JP2001303178A - 成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 延性に優れ、かつ経済性を兼ね備えた高張力
溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 母材の化学組成が質量％でＣ：０．０４
〜０．１２％、Ｓｉ：０〜０．６０％、Ｍｎ：０．３〜
２．５％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｐ：０〜０．０５０
％、Ｓ≦０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜
０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｎ≦
０．００５０％以下、かつ、−１．５０≦Ｍｎ＋０．６
×Ｃｒ＋ｌｏｇＢ≦−０．５０を含有し、その結晶組織
が５〜２５体積％のマルテンサイト、残部がフェライト
からなる高張力溶融亜鉛系めっき鋼板。さらにＴｉ、Ｎ
ｂ、Ｖの内の１種以上を、それぞれ０．０１〜０．０４
％以下、かつ合計で０．０４％以下含有する上記鋼板。
上記鋼板は上記化学成分を有する冷延板を７８０〜８５
０℃で２０〜９０秒間保持した後、少なくとも５００℃
までの間を３〜２０℃／秒で冷却した後溶融めっきして
製造するのがよい。
溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 母材の化学組成が質量％でＣ：０．０４
〜０．１２％、Ｓｉ：０〜０．６０％、Ｍｎ：０．３〜
２．５％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｐ：０〜０．０５０
％、Ｓ≦０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜
０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｎ≦
０．００５０％以下、かつ、−１．５０≦Ｍｎ＋０．６
×Ｃｒ＋ｌｏｇＢ≦−０．５０を含有し、その結晶組織
が５〜２５体積％のマルテンサイト、残部がフェライト
からなる高張力溶融亜鉛系めっき鋼板。さらにＴｉ、Ｎ
ｂ、Ｖの内の１種以上を、それぞれ０．０１〜０．０４
％以下、かつ合計で０．０４％以下含有する上記鋼板。
上記鋼板は上記化学成分を有する冷延板を７８０〜８５
０℃で２０〜９０秒間保持した後、少なくとも５００℃
までの間を３〜２０℃／秒で冷却した後溶融めっきして
製造するのがよい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は自動車の構造部品な
どに好適な成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板
およびその製造方法に関する。
どに好適な成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板
およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の車体強度向上と走行時の
燃料消費率改善を両立させるために自動車車体部品への
高張力鋼板の適用が推進されている。一般に鋼の延性な
どで代表される成形性は高張力化に伴い低下する傾向が
あり、鋼の高張力化に伴ってプレス加工が困難になる。
特に鋼の引張強さが５００ＭＰａを超える領域では上記
傾向が著しい。このため、成形性の優れた高張力鋼板が
必要となっており、自動車車体部品には優れた防錆性も
必要とされることから、優れた成形性と防錆性を兼ね備
えた高張力鋼板が望まれている。
燃料消費率改善を両立させるために自動車車体部品への
高張力鋼板の適用が推進されている。一般に鋼の延性な
どで代表される成形性は高張力化に伴い低下する傾向が
あり、鋼の高張力化に伴ってプレス加工が困難になる。
特に鋼の引張強さが５００ＭＰａを超える領域では上記
傾向が著しい。このため、成形性の優れた高張力鋼板が
必要となっており、自動車車体部品には優れた防錆性も
必要とされることから、優れた成形性と防錆性を兼ね備
えた高張力鋼板が望まれている。
【０００３】結晶組織が軟質なフェライトと硬質なマル
テンサイトからなる２相組織を備えた鋼板は、高張力化
しても延性劣化が少なく、降伏比が小さいので成形品の
形状精度もよいという特長を有することが知られてい
る。このような２相組織鋼板は、適度にＣを含有した鋼
をフェライト（α）＋オーステナイト（γ）からなる２
相共存域に急速加熱し、短時間保持してオーステナイト
中にＣを濃縮させた後、急速冷却して低温でオーステナ
イトをマルテンサイト変態させることで得られる。急速
加熱と急速冷却が容易な連続焼鈍方法によればこのよう
な２相組織を備えた冷間圧延の製造は容易である。
テンサイトからなる２相組織を備えた鋼板は、高張力化
しても延性劣化が少なく、降伏比が小さいので成形品の
形状精度もよいという特長を有することが知られてい
る。このような２相組織鋼板は、適度にＣを含有した鋼
をフェライト（α）＋オーステナイト（γ）からなる２
相共存域に急速加熱し、短時間保持してオーステナイト
中にＣを濃縮させた後、急速冷却して低温でオーステナ
イトをマルテンサイト変態させることで得られる。急速
加熱と急速冷却が容易な連続焼鈍方法によればこのよう
な２相組織を備えた冷間圧延の製造は容易である。
【０００４】しかしながら２相組織を備えた溶融亜鉛め
っき鋼板は、冷間圧延鋼板の場合に比較すると製造が困
難になる。それは、溶融めっきが４６０℃前後の温度で
おこなわれること、めっき後に合金化処理を施す場合に
