸びが低下するからである。

これに対し、伸びの改善に対しては残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した鋼板（以下 T R I P鋼）などが発明されており、例えば、特開昭 6 1 _ 1 5 7 6 2 5号公報ゃ特開平 1 0— 1 3 0 7 7 6号公報に開示されている。

しかし、通常の T R I P鋼板は、多量の S i添加が必須であり鋼板表面の化成処理性や溶融亜鉛メッキ性が悪化するため適用可能な部材は制限される。更に、残留オーステナイト鋼において高強度を確保するためには多量の C添加が必要であり、ナゲット割れ等の溶接上の問題がある。

鋼板表面の化成処理性や溶融亜鉛メツキ性については、残留ォーステナイト T R I P鋼の S i低減を目的とした発明が特開平 5— 2 4 7 5 8 6号公報ゃ特開 2 0 0 0一 3 4 5 2 8 8号公報に開示されているが、この発明では化成処理性や溶融亜鉛メツキ性と延性の向上は望めるものの、前述の溶接性の改善は望めないうえ、引張り強度 9 8 O MP a以上の TR I P鋼板では、非常に高い降伏応力となるためプレス時等での形状凍結性が悪化するという問題点があった。また、引張り強さ 9 8 O MP a以上の高強度鋼板には遅れ破壊発生の懸念がある。 T R I P鋼板は残留オーステナイト量が多いため、加工時に誘起変態して生成されたマルテンサイト相とその周囲の相との界面に、ポイド及び転位が多く発生し、このような場所に水素が集積し、遅れ破壌が発生するという問題点もある。

また、降伏応力を低減させる技術として、特開昭 5 7— 1 5 5 3 2 9号公報に開示されているような、フヱライトを含む D u a 1 P h a s e鋼（以下 D P鋼という）が従来から知られているが、再結晶焼鈍後の冷却速度が 3 0 °C/ s以上が必要であり、一般的な溶融亜鉛めつきラインでは不十分である。また、鋼板の対象が引張り強さで 1 0 0 k g Z m m ² までであり、必ずしも十分な成形性を有する高強度鋼板は実現していなかった。発明の開示

本発明は、前述のような従来技術の問題点を解決し、成形性と化成処理性及び亜鉛メッキ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を工業的規模で実現することを課題とする。

本発明者らは、成形性に優れた高強度鋼板を鋭意検討した結果、鋼成分の最適化、すなわち、 S i 、 A l量と T S [狙いの強度値] のパランスを特定範囲とし、特に A 1添加量を調整することで、降伏応力の低い D P鋼において、これまで以上の伸びが確保できる高強度鋼板を工業的に製造できることを見出した。

本発明の鋼板は従来の残留オーステナイト鋼と同等かそれに準ずる程度に延性が向上し、また、 S i を低減することにより化成処理 T/JP2003/008006 性や溶融亜鉛メツキ性を向上させ、さらに合金化メツキをおこなつても特性が劣化することが少ない高強度鋼板を実現した。

さらに、遅れ破壊や二次加工脆性の問題が生じないように、不可避的に含まれる 5 %以下の残留オーステナイトを許容し、実質的に残留オーステナイトを含まない D P鋼とした。

本発明の高強度鋼板は、 5 9 0Mp aカゝら 1 5 0 0 Mp aの引張強度が実現できるが、 9 8 0Mp a以上の高強度鋼板にて著しい効果を奏する。

本発明は、以上のような技術思想に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。

( 1 ) 質量％で、

C : 0. 0 3〜 0. 2 0 %、

S i ： 0. 0 0 5〜 0. 3 %、

M n ： 1 . 0〜 3. 1 %、

P : 0. 0 0 1〜 0. 0 6 %、

S : 0. 0 0 1 ~ 0. 0 1 %、

N : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、

A 1 ： 0. 2〜 1. 2 %

M o ≤ 0. 5 %を含有し、残部 F eおよび不可避不純物からなり、さらに、 S i 、 Mn、 A l の質量％と狙いの強度値（T S ) が、下記（ 1 ) 式を満足し、かつ金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。

( 0. 0 0 1 2 X [T S狙い値] 一 0. 2 9— [ S i ] ) / 2. 4 5 < A 1 < 1. 5 - 3 X [ S i ] · · · ( 1 ) 式ここに、 [T S狙い値] は鋼板の強度設計値で単位は Mp a

[ S i 」は S i の質量⁰ /o ( 2 ) さらに、質量⁰ /oで、 V ： 0. 0 1〜 0. 1 %、 T i ： 0. 0 1〜 0. l %、 N b : 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %のうち 1種または