は５６０℃前後に再加熱する合金化処理が施されるこ
と、などにより冷間圧延鋼板製造時のような急速冷却が
困難なためである。
っき鋼板は、冷間圧延鋼板の場合に比較すると製造が困
難になる。それは、溶融めっきが４６０℃前後の温度で
おこなわれること、めっき後に合金化処理を施す場合に
は５６０℃前後に再加熱する合金化処理が施されるこ
と、などにより冷間圧延鋼板製造時のような急速冷却が
困難なためである。
【０００５】２相組織を備えた溶融亜鉛めっき鋼板の製
造方法として、例えば特開昭５５−１００９３５号公報
には、質量％（以下、化学組成を表す％表示は質量％を
意味する）で、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：０．６０％
以下、Ｍｎ：３．５％以下を含有し、かつＭｎ（％）＋
Ｓｉ（％）≧２．３（％）の関係を満足する化学組成を
備えた鋼を、連続溶融めっきラインにて合金化溶融亜鉛
めっきすると共に、めっき槽と合金化炉との間で鋼板を
Ｍｓ点以上の温度に保持することを特徴とする形状性に
優れた高張力亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されてい
る。
造方法として、例えば特開昭５５−１００９３５号公報
には、質量％（以下、化学組成を表す％表示は質量％を
意味する）で、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：０．６０％
以下、Ｍｎ：３．５％以下を含有し、かつＭｎ（％）＋
Ｓｉ（％）≧２．３（％）の関係を満足する化学組成を
備えた鋼を、連続溶融めっきラインにて合金化溶融亜鉛
めっきすると共に、めっき槽と合金化炉との間で鋼板を
Ｍｓ点以上の温度に保持することを特徴とする形状性に
優れた高張力亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されてい
る。
【０００６】しかしながら上記方法では、良好な２相組
織を得るために鋼のＭｎとＳｉの合計含有量を２．３％
以上に高くするため、溶融めっきの付着性がよくないう
え、合金化処理性がよくないために生産性が低く、かつ
高価な合金を多用するためにコストも高い、という問題
があった。
織を得るために鋼のＭｎとＳｉの合計含有量を２．３％
以上に高くするため、溶融めっきの付着性がよくないう
え、合金化処理性がよくないために生産性が低く、かつ
高価な合金を多用するためにコストも高い、という問題
があった。
【０００７】また、特開平１１−２７９６９１号公報に
は、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．３〜１．５
％、Ｍｎ：１．５〜２．８％を含有し、Ｍｎ≧１５Ｃか
つＳｉ≧４Ｃの関係を満足する化学組成を備えた高張力
合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示さ
れている。
は、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．３〜１．５
％、Ｍｎ：１．５〜２．８％を含有し、Ｍｎ≧１５Ｃか
つＳｉ≧４Ｃの関係を満足する化学組成を備えた高張力
合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示さ
れている。
【０００８】上記鋼板でも、３〜２０体積％のマルテン
サイトおよび残留オーステナイトを有する組織とするた
めにＳｉとＭｎを大量に含有させる必要があり、溶融め
っき性や合金化処理性がよくないうえ、コストも高いと
いう問題があった。
サイトおよび残留オーステナイトを有する組織とするた
めにＳｉとＭｎを大量に含有させる必要があり、溶融め
っき性や合金化処理性がよくないうえ、コストも高いと
いう問題があった。
【０００９】以上述べたように、自動車車体部品などに
好適な成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板は未
だ改善の余地がある。
好適な成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板は未
だ改善の余地がある。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は上記し
たような問題点を解決し、延性に優れ、かつ経済性を兼
ね備えた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板、特に引張強さが
５００ＭＰａを超える領域の高張力鋼板とその製造方法
を提供することにある。
たような問題点を解決し、延性に優れ、かつ経済性を兼
ね備えた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板、特に引張強さが
５００ＭＰａを超える領域の高張力鋼板とその製造方法
を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明者らは前記課題を
解決すべく、母材鋼板を焼鈍し、溶融めっきし、その後
合金化処理する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各製造工程
におけるオーステナイトの安定性と化学組成との関係に
ついて研究を重ねた結果、Ｍｎ、ＢおよびＣｒ含有量を
特定の範囲とした鋼を焼鈍し、特定の条件で冷却して溶
融めっきすることにより、母材の結晶組織が軟質なフェ
ライトと適度の体積率の硬質なマルテンサイトを有する
ものとなり、成形性に優れた高張力鋼板が得られること
を見出した。
解決すべく、母材鋼板を焼鈍し、溶融めっきし、その後