2種以上を含有することを特徴とする（ 1 ) に記載の成形性に優れた高強度鋼板。

( 3 ) さらに、質量％で、 B ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 2 %を含有し、下記（ 2 ) 式を満足することを特徴とする（ 1 ) または（ 2 ) に記載の成形性に優れた高強度鋼板。

5 0 0 X [ B ] + [M n ] + 0. 2 [A 1 ] < 2. 9 - · ·

( 2 ) 式

ここに [B] は Bの質量⁰ /。、 [M n ] は Mnの質量⁰ /₀、 [ A 1 ] は A 1 の質量⁰ /₀

( 4 ) さらに、質量⁰ /。で、 C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %、 R EM : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %のうち 1種または 2種を含有することを特徴とする（ 1 ) 〜（ 3 ) のいずれかの項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。

( 5 ) ( 1 ) 〜（ 4) のいずれかの項に記載の高強度鋼板であつて、フヱライト粒の中で、粒径の短径ノ長径の値が 0. 2以上のものが 5 0 %以上を占めることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。

( 6 ) ( 1 ) 〜（ 5 ) のいずれかの項に記載の高強度鋼板が熱延鋼板または冷延鋼板であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。

( 7 ) 鋼板に亜鉛メツキの表面処理を施したことを特徴とする（ 1 ) 〜（ 6 ) のいずれかの項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。

( 8 ) ( 1 ) 〜（ 7 ) のいずれかの項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、 A r ₃ 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、 4 0 0 °C〜 5 5 0 °Cで捲取り、次いで通常の酸洗の後、圧下率を 3 0〜 7 0 %として一次冷間圧延後、連続焼鈍工程で再結晶焼鈍を施し、次いで調質圧延を施したことを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。

( 9 ) ( 8 ) に記載の高強度鋼板の製造方法であって、焼鈍工程において A c ₁ 以上 A c 3 + 1 0 0 °C以下の温度域に加熱し、 3 0 秒以上 3 0分以下保持した後、（ 3 ) 式を満たす X°C/ s以上の冷却速度で 6 0 0 °C以下の温度域まで冷却することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。

X≥ (A c ₃ - 5 0 0 ) / 1 0 ^a · · · ( 3 ) 式

a = 0. 6 [ C ] + 1. 4 [M n ] + 3. 7 [M o ] — 0.

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ここに、 Xは冷却速度で単位は。 CZ s

A c 3 の単位は。 C

[ C ] は Cの質量％、 [Mn ] は Mnの質量％、 [ M o ] は M oの質量％図面の簡単な説明

図 1は、 T S狙い値による A 1 と S i の範囲を示す図である。図 2 ( a ) は、 A 1 ： 0. 4 %の場合の化成処理性や溶融亜鉛メツキ性と M n， Bの関係を示した図であり、（ b ) は A 1 ： 1. 2

%の場合の化成処理性や溶融亜鉛メツキ性と Mn， Bの関係を示した図である。

図 3は、延性を確保できる冷却速度と成分の関係を示した図である。発明を実施するための最良の形態

以下に本発明の実施の形態を詳細に説明する。まず、本発明の高強度鋼板の成分および金属組織の限定理由を説明する。

Cは、強度確保の観点から、またマルテンサイトを安定化する基本元素として、必須の成分である。 Cが 0. 0 3 %未満では強度が満足せず、またマルテンサイト相が形成されない。また、 0. 2 % を超えると、強度が上がりすぎ、延性が不足するほか、溶接性の劣化を招くため工業材料として使用できない。従って、本発明における Cの範囲は、 0. 0 3〜 0. 2 %とし、好ましくは、 0. 0 6〜 0. 1 5 %である。

M nは強度確保の観点で添加が必要であることに加え、炭化物の生成を遅らせる元素でありフェライトの生成に有効な元素である。 ]^ 11が 1. 0 %未満では、強度が満足せず、またフェライトの形成が不十分となり延性が劣化する。また、 Mn添加量が 3. 1 %を超えると、焼入れ性が必要以上に高まるため、マルテンサイトが多く生成し、強度上昇を招きこれにより、製品のバラツキが大きくなるほか、延性が不足し工業材料として使用できない。従って、本発明における M nの範囲は、 1 . 0〜 3. 1 %とした。

S i は強度確保の観点で添加することに加え、通常、延性の確保のために添加される元素であるが、 0. 3 %を超える添加により、化成処理性や溶融亜鉛メツキ性が劣化してしまう。従って、本発明における S i の範囲は、 0. 3 %以下とし、さらに溶融亜鉛メツキ性を重視する場合には 0. 1 %以下が好ましい。また S i は脱酸剤や焼入れ性向上のために添加されるが、 0. 0 0 5 %未満では脱酸効果が十分でないため、下限を 0. 0 0 5 %とする。

Pは鋼板の強度を上げる元素として必要な強度レベルに応じて添加する。しかし、添加量が多いと粒界へ偏析するために局部延性を劣化させる。また、溶接性を劣化させる。従って、 P上限値は 0. 0 6 %とする。下限を 0 . 0 0 1 %としたのは、これ以上低減させることは、製鋼段階での精鍊時のコストアップに繋がるためである

Sは、 M n Sを生成することで局部延性、溶接性を劣化させる元素であり、鋼中に存在しない方が好ましい元素である。従って、上限を 0 . 0 1 %とする。下限を 0 . 0 0 1 %としたのは、 P と同様に、これ以上低減させることは、製鋼段階での精鍊時のコストアツプに繋がるためである。

A 1 は、本発系において最も重要な元素である。 A 1 は添加によりフライトの生成を促進し、延性向上に有効に作用する他、多量添加によつても化成処理性や溶融亜鉛メッキ性を劣化させない元素である。また、脱酸元素としても作用する。延性を向上させるためには 0 . 2 %以上の A 1添加が必要である、一方、 A 1 を過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させるため、その上限を 1 . 2 %とした。

Nは、不可避的に含まれる元素であるが、あまり多量に含有する場合は、時効性を劣化させるのみならず、 A 1 N析出量が多くなつて A 1添加の効果を減少させるので、 0 . 0 1 %以下の含有が好ましい。また、不必要に Nを低減することは製鋼工程でのコストが増大するので通常 0 . 0 0 0 5 %程度以上に制御,することが好ましい高強度鋼板とするためには一般に多量の元素添加が必要となり、フェライト生成が抑制される。このため、組織のフェライト分率が低減し、第 2相の分率が増加するため、特に 9 8 0 M P a以上の D P鋼においては伸びが著しく低下する。この改善のために、 S i 添加、 M n低減が多く用いられるが、前者は化成処理性や溶融亜鉛メツキ性が劣化すること、後者は強度確保が困難となることから、本発明の目的とする鋼板においては利用できない。そこで、本発明者らは鋭意検討した結果、 A 1 の効果を見出し、（ 1 ) 式の関係を満たす A l 、 S i 、 T Sパランスを有するとき、十分なフェライト分率を確保することができ、優れた伸びを確保できることを見出した

( 0. 0 0 1 2 X [T S狙い値] 一 0. 2 9 - [ S i ] ) Z 2. 4 5 < A 1 < 1 . 5 - 3 X [ S i ] · · · ( 1 ) 式ここに、 [T S狙い値] は鋼板の強度設計値で単位は MP a 。 [ S i ] は S i の質量⁰ /₀である。

図 1に示したように、 A 1 添加量が（ 0. 0 0 1 2 X [T S狙い値] — 0. 2 9— [ S i ] ) / 2. 4 5未満となると、延性を向上させるために十分でなく、 1. 5— 3 X [ S i ] を超えてしまうと、化成処理性や溶融亜鉛メツキ性が悪化する。

本発明の金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有することを特徴とする理由は、このような組織をとる場合は、強度延性パランスに優れた鋼板となるからである。ここでいう、フェライトは、ポリゴナノレフヱライト、ベイネティックフェライトを差し、マノレテンサイトは通常の焼き入れにより得られるマルテンサイトの他、 6 0 0 °c以下の温度にて焼戻しを行ったマルテンサイトにおいても効果は変わらない。また、組織中にオーステナイトが残存すると 2次加工脆性や遅れ破壊特性が悪化するため、本発明では不可避的に存在する 3 %以下の残留オーステナイトを許容し、実質的に残留ォーステナイトを含まない。

M 0は強度確保と焼入れ性に効果のある元素である。過多の M o の添加は D Pにおけるフライト生成を抑制し、延性の劣化を招くほか、化成処理性や溶融亜鉛メツキ性を劣化させることがあるので、上限を 0. 5 %とした。 V、 T i 、 N bは、強度確保の目的で V : 0. 0 1〜 0. 1 %、 T i ： 0. 0 1〜 0. l %、 N b : 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %の範囲で添加してもよい。

Bは、焼入れ性確保と B Nによる有効 A 1 の増大を目的として、 B ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 2 %の範囲で添加してもよい。フェライト分率を高くすることで優れた伸びは確保できるが、層状組織となり局部延性が低下することがある。 Bを添加することでこれを防ぐことが可能となることを発明者らは見出した。しかし、 Bの酸化物は化成処理や溶融亜鉛メッキ性を悪化させる。同様に Mnや A 1 も添加量が多いと化成処理や溶融亜鉛メツキ性を悪化させることが分かった。そこで検討した結果、図 2 ( a ) ， ( b ) に示すように、（ 2 ) 式の関係を満たす B， Mn , A 1 を有するとき、十分な化成処理性や溶融亜鉛めつき性を得ることを見出した。