合金化処理する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各製造工程
におけるオーステナイトの安定性と化学組成との関係に
ついて研究を重ねた結果、Ｍｎ、ＢおよびＣｒ含有量を
特定の範囲とした鋼を焼鈍し、特定の条件で冷却して溶
融めっきすることにより、母材の結晶組織が軟質なフェ
ライトと適度の体積率の硬質なマルテンサイトを有する
ものとなり、成形性に優れた高張力鋼板が得られること
を見出した。
【００１２】本発明は、これらの知見を基にして完成さ
れたものであり、その要旨は下記（１）〜（４）に記載
の成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき薄鋼板、およ
び（５）に記載のその製造方法にある。
れたものであり、その要旨は下記（１）〜（４）に記載
の成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき薄鋼板、およ
び（５）に記載のその製造方法にある。
【００１３】（１）母材の少なくとも片面に溶融亜鉛系
めっき皮膜を備えためっき鋼板であって、母材の化学組
成が質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｍｎ：０．
３〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１０
％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％を含有し、か
つ、Ｍｎ（％）＋ｌｏｇＢ（％）で計算される値が−
１．５０以上、−０．５０以下になるようにＭｎおよび
Ｂの含有量が調整され、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなり、その結晶組織が体積％で５〜２５％のマル
テンサイトを有し、残部が実質的にフェライトからなる
ものであることを特徴とする成形性に優れた高張力溶融
亜鉛系めっき鋼板。
めっき皮膜を備えためっき鋼板であって、母材の化学組
成が質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｍｎ：０．
３〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１０
％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％を含有し、か
つ、Ｍｎ（％）＋ｌｏｇＢ（％）で計算される値が−
１．５０以上、−０．５０以下になるようにＭｎおよび
Ｂの含有量が調整され、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなり、その結晶組織が体積％で５〜２５％のマル
テンサイトを有し、残部が実質的にフェライトからなる
ものであることを特徴とする成形性に優れた高張力溶融
亜鉛系めっき鋼板。
【００１４】（２）母材の少なくとも片面に溶融亜鉛系
めっき皮膜を備えた亜鉛系めっき鋼板であって、母材の
化学組成が質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｍ
ｎ：０．３〜２．５％、Ｃｒ：０．２〜２．０％、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００３
〜０．００４０％を含有し、かつ、Ｍｎ（％）＋０．６
×Ｃｒ（％）＋ｌｏｇＢ（％）で計算される値が−１．
５０以上、−０．５０以下になるようにＭｎ、Ｃｒおよ
びＢの含有量が調整され、残部がにＦｅおよび不可避的
不純物からなり、その結晶組織が体積％で５〜２５％の
マルテンサイトを有し、残部が実質的にフェライトから
なるものであることを特徴とする成形性に優れた高張力
溶融亜鉛系めっき鋼板。
めっき皮膜を備えた亜鉛系めっき鋼板であって、母材の
化学組成が質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｍ
ｎ：０．３〜２．５％、Ｃｒ：０．２〜２．０％、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００３
〜０．００４０％を含有し、かつ、Ｍｎ（％）＋０．６
×Ｃｒ（％）＋ｌｏｇＢ（％）で計算される値が−１．
５０以上、−０．５０以下になるようにＭｎ、Ｃｒおよ
びＢの含有量が調整され、残部がにＦｅおよび不可避的
不純物からなり、その結晶組織が体積％で５〜２５％の
マルテンサイトを有し、残部が実質的にフェライトから
なるものであることを特徴とする成形性に優れた高張力
溶融亜鉛系めっき鋼板。
【００１５】（３）母材の化学組成がさらに質量％で、
Ｓｉ：０．１５〜０．６０％およびＰ：０．０２５〜
０．０５０％からなる群の内の１種または２種を含有す
るものであることを特徴とする上記（１）または（２）
に記載の成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板。
Ｓｉ：０．１５〜０．６０％およびＰ：０．０２５〜
０．０５０％からなる群の内の１種または２種を含有す
るものであることを特徴とする上記（１）または（２）
に記載の成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板。
【００１６】（４）母材の化学組成がさらに質量％で、
Ｔｉ、ＮｂおよびＶからなる群の内の１種または２種以
上を、それぞれ０．０１％以上、０．０４％以下、合計
で０．０４％以下含有するものであることを特徴とする
上記（１）〜（３）のいずれかに記載の成形性に優れた
高張力溶融亜鉛系めっき鋼板。