5 0 0 X [ B ] + [Mn] + 0. 2 [ A 1 ] < 2. 9 · · · ( 2 ) 式

ここに [ Β ] は Βの質量⁰ /。、 [Μ η ] は Μ ηの質量⁰ /。、 [ A 1 ] は A 1 の質量％

C aおよび R EMは、介在物制御、穴拡げ改善の目的で、 C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %、 R EM : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %の範囲で添加してもよい。

不可避的不純物として、例えば、 S nなどがあるがこれら元素を 0. 0 1質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。

次に、本発明による高強度鋼板を得るための製造方法における条件の限定理由は次の通りである。

熱間圧延ではフェライト粒にひずみが過度に加わり加工性が低下するのを防ぐために熱間圧延を A r ₃ 以上で行い、また、高温すぎても焼鈍後の再結晶粒径および M gの複合析出または昇出物が必要以上に粗大化するため、 9 4 0 °C以下が望ましい。卷き取り温度については、高温にすれば再結晶や粒成長が促進され、加工性の向上が望まれるが、熱間圧延時に発生するスケール生成も促進され酸洗性が低下する点や、フェライトとパーライトが層状に生成することにより Cが不均一に拡散するので、 5 5 0 °C以下とする。一方で低温になりすぎると硬化するため、冷間圧延時での負荷が高くなる。このため、 4 0 0 °C以上とする。

酸洗後の冷間圧延は、圧下率が低いと鋼板の形状矯正が難しくなるため下限値を 3 0 %とする。また、 7 0 %を超える圧下率で圧延すると、鋼板のエッジ部に割れの発生及び形状の乱れのため上限値を 7 0 %とする。

焼鈍工程では、 A _{C l} 以上、 A c ₃ + 1 0 0 °C以下の温度で焼鈍する。これ未満では組識が不均一となる。一方、これ以上の温度では、オーステナイトの粗大化によりフェライト生成が抑制されるため伸びの劣化を招く。また、経済的な点から焼鈍温度は 9 0 0 °C以下が望ましい。この際、層状の組識を解消するためには 3 0秒以上の保持が必要であるが、 3 0分を超えても効果は飽和し生産性も低下する。従って、 3 0秒以上 3 0分以下とする。

続いて、冷却終了温度を 6 0 0 °C以下の温度とする。 6 0 0 °Cを超えるとオーステナイトが残留しやすくなり、 2次加工性、遅れ破壊の問題が生じ易くなる。冷却速度が遅い場合、冷却中にパーライトが生成される。パーライトは伸びを低下するため、生成を回避することが必要である。図 3に示すように、（ 3 ) 式を満たすことで、伸びを確保することを見出した。

X≥ ( A c 3 - 5 0 0 ) / 1 0³ · · · ( 3 ) 式

a = 0. 6 [ C ] + 1 . 4 [Mn] + 3. 7 [M o ] - 0. 6

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ここに、 Xは冷却速度で単位は。 CZ s

A c 3 は単位は。 C

[ C ] は Cの質量⁰/。、 [M n ] は Mnの質量⁰/。、 [ M o ] は M oの質量⁰ /₀

本発明は、この熱処理の後、穴拡げ性、脆性の改善を目的とした、 6 0 0 °C以下の焼戻し処理を行っても効果は変わらない。実施例

表 1に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて製造し、冷却凝固後 1 2 0 0 °Cまで再加熱し、 8 8 0 °Cにて仕上圧延を行い、冷却後 5 0 0 °Cで 1時間保持することで、熱延の卷取熱処理を再現した。得られた熱延板を研削によりスケールを除去し、 6 0 %の冷間圧延した。その後連続焼鈍シミュレータを用い、 7 7 0 °C X 6 0秒の焼鈍を行い、 3 5 0 °Cまで冷却した後、 1 0〜6 0 0秒その温度で保持したあと、さらに室温まで冷却した。

引張特性は、 J I S 5号引張試験片の L方向引張にて評価し、 T S (MP a ) X E L (%) の積が 1 6 0 0 0 M P a %以上を良好とした。金属組織は、光学顕微鏡で観察した。フェライトはナイタールエッチング、マルテンサイトはレペラ一エッチングにより観察した。

メッキ性能は溶融亜鉛メツキシミュレータ一により、上記同様の焼鈍条件を施した後、溶融亜鉛メツキを行い、目視にてメツキの付着状況を確認し、メツキ面の内 9 0 %以上の面積で均一に付着している場合を良好「〇」、部分的に欠陥があるものを「X」とした。化成処理性は、通常の自動車用薬剤である、りん酸塩処理薬剤（B t 3 0 8 0 ：日本パーカーライジング社製）を用いて標準仕様にて 8006 処理したのち、化成被膜の性状を肉眼、および走査型電子顕微鏡にて観察し、鋼板下地を緻密に被覆しているものを「〇」、化成被膜に部分的に欠陥があるものを「X」とした。

表 2の結果から認められるように、本発明による鋼板は溶融亜鉛メツキ性や化成処理性が優れ、かついずれも強度 · 延性パランスに優れる高強度鋼板を製造できる。

一方、表 2の成分範囲が本発明の範囲から外れる比較例、および、 A 1 の範囲が（ 1 ) 式を満足しない比較例（ 6 1， 6 2 ) は、強度 . 延性パランスを示す T S X E Lの値が 1 8 0 0 0 M p a %未満である、もしくは、メツキ評価及び化成処理評価が Xとなっている。また、（ 2 ) 式を満足しない比較例（ 6 3， 6 4) は、メツキ評価及び化成処理評価が Xとなっている。また、（ 3 ) 式を満足しない冷却速度で製造した比較例（ 6 5， 6 6 ) は、強度 ' 延性パランスを示す T S X E Lの値が 1 8 0 0 0 M p a %未満である。

表 1

亜鉛メツキ性鋼種

C Si Mn P S N Al Mo V Ti Nb Ca B REM TS EL TSXEL 及び化成記号

処理性

1 本発明 0.031 0.131 1.74 0.006 0.002 0.0051 1.012 0.22 —— —— —— —— —— 577 33.2 19156 〇

2 本発明 0.035 0.122 2.67 0.015 0.002 0.0064 0.749 0.+05 —— —— —— —— —— —— 576 32.5 18720 〇

3 本発明 0.049 0.161 2.50 0.012 0.006 0.0061 0.457 0.15 —— —— —— —— —— 585 31.2 18252 o

4 本発明 0.060 0.068 1.01 0.003 0.007 0.0020 0.426 —— —— —— —— —— ¹ —— 622 29.5 18349 〇

5 本発明 0.063 0.006 1.40 0.030 0.008 0.0033 1.190 0.11 —— —— —— —— —— —— 612 29.8 18238 〇

6 本発明 0.068 0.180 1.69 0. Oil 0.010 0.0087 0.952 0.22 —— 一— —— —— —— —— 635 29.4 18669 〇

7 本発明 0.076 0.033 1.05 0.023 0.005 0.0078 1.185 0.15 —— —一 —一 —一 622 30.1 18722 〇

8 本発明 0.079 0.130 1.21 0.016 0.001 0.0040 0.748 0.05 —— —— —— 0.003 —— —— 638 28.5 18183 o

9 本発明 0.080 0.070 1.23 0.057 0.002 0.0009 1.179 0.00 —— —— —— —— — —— 652 28.1 18321 〇

10 本発明 0.081 0.117 1.34 0.009 0.005 0.0090 1.041 0.25 —— —— —— —— — —— 685 27.2 18632 〇

11 本発明 0.088 0.205 1.18 0.056 0.003 0.0015 0.677 0.11 —— —— —— —— —— —— 734 26.4 19378 〇

12 本発明 0.095 0.150 2.09 0.008 0.007 0.0029 0.892 0.21 —— —— —— —— — —— 795 24.5 19478 〇

13 本発明 0.100 0.120 0.53 0.022 0.004 0.0022 0.567 0.12 —— —— —— —— —— 789 24.2 19094 〇

14 本発明 0.101 0.100 2.68 0.006 0.- 008 0.0080 1.189 0.23 —— —— — — —— 825 22.2 18315 〇

15 本発明 0.102 0.157 1.02 0.060 0.007 0.0034 0.639 0.31 —— —— —— —— —— 一— 788 23.5 18518 〇

16 本発明 0.118 0.128 2.99 0.054 0.001 0.0024 0.962 0.05 —— —— 一一 853 21.5 18340 〇

17 本発明 0.119 0.179 1.15 0.041 0.006 0.0037 0.880 0.11 —— —— 0.01 —— 0.0010 —— 832 22.4 18637 〇

18 本発明 0.128 0.244 2.03 0.027 0.004 0.0041 0.442 0.15 —— —— 0.01 —— —— —— 874 21.2 18529 〇

19 本発明 0.128 0.213 1.93 0.036 0.007 0.0036 0.828 0.12 —— —— —— —— —— 0.0020 873 20.1 17547 〇

20 本発明 0.142 0.100 2.95 0.001 0.003 0.0085 1.180 0.31 —— 0.03 —— —— —— —― 953 19.2 18298 〇