Ｔｉ、ＮｂおよびＶからなる群の内の１種または２種以
上を、それぞれ０．０１％以上、０．０４％以下、合計
で０．０４％以下含有するものであることを特徴とする
上記（１）〜（３）のいずれかに記載の成形性に優れた
高張力溶融亜鉛系めっき鋼板。
【００１７】（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記
載の化学成分を有する鋼を熱間圧延し、次いで冷間圧延
して得た冷延板を、７８０〜８５０℃で２０〜９０秒間
保持した後、少なくとも５５０℃までを３〜２０℃／秒
の冷却速度で冷却した後、溶融亜鉛系めっきを施すこと
を特徴とする成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼
板の製造方法。
載の化学成分を有する鋼を熱間圧延し、次いで冷間圧延
して得た冷延板を、７８０〜８５０℃で２０〜９０秒間
保持した後、少なくとも５５０℃までを３〜２０℃／秒
の冷却速度で冷却した後、溶融亜鉛系めっきを施すこと
を特徴とする成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼
板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態を詳細に述べ
る。 母材の化学組成； Ｃ：鋼の焼き入れ性を向上させ、マルテンサイト形成を
促進して鋼の強度を高める作用がある。本発明では上記
作用を利用して鋼の強度を高めるためにＣを０．０４％
以上含有させる。Ｃ含有量を高くしすぎると鋼の強度が
高くなりすぎ、成形性が損なわれて加工用途に適さなく
なる。したがってＣ含有量は０．１２％以下とする。好
ましくは０．１０％未満である。
る。 母材の化学組成； Ｃ：鋼の焼き入れ性を向上させ、マルテンサイト形成を
促進して鋼の強度を高める作用がある。本発明では上記
作用を利用して鋼の強度を高めるためにＣを０．０４％
以上含有させる。Ｃ含有量を高くしすぎると鋼の強度が
高くなりすぎ、成形性が損なわれて加工用途に適さなく
なる。したがってＣ含有量は０．１２％以下とする。好
ましくは０．１０％未満である。
【００１９】Ｓｉ：必須元素ではないが、Ｓｉを含有さ
せることにより、フェライトを固溶強化して鋼の強度を
高めたり、第２相（マルテンサイト）との間の硬度差を
減少させて疲労特性を向上させるなどの効果が得られ
る。従ってこれらの効果を得るためにＳｉを含有させて
も構わない。その場合には０．１５％以上含有させるの
がよい。しかしながら、過度にＳｉを含有させると、め
っきの濡れ性が低下して不めっきが発生するうえ、合金
化処理性が悪くなり生産性を損なう。このような不都合
を避けるためにＳｉを含有させる場合でもその上限は
０．６０％とする。好ましくは０．４０％以下、さらに
好ましくは０．３０％以下である。
せることにより、フェライトを固溶強化して鋼の強度を
高めたり、第２相（マルテンサイト）との間の硬度差を
減少させて疲労特性を向上させるなどの効果が得られ
る。従ってこれらの効果を得るためにＳｉを含有させて
も構わない。その場合には０．１５％以上含有させるの
がよい。しかしながら、過度にＳｉを含有させると、め
っきの濡れ性が低下して不めっきが発生するうえ、合金
化処理性が悪くなり生産性を損なう。このような不都合
を避けるためにＳｉを含有させる場合でもその上限は
０．６０％とする。好ましくは０．４０％以下、さらに
好ましくは０．３０％以下である。
【００２０】Ｍｎ：本発明では、高張力鋼板でありなが
ら良好な延性を備えた鋼板とするために、鋼の結晶組織
を軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトからなる２
相組織とすることが極めて重要である。
ら良好な延性を備えた鋼板とするために、鋼の結晶組織
を軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトからなる２
相組織とすることが極めて重要である。
【００２１】Ｍｎを含有させると鋼のＡｃ３点が低下し
て焼鈍均熱中のオーステナイトの確保が容易となるの
で、パーライトの析出抑制とＭs 点（マルテンサイト変
態開始温度）を低める効果が得られる。
て焼鈍均熱中のオーステナイトの確保が容易となるの
で、パーライトの析出抑制とＭs 点（マルテンサイト変
態開始温度）を低める効果が得られる。
【００２２】さらにＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓに
よる熱間延性の劣化を防ぐ効果や、フェライトに固溶し
てこれを硬化することにより、鋼の強度を高める作用も
ある。このような効果を確保するためにＭｎは０．３０
％以上含有させる。Ｍs 点を低くする観点から、好まし
くは１．０％以上含有させる。
よる熱間延性の劣化を防ぐ効果や、フェライトに固溶し
てこれを硬化することにより、鋼の強度を高める作用も
ある。このような効果を確保するためにＭｎは０．３０
％以上含有させる。Ｍs 点を低くする観点から、好まし
くは１．０％以上含有させる。
【００２３】しかしながらＭｎ含有量が２．５％を超え
ると鋼板表面の酸化物が増し、めっき性が劣化して不め
っきなどが発生するおそれがあるうえ、鋼の強度が高く
なりすぎ、かつ製造コストが高くなる。これを避けるた
めにＭｎ含有量は２．５％以下とする。好ましくは２．
０％以下である。
ると鋼板表面の酸化物が増し、めっき性が劣化して不め
っきなどが発生するおそれがあるうえ、鋼の強度が高く
なりすぎ、かつ製造コストが高くなる。これを避けるた
めにＭｎ含有量は２．５％以下とする。好ましくは２．
０％以下である。
【００２４】Ｂ：鋼のフェライト変態を抑制して鋼の焼