21 本発明 0.160 0.100 2.41 0.059 0.009 0.0064 1.190 0.00 — —— —— 0.0008 —— 987 18.5 18260 〇

22 本発明 0.163 0.048 2.19 0.042 0.005 0.0007 1.190 0.00 —— —— —— — —— —— 979 17.2 16849 〇

23 本発明 0.164 0.114 1.54 0.013 0.009 0.0023 1.163 0.11 —— 0.08 —— —— —— 一— 988 16.5 16302 〇

24 本発明 0.166 0.170 2.35 0.026 0.007 0.0090 0.527 0.00 —— —— —— —— —― 一一 993 18.3 18172 〇

25 本発明 0.173 0.100 1.24 0.050 0.005 0.0063 1.100 0.15 0.05 —― 一— —一 —一一一 1005 18.0 18090 〇

26 本発明 0.174 0.070 2.02 0.053 0.005 0.0065 1.170 0.22 —— —— —— 一— —― 一— 1012 17.9 18115 〇

27 本発明 0.192 0.149 2.37 0.038 0.003 0.0085 0.360 0.31 一一一一 0.02 —― 一一 —一 1033 17.5 18078 〇

表 1つづき

亜鉛メクキ性鋼種

C Si Mn P S N Al Mo V Ti Nb Ca B REM TS EL TSXEL 及び化成記号

処理性

28 比較例 0.009 0.202 1.03 0.007 0.010 0.0063 1.178 0.05 —— —— —— —— —— —― 335 33.2 11122 〇

29 比較例 0.320 0.113 2.92 0.003 0.006 0.0007 0.462 0.12 — —— —— —— —— —— 1623 9.2 14932 〇

30 比較例 0.166 0.323 2.64 0.056 0.009 0.0049 0.894 0.15 —— —— 0.0006 —一 985 19.5 19208 X

31 比較例 0.113 0.315 0.09 0.049 0.001 0.0006 0.527 0.13 —— —— —— —— —— —— 885 16.4 14514 X

32 比較例 0.164 0.285 3.14 0.020 0.004 0.0041 1.147 0.21 —— —— —— —— —— 1235 10.2 12597 〇

33 比較例 0.125 0.267 2.06 0.070 0.003 0.0009 0.337 0.16 —— —— 0.01 —— —— —— + 795 20.1 15980 〇

34 比較例 0.058 0.131 2.50 0.002 0.020 0.0059 0.377 0.23 —— —— — —— —— —— 587 26.5 15556 〇

35 比較例 0.031 0.145 1.15 0. Oil 0.010 0.0200 0.273 —— —— —— 0.02 —— —— —— 557 28.4 15819 〇

36 比較例 0.196 0.187 1.95 0.018 0.004 0.0093 0.190 0.15 —— —— —— —— —— —— 1470 7.1 10437 〇

37 比較例 0.193 0.220 2.78 0.005 0.003 0.0022 1.810 0.22 —一 —― 一一 _一 —一 —― 1480 11.2 16576 X

表 2

鋼種 TS

C Si Mn P S N Al Mo V Ti Nb Ca B REM 記号狙い

38 実施例 550 0.030 0.177 1.11 0.016 0.009 0.005 0.953 0.02

39 560 0.032 0.186 2.58 0.029 0.006 0.003 0.930 0.01

40 570 0.044 0.100 2.34 0.039 0.002 0.008 0.299 0.15

41 580 0.058 0.171 2.06 0.056 0.007 0.003 0.970 0.21 — 0.01

42 580 0.058 0.160 1.10 0.033 0.002 0.008 0.896 0.16

43 590 0.071 0.196 1. 2 0.037 0.003 0.005 0.547 0.23 0.0010

44 640 0.082 0.089 1.15 0.016 0.004 0.005 1.139 0.14 —

45 680 0.082 0.081 2.63 0.040 0.001 0.003 1.049 0.31

46 700 0.093 0.055 1.84 0.007 0.006 0.007 0.500 0.28 0.01 —

47 760 0.100 0.013 1.10 0.002 0.008 0.004 0.815 0.31

48 780 0.110 0.122 2.64 0.057 0.009 0.002 0.731 0.15 —一

49 800 0.120 0.084 1.17 0.010 0.010 0.866 0.13

50 840 -0.120 0.148 1.19 0.016 0.008 0.006 1.000 0.28

51 900 0.134 0.047 1.19 0.042 0.010 0.007 1.114 0.15 — 一一

52 920 0.140 0.042 1.71 0.021 0.006 0.005 0.780 —- 0.02 —― —― —―

53 950 0.142 0.116 1.27 0.046 0.007 0.006 0.850 —―

54 980 0.150 0.107 1.76 0.059 0.006 0.009 0.880 ― —一一 ―— ― — _ —一

55 1280 0.210 0.153 1.20 0.025 0.005 0.002 0.780 0.21 —― 一一 —一

56 1320 0.235 0.176 2.73 0.051 0, 008 0.004 0.850 0.15 — 一— —― —― 0.0008 —―

57 950 0.122 0.275 1.27 0.046 0.007 0.006 0.650 0.02 0.05 一一 ―— 一— —― ―

58 1180 0.150 0.107 2.65 0.059 0.006 0.009 0.880 0.15 — ' ——— —一 —一

59 1200 0.210 0.299 1.20 0.025 0.005 0.00 o2 0.600 0.25 —一一一 -一

60 1480 0.289 0.186 2.06 0.052 0.004 0.008 0.910 0.23 一一一— ―— —一 ―— 一一

61 比較例 720 0.099 0.005 1.55 0.046 0.002 0.003 0.210 0.12 — 一— —― 一一

62 880 0.130 0.186 2.39 0.051 0.006 0.003 1.100 0.02 —一 0.01 —一 ― 一一

63 980 0.121 0.120 2.68 0.005 0.003 0.003 0.700 0.03 —― —一一一 —― 0.0010 一一

64 980 0.118 0.114 2.23 0 0.008 0.004 1.100 0.15 —- ―— ― 0.0018 —-

65 980 0.150 0. Ill 1.12 0 0.008 0.004 0.512 0.08 — —― 0.02 一一 —一 ―

66 980 0.115 0.050 1.84 0.030 0.005 0.003 0.456 —― —― —― 一— —一 —― 一一

表 2つづき

鋼種 (1)式 (1)式 (2)式 (2)式 (3)式冷却亜鉛キ性及び

A1 判定判定判定 TS EL TSXEL

記号左辺右辺左辺右辺左辺速度化成処理性

38 0.079 0.953 〇 0.970 1.30 O 2.9 124.7 〇 180 549 33.1 18172 〇

39 0.080 0.930 〇 0.941 2.77 O 2.9 1.1 〇 11 568 32.5 18460 〇

40 0.120 0.299 〇 1.199 2.40 O 2.9 0.5 〇 4 582 31.9 18566 〇

41 0.096 0.970 〇 0.987 2.26 〇 2.9 1.1 〇 10 591 30.9 18262 〇

42 0.100 0.896 〇 1.019 1.28 〇 2.9 36.4 o 156 584 31.2 18221 〇

43 0.091 0.547 〇 0.912 1.53 〇 2.9 5.6 〇 71 605 29.9 18090 〇

44 0.159 1.139 〇. 1.232 1.38 O 2.9 38.8 .〇 152 632 30.1 19023 〇

45 0.182 1.049 〇 1.258 2.84 〇 2.9 0.1 〇 10 688 28.7 19746 〇

46 0.202 0.500 〇 1.334 1.94 〇 2.9 0.8 〇 12 695 27.2 18904 o

47 0.249 0.815 〇 1.462 1.26 〇 2.9 8.6 〇 152 743 24.8 18426 〇

48 0.214 0.731 〇 1.135 2.78 〇 2.9 0.2 〇 3 812 23.2 18838 〇

49 0.239 0.866 O 1.247 1.34 〇 2.9 31.8 〇 154 825 22.8 18810 〇

50 0.233 1.000 〇 1.057 1.39 〇 2.9 9.1 〇 156 852 21.5 18318 〇

51 0.303 1.114 〇 1.360 1.41 〇 2.9 28.9 〇 142 905 20.1 18191 〇

52 0.315 0.780 〇 1.374 1.86 〇 2.9 15.3 〇 71 899 20.5 18430 〇

53 0.300 0.850 〇 1.153 1.44 〇 2.9 68.3 〇 102 934 19.5 18213 o

54 0.318 0.880 〇 1.180 1.94 〇 2.9 14.0 〇 75 1024 18.2 18637 〇

55 0.446 0.780 〇 1.041 1.36 〇 2.9 11.9 〇 152 1320 14.9 19668 o