き入れ性を高める作用があり、Ｂを含有させることによ
り、冷却速度が比較的小さい場合でもオーステナイトを
低温域まで安定にし硬質なマルテンサイトを得ることが
できる。この効果を得るためにＢを０．０００３％以上
含有させる。他方、Ｂ含有量が０．００４０％を超える
と鉄−ボロン化合物が析出し、上記焼き入れ性向上効果
が期待できなくなるうえ、鋼の延性を阻害する。これを
避けるためにＢ含有量は０．００４０％以下とする。
き入れ性を高める作用があり、Ｂを含有させることによ
り、冷却速度が比較的小さい場合でもオーステナイトを
低温域まで安定にし硬質なマルテンサイトを得ることが
できる。この効果を得るためにＢを０．０００３％以上
含有させる。他方、Ｂ含有量が０．００４０％を超える
と鉄−ボロン化合物が析出し、上記焼き入れ性向上効果
が期待できなくなるうえ、鋼の延性を阻害する。これを
避けるためにＢ含有量は０．００４０％以下とする。
【００２５】ＣｒもＭｎと同様にＭｓ点を低めマルテン
サイトを得るのに有効な元素であるが、Ｍｎに比較する
と鋼のＡｃ３点を低くする作用が小さく、マルテンサイ
トをもたらす効果はＭｎに比較すると小さい。しかしな
がらＣｒはＭｎに比較すると鋼の固溶強化能が小さいと
いう特徴があるので、Ｃｒを含有させることにより、降
伏比が小さく成形性のよい高強度鋼板を得るのに好適で
ある。従ってこれらの効果を得るためにＣｒを含有させ
ても構わない。含有させる場合には０．２０％以上とす
るのがよい。Ｃｒ含有量が過剰になると溶融めっき性が
損なわれるので、含有させる場合でも２．０％以下とす
る。
サイトを得るのに有効な元素であるが、Ｍｎに比較する
と鋼のＡｃ３点を低くする作用が小さく、マルテンサイ
トをもたらす効果はＭｎに比較すると小さい。しかしな
がらＣｒはＭｎに比較すると鋼の固溶強化能が小さいと
いう特徴があるので、Ｃｒを含有させることにより、降
伏比が小さく成形性のよい高強度鋼板を得るのに好適で
ある。従ってこれらの効果を得るためにＣｒを含有させ
ても構わない。含有させる場合には０．２０％以上とす
るのがよい。Ｃｒ含有量が過剰になると溶融めっき性が
損なわれるので、含有させる場合でも２．０％以下とす
る。
【００２６】Ｍｎ、ＢおよびＣｒ：これらの元素には上
述したように鋼の焼き入れ性を高める作用があり、それ
ぞれの元素が有する上記作用の強さに応じてその含有割
合を決定することにより、連続式溶融めっきのように、
α＋γ２相温度域で焼鈍した後の冷却速度を緩冷却とせ
ざるをえない場合であっても、硬質なマルテンサイトを
確保することができる。
述したように鋼の焼き入れ性を高める作用があり、それ
ぞれの元素が有する上記作用の強さに応じてその含有割
合を決定することにより、連続式溶融めっきのように、
α＋γ２相温度域で焼鈍した後の冷却速度を緩冷却とせ
ざるをえない場合であっても、硬質なマルテンサイトを
確保することができる。
【００２７】鋼のＡｃ３点低下とＭｓ点低下に対するＣ
ｒの効果を合算すると、Ｍｎの０．６倍であり、また、
Ｂの焼き入れ性向上効果はその含有量に対して指数関数
的に作用する。従ってこれらの元素の効果は、Ｘ＝Ｍｎ
（％）＋０．６×Ｃｒ（％）＋ｌｏｇＢ（％）とした場
合のＸの値で整理することができる。
ｒの効果を合算すると、Ｍｎの０．６倍であり、また、
Ｂの焼き入れ性向上効果はその含有量に対して指数関数
的に作用する。従ってこれらの元素の効果は、Ｘ＝Ｍｎ
（％）＋０．６×Ｃｒ（％）＋ｌｏｇＢ（％）とした場
合のＸの値で整理することができる。
【００２８】図１は表１に記載した種々の化学組成を有
する冷間圧延鋼板をα＋γ２相温度域に加熱し焼鈍した
後、一定の冷却速度で４７０℃まで冷却して溶融めっき
し、５５０℃に再加熱して合金化処理して得られためっ
き鋼板の延性とＸ値との関係を示すグラフである。ここ
では引張強さが異なる鋼の延性良否を判断するために、
鋼の延性を引張強さ（ＭＰａ）と全伸び（％）の積（以
下、強度延性バランスまたはＴＳ＊Ｅｌと記す）で評価
した。
する冷間圧延鋼板をα＋γ２相温度域に加熱し焼鈍した
後、一定の冷却速度で４７０℃まで冷却して溶融めっき
し、５５０℃に再加熱して合金化処理して得られためっ
き鋼板の延性とＸ値との関係を示すグラフである。ここ
では引張強さが異なる鋼の延性良否を判断するために、
鋼の延性を引張強さ（ＭＰａ）と全伸び（％）の積（以
下、強度延性バランスまたはＴＳ＊Ｅｌと記す）で評価
した。
【００２９】図１に示すように、強度延性バランスが良
好な鋼を得るにはＸを特定範囲に限定する必要がある。
複雑形状の部品の成形において良好な成形結果を得るに
は、強度延性バランスが１６０００以上である鋼板を用
いるのが望ましいが、これを得るにはＸを−１．５０以
上、−０．５０以下とする必要がある。さらに優れた成
形結果を得るには強度延性バランスが１７０００以上で
ある鋼板を用いるのが望ましいが、これを得るにはＸを
−１．２０以上、−０．５０以下とするのがよい。
好な鋼を得るにはＸを特定範囲に限定する必要がある。
複雑形状の部品の成形において良好な成形結果を得るに
は、強度延性バランスが１６０００以上である鋼板を用
いるのが望ましいが、これを得るにはＸを−１．５０以
上、−０．５０以下とする必要がある。さらに優れた成
形結果を得るには強度延性バランスが１７０００以上で
ある鋼板を用いるのが望ましいが、これを得るにはＸを
−１．２０以上、−０．５０以下とするのがよい。
【００３０】Ｐ：必須元素ではないが、Ｐはフェライト
を硬くして鋼板の強度を高める作用があるので鋼の高強
度化のために含有させても構わない。安価に鋼の強度を
高めるには、Ｐを０．０２５％以上含有させるのがよ
い。他方、Ｐは亜鉛めっき相の合金化反応を遅くし、合