56 0.456 0.850 〇 0.972 3.30 〇 2.9 0.1 〇 4 1400 13.5 18900 〇

57 0.235 0.650 〇 0.675 1.40 〇 2.9 52.9 〇 124 965 19.9 19204 〇

58 0.416 0.880 O 1.180 2.83 〇 2.9 0.2 o 5 1230 15.8 19434 〇

59 0.347 0.600 〇 0.603 1.32 〇 2.9 7.6 〇 71 1220 15.3 18666 〇

60 0.531 0.910 O 0.942 2.24 〇 2.9 0.6 〇 75 1520 12.2 18544 〇

61 0.232 0.210 1.485 1.59 〇 2.9 6.6 〇 71 750 18.1 13575 o

62 0.237 1.100 → 0.941 2.61 〇 2.9 1.7 〇 5 899 20.2 18160 X

63 0.313 0.700 〇 1.140 3.32 X 2.9 0.5 〇 5 992 19.1 18947 X

64 0.315 1.100 〇 1.158 3.35 X 2.9 1.0 〇 ^c 8 1011 18.0 18198 X

65 0.316 0.512 〇 1.167 1.22 〇 2.9 42.2 X 31 1006 12.6 12676 〇

66 0.341 0.456 〇 1.350 1.93 〇 2.9 8.3 X 4 1022 14.5 14819 〇

産業上の利用可能性

本発明によれば、 S i 、 A 1 、 T s のパランスを特定範囲とし、特に A 1添加量を調整することで、降伏応力の低い D P鋼において、これまで以上の伸びが確保できる成形性に優れた溶融亜鉛メツキ高強度鋼板およびその製造方法を工業的規模で実現することができる。

Claims

請求の範囲

1. 質量％で、

C : 0. 0 3〜 0. 2 0 %、

S i ： 0. 0 0 5〜 0. 3 %、

M n ： 1. 0〜 3. 1 %、

P : 0. 0 0 1〜 0. 0 6 %、

S : 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %、

N : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、

A 1 ： 0. 2〜 1. 2 %

M o≤ 0. 5 %を含有し、残部 F eおよび不可避不純物からなり、さらに、 S i 、 A 1 の質量％と、狙いの強度値（T S ) とが、下記（ 1 ) 式を満足し、かつ金属組織がフヱライトとマルテンサイトを含有することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。

( 0. 0 0 1 2 X [T S狙い値] 一 0. 2 9— [ S i ] ) Z 2. 4 5 < A 1 < 1. 5 - 3 X [ S i ] · · · ( 1 ) 式ここに、 [T S狙い値] は鋼板の強度設計値で単位は M p a

[ S i ] は S i の質量⁰ /o

2. さらに、質量％で、

V ： 0. 0 1〜 0. 1 %、

T i ： 0. 0 1〜 0. 1 %、

N b ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %のうち 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1 に記載の成形性に優れた高強度鋼板。

3. さらに、質量⁰ /₀で、 B : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 2 %を含有し、下記（ 2 ) 式を満足することを特徴とする請求項 1または 2に記載の成形性に優れた高強度鋼板。

5 0 0 X [B] + [M n ] + 0. 2 [ A 1 ] く 2. 9 . · ·

( 2 ) 式

ここに [ B ] は Bの質量⁰ /₀、 [M n ] は M nの質量⁰ /₀、 [ A 1 ] は A 1 の質量⁰ /₀

4. さらに、質量％で、

C a : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %、

R EM : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %のうち 1種または 2 種を含有することを特徴とする請求項 1〜 3のいずれかの項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。

5. 請求項 1〜 4のいずれかの項に記載の高強度鋼板であって、フェライト粒の中で、粒径の短径 /長径の値が 0. 2以上のものが 5 0 %以上を占めることを特徵とする成形性に優れた高強度鋼板。

6. 請求項 1〜 5のいずれかの項に記載の高強度鋼板が熱延鋼板または冷延鋼板であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板

7. 鋼板に亜鉛メツキの表面処理を施したことを特徴とする請求項 1〜 6のいずれかの項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。

8. 請求項 1〜 7のいずれかの項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、 A r ₃ 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、 4 0 0 °C〜 5 5 0 °Cで捲取り、次いで通常の酸洗の後、圧下率を 3 0〜 7 0 % として一次冷間圧延後、連続焼鈍工程で再結晶焼鈍を施し、次いで調質圧延を施したことを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。

9. 請求項 8に記載の高強度鋼板の製造方法であって、焼鈍工程において A c ₁ 以上 A c ₃ + 1 0 0 °C以下の温度域に加熱し、 3 0 秒以上 3 0分以下保持した後、（ 3 ) 式を満たす X°CZ s以上の冷却速度で 6 0 0 °C以下の温度域まで冷却することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。

X≥ ( A c 3 - 5 0 0 ) / 1 0 ^a . · · ( 3 ) 式

a = 0. 6 [ C ] + 1 . 4 [M n ] + 3. 7 [M o ] — 0.

8 7

ここに、 Xは冷却速度で単位は。 CZ s

A c 3 は単位は °C

[ C ] は Cの質量⁰/。、 [Mn ] は Mnの質量％、 [ M o ] は M oの質量％