金化処理時の能率を低下させて生産性を阻害するため、
Ｐを含有させる場合でもその上限は０．０５０％とす
る。好ましくは０．０４０％以下である。
を硬くして鋼板の強度を高める作用があるので鋼の高強
度化のために含有させても構わない。安価に鋼の強度を
高めるには、Ｐを０．０２５％以上含有させるのがよ
い。他方、Ｐは亜鉛めっき相の合金化反応を遅くし、合
金化処理時の能率を低下させて生産性を阻害するため、
Ｐを含有させる場合でもその上限は０．０５０％とす
る。好ましくは０．０４０％以下である。
【００３１】ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは鋼を脱酸し健全な鋼
を得るのに有用な元素である。また熱間圧延後にＮを固
定し、鋼中のＢがＢＮとして消費されるのを抑制する効
果が得られる。これらの効果を得るためにＡｌをｓｏ
ｌ．Ａｌとして０．０１％以上含有させる。一方、Ａｌ
を過剰に含有させると介在物が増加し、延性が劣化する
ので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。
を得るのに有用な元素である。また熱間圧延後にＮを固
定し、鋼中のＢがＢＮとして消費されるのを抑制する効
果が得られる。これらの効果を得るためにＡｌをｓｏ
ｌ．Ａｌとして０．０１％以上含有させる。一方、Ａｌ
を過剰に含有させると介在物が増加し、延性が劣化する
ので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。
【００３２】Ｔｉ、ＮｂおよびＶ：これらの元素は安価
に鋼板強度を高め、溶接性を向上させる作用があるので
含有させても構わない。含有させる場合には、Ｔｉ、Ｎ
ｂおよびＶからなる群の内の１種または２種以上を、そ
れぞれ０．０１％以上、０．０４％以下、合計で０．０
４％以下含有させるのがよい。
に鋼板強度を高め、溶接性を向上させる作用があるので
含有させても構わない。含有させる場合には、Ｔｉ、Ｎ
ｂおよびＶからなる群の内の１種または２種以上を、そ
れぞれ０．０１％以上、０．０４％以下、合計で０．０
４％以下含有させるのがよい。
【００３３】残部は実質的にＦｅおよび不可避的不純物
からなる。不可避的不純物の中でもＳはＭｎと結合して
ＭｎＳとして析出し鋼の延性を劣化させるのでＳ含有量
は０．０１５％以下とするのが望ましい。また、ＮはＢ
Ｎとして析出するためＮ含有量が増すと固溶Ｂが減少
し、Ｂによる焼入性向上効果が低減する。これを避ける
ためにＮ含有量は０．００５０％以下とするのが望まし
い。
からなる。不可避的不純物の中でもＳはＭｎと結合して
ＭｎＳとして析出し鋼の延性を劣化させるのでＳ含有量
は０．０１５％以下とするのが望ましい。また、ＮはＢ
Ｎとして析出するためＮ含有量が増すと固溶Ｂが減少
し、Ｂによる焼入性向上効果が低減する。これを避ける
ためにＮ含有量は０．００５０％以下とするのが望まし
い。
【００３４】本発明の鋼板の母材は、上記化学組成に加
えて、体積％で５〜２５％のマルテンサイトを有し、残
部が実質的にフェライトからなる２相組織からなる結晶
組織を有する。
えて、体積％で５〜２５％のマルテンサイトを有し、残
部が実質的にフェライトからなる２相組織からなる結晶
組織を有する。
【００３５】母材のマルテンサイト比率が５体積％に満
たない場合にはパーライトなどの第３相の比率が増し、
目的とする良好な強度延性バランスが得られない。マル
テンサイト比率が２５体積％を超えると軟質なフェライ
トが少なくなり、鋼の強度が高くなりすぎるとともに、
目的とする良好な強度延性バランスが得られない。
たない場合にはパーライトなどの第３相の比率が増し、
目的とする良好な強度延性バランスが得られない。マル
テンサイト比率が２５体積％を超えると軟質なフェライ
トが少なくなり、鋼の強度が高くなりすぎるとともに、
目的とする良好な強度延性バランスが得られない。
【００３６】結晶組織の「残部が実質的にフェライトか
らなる」とは、ベイナイトやパーライトなどの第３相は
少ない程よいのであるが、その比率が１０体積％以下で
あれば、本発明の目的達成の支障にはならないので、１
０体積％以下の第３相が含有されても構わないことを意
味する。これらの第３相はマルテンサイトよりも軟質で
あるために鋼板が塑性変形する際の転位の増殖基点とな
らないため、１０体積％を超えて多くなると加工硬化率
が小さくなり、良好な強度延性バランスが得られない。
らなる」とは、ベイナイトやパーライトなどの第３相は
少ない程よいのであるが、その比率が１０体積％以下で
あれば、本発明の目的達成の支障にはならないので、１
０体積％以下の第３相が含有されても構わないことを意
味する。これらの第３相はマルテンサイトよりも軟質で
あるために鋼板が塑性変形する際の転位の増殖基点とな
らないため、１０体積％を超えて多くなると加工硬化率
が小さくなり、良好な強度延性バランスが得られない。
【００３７】本発明の高張力溶融亜鉛系めっき鋼板は、
上記化学組成と結晶組織とを有する母材の少なくとも片
面に溶融亜鉛系めっき皮膜を備える。めっき皮膜の種類
は特に限定するものではなく、公知の溶融亜鉛めっきや
Ｆｅ−Ｚｎ合金化溶融亜鉛めっき、あるいはそれぞれ
０．６０％以下のＡｌ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｍｇなどの合金元
素をを含有するＺｎ系めっき皮膜が適用できる。
上記化学組成と結晶組織とを有する母材の少なくとも片
面に溶融亜鉛系めっき皮膜を備える。めっき皮膜の種類
は特に限定するものではなく、公知の溶融亜鉛めっきや
Ｆｅ−Ｚｎ合金化溶融亜鉛めっき、あるいはそれぞれ
０．６０％以下のＡｌ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｍｇなどの合金元
素をを含有するＺｎ系めっき皮膜が適用できる。
【００３８】めっき付着量は特に限定するものではない
が、厚くしすぎると加工性と経済性を損なうので片面あ
たりで１００ｇ／ｍ2 以下とするのがよい。薄目付けは
製造が困難なため、下限は１５ｇ／ｍ2 以上とするのが
よい。めっき皮膜の上には、耐食性向上などの目的で、
クロメート処理など、公知の後処理を施しても構わな
い。
が、厚くしすぎると加工性と経済性を損なうので片面あ
たりで１００ｇ／ｍ2 以下とするのがよい。薄目付けは
製造が困難なため、下限は１５ｇ／ｍ2 以上とするのが
よい。めっき皮膜の上には、耐食性向上などの目的で、
クロメート処理など、公知の後処理を施しても構わな
い。
【００３９】本発明の成形性に優れた高張力溶融亜鉛系
めっき鋼板は以下の方法で製造するのが好適である。す
なわち、上記化学組成を有する鋼（スラブ）を常法によ
り熱間圧延して熱延板とし、これを酸洗した後、所定の
厚さに冷間圧延し、次いで７８０〜８５０℃で２０〜９
０秒間保持する再結晶焼鈍を施した後、少なくとも５０
０℃までの温度範囲を３〜２０℃／秒の冷却速度で冷却
し、その後溶融亜鉛系めっき槽に浸漬して公知の方法に
より溶融めっきする。溶融めっき後に４８０〜５６０℃
に加熱して合金化処理を施すのもよい。
めっき鋼板は以下の方法で製造するのが好適である。す
なわち、上記化学組成を有する鋼（スラブ）を常法によ
り熱間圧延して熱延板とし、これを酸洗した後、所定の
厚さに冷間圧延し、次いで７８０〜８５０℃で２０〜９
０秒間保持する再結晶焼鈍を施した後、少なくとも５０
０℃までの温度範囲を３〜２０℃／秒の冷却速度で冷却
し、その後溶融亜鉛系めっき槽に浸漬して公知の方法に
より溶融めっきする。溶融めっき後に４８０〜５６０℃
に加熱して合金化処理を施すのもよい。
【００４０】熱間圧延は公知の方法でおこなえばよい。
すなわち、熱間圧延前のスラブは、加熱してもよいし、
熱間圧延が可能であれば加熱しなくても構わない。ま
た、仕上圧延温度を確保するために粗圧延と仕上圧延の
間で加熱手段を用いて鋼を加熱しても構わない。熱間圧
延温度は任意であるが好ましくは仕上温度をＡｒ３点以
上とするのがよい。
すなわち、熱間圧延前のスラブは、加熱してもよいし、
熱間圧延が可能であれば加熱しなくても構わない。ま
た、仕上圧延温度を確保するために粗圧延と仕上圧延の
間で加熱手段を用いて鋼を加熱しても構わない。熱間圧
延温度は任意であるが好ましくは仕上温度をＡｒ３点以
上とするのがよい。
【００４１】熱間圧延後の巻取温度が低すぎるとベイナ
イトもしくはマルテンサイトの体積率が増加して熱延板
が硬くなり冷間圧延が困難になるので、巻取温度は４５
０℃以上とするのがよい。巻取温度が６５０℃を超える
と、鋼板表面のスケールが厚くなり酸洗効率が損なわれ
るので、巻取温度は６５０℃以下とするのが望ましい。
イトもしくはマルテンサイトの体積率が増加して熱延板
が硬くなり冷間圧延が困難になるので、巻取温度は４５
０℃以上とするのがよい。巻取温度が６５０℃を超える
と、鋼板表面のスケールが厚くなり酸洗効率が損なわれ
るので、巻取温度は６５０℃以下とするのが望ましい。
【００４２】冷間圧延は公知の方法でおこなえばよい。
しかしながら圧延率を過度に大きくすると、鋼板内のフ
ェライトと、セメンタイト等との界面で微細なボイドが
多数発生し、焼鈍後の延性を劣化させる。また、圧下率
が過度に小さいと生産能率が低下する。したがい、冷間
圧延時の圧延率は５０％以上、７５％以下とするのが望
ましい。
しかしながら圧延率を過度に大きくすると、鋼板内のフ
ェライトと、セメンタイト等との界面で微細なボイドが
多数発生し、焼鈍後の延性を劣化させる。また、圧下率
が過度に小さいと生産能率が低下する。したがい、冷間
圧延時の圧延率は５０％以上、７５％以下とするのが望
ましい。
【００４３】冷間圧延した鋼板は冷間圧延組織を完全に
再結晶させるために、７８０℃以上８５０℃以下の焼鈍
温度で２０秒間以上、９０秒間以下均熱保持する再結晶
焼鈍をおこなう。その理由は、焼鈍温度が７８０℃に満
たない場合には均熱状態でのオーステナイトの比率が小
さくなり、最終製品でのマルテンサイト比率が確保でき
ず、焼鈍時間が２０秒間に満たない場合には再結晶が不
十分になるからである。焼鈍温度が８５０℃を超える
か、焼鈍時間が９０秒を超える場合には、オーステナイ
ト粒が成長して鋼板の延性が劣化する。
再結晶させるために、７８０℃以上８５０℃以下の焼鈍
温度で２０秒間以上、９０秒間以下均熱保持する再結晶
焼鈍をおこなう。その理由は、焼鈍温度が７８０℃に満
たない場合には均熱状態でのオーステナイトの比率が小
さくなり、最終製品でのマルテンサイト比率が確保でき
ず、焼鈍時間が２０秒間に満たない場合には再結晶が不
十分になるからである。焼鈍温度が８５０℃を超える
か、焼鈍時間が９０秒を超える場合には、オーステナイ
ト粒が成長して鋼板の延性が劣化する。
【００４４】焼鈍後は、パーライトの析出を抑制し、か
つ、オーステナイトの体積率を確保するために、少なく
とも５５０℃に達するまでは３〜２０℃／秒の冷却速度
で冷却する。この間の冷却速度が３℃／秒に満たない場
合には、冷却途中でパーライトが析出し、最終組織がフ
ェライト、マルテンサイト、パーライトを含む複合組織
となるため、延性が劣化する。逆に、この間の冷却速度
が２０℃／秒を超える場合には、フェライト変態があま
り進行せず、オーステナイト体積率が多いまま冷却され
るため、最終製品のマルテンサイト体積率が多くなりす
ぎ延性が劣化する。５５０℃以下の温度領域ではパーラ
イトの析出ノーズから外れるため、３℃／秒に満たない
冷却速度、あるいは低温保持などの処理をおこなっても
構わない。
つ、オーステナイトの体積率を確保するために、少なく
とも５５０℃に達するまでは３〜２０℃／秒の冷却速度
で冷却する。この間の冷却速度が３℃／秒に満たない場
合には、冷却途中でパーライトが析出し、最終組織がフ
ェライト、マルテンサイト、パーライトを含む複合組織
となるため、延性が劣化する。逆に、この間の冷却速度
が２０℃／秒を超える場合には、フェライト変態があま
り進行せず、オーステナイト体積率が多いまま冷却され
るため、最終製品のマルテンサイト体積率が多くなりす
ぎ延性が劣化する。５５０℃以下の温度領域ではパーラ
イトの析出ノーズから外れるため、３℃／秒に満たない
冷却速度、あるいは低温保持などの処理をおこなっても
構わない。
【００４５】焼鈍後の冷却は鋼板温度が４５０℃よりも
低くならない範囲で終了するのがよい。これは冷却終点
温度がＭｓ点を下回ると溶融めっき前にオーステナイト
がマルテンサイトに変態し、溶融めっきあるいは合金化
処理時にこのマルテンサイトが焼戻されて軟質化するた
めに鋼の降伏比が上昇し、成形性が損なわれるからであ
る。また、冷却終点温度がめっき浴温度よりも大幅に低
くなるとめっき浴に浸漬する前に再加熱が必要となるの
で経済性も損なわれる。
低くならない範囲で終了するのがよい。これは冷却終点
温度がＭｓ点を下回ると溶融めっき前にオーステナイト
がマルテンサイトに変態し、溶融めっきあるいは合金化
処理時にこのマルテンサイトが焼戻されて軟質化するた
めに鋼の降伏比が上昇し、成形性が損なわれるからであ
る。また、冷却終点温度がめっき浴温度よりも大幅に低
くなるとめっき浴に浸漬する前に再加熱が必要となるの
で経済性も損なわれる。
【００４６】溶融めっき方法は特に限定するものではな
く、常法によりおこなえばよい。めっき付着量はガスワ
イピング法などの公知の方法で調整すればよい。溶融め
っき後は常法により常温まで冷却して溶融亜鉛めっき鋼
板としてもよいし、さらに合金化処理を施しても構わな
い。合金化処理する場合の合金化処理温度は４８０℃以
上、５６０℃以下とするのがよい。合金化温度が５６０
℃を超える場合には、合金化が過度に進行するために加
工時にめっき層の密着性（耐パウダリング性）が低下
し、合金化温度が４８０℃に満たない場合には合金化が
不十分なため、めっき層表面での摺動性が低下し、成形
性が損なわれることがあるからである。
く、常法によりおこなえばよい。めっき付着量はガスワ
イピング法などの公知の方法で調整すればよい。溶融め
っき後は常法により常温まで冷却して溶融亜鉛めっき鋼
板としてもよいし、さらに合金化処理を施しても構わな
い。合金化処理する場合の合金化処理温度は４８０℃以
上、５６０℃以下とするのがよい。合金化温度が５６０
℃を超える場合には、合金化が過度に進行するために加
工時にめっき層の密着性（耐パウダリング性）が低下
し、合金化温度が４８０℃に満たない場合には合金化が
不十分なため、めっき層表面での摺動性が低下し、成形
性が損なわれることがあるからである。
【００４７】溶融亜鉛系めっき鋼板あるいはその合金化
処理鋼板には、鋼板の平坦矯正やめっき層の表面粗度調
整などのために、常法により調質圧延を施しても構わな
い。ただし、本発明のフェライトとマルテンサイトから
なる複合組織鋼板は、低降伏比であるためスプリングバ
ックが小さい利点をもつが、調質圧延時の圧延率を高く
しすぎると降伏比が高くなり、上記利点が損なわれるの
で、調質圧延時の圧延率は小さくするのがよい。
処理鋼板には、鋼板の平坦矯正やめっき層の表面粗度調
整などのために、常法により調質圧延を施しても構わな
い。ただし、本発明のフェライトとマルテンサイトから
なる複合組織鋼板は、低降伏比であるためスプリングバ
ックが小さい利点をもつが、調質圧延時の圧延率を高く
しすぎると降伏比が高くなり、上記利点が損なわれるの
で、調質圧延時の圧延率は小さくするのがよい。
【００４８】
【実施例】（実施例１）種々の化学組成を有する鋼を実
験室にて溶解し、鋳造して得た鋳片を９５０℃以上で熱
間鍛造して厚さ２０ｍｍの鋼片を得た。これらの鋼片を
１２５０℃に加熱して３０分間保持し、仕上温度を８５
０℃とする熱間圧延を施した、５００℃まで冷却し、５
００℃に保持した熱処理炉中で３０分間保持した後、炉
内冷却して厚さ４ｍｍの熱延板を得た。上記熱処理炉で
の保持と冷却は実際の製造ラインでの巻取り工程を模擬
したものである。得られた熱延板を酸洗した後、圧下率
を７０％とする冷間圧延を施し、厚さ１．２ｍｍの冷延
板を得た。これらの冷延板から得た幅：７０ｍｍ、長
さ：２００ｍｍの試験片を、溶融亜鉛めっきシミュレー
ターを用いて、１０℃／秒の加熱速度で８００℃に加熱
し、その温度で６０秒間保持した後、８℃／秒の冷却速
度で４７０℃まで冷却し、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴
に浸漬して溶融めっきし、その後１０℃／秒の加熱速度
で５５０℃に加熱し、５秒間保持した後、１０℃／秒の
冷却速度で室温まで冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板
を得た。
験室にて溶解し、鋳造して得た鋳片を９５０℃以上で熱
間鍛造して厚さ２０ｍｍの鋼片を得た。これらの鋼片を
１２５０℃に加熱して３０分間保持し、仕上温度を８５
０℃とする熱間圧延を施した、５００℃まで冷却し、５
００℃に保持した熱処理炉中で３０分間保持した後、炉
内冷却して厚さ４ｍｍの熱延板を得た。上記熱処理炉で
の保持と冷却は実際の製造ラインでの巻取り工程を模擬
したものである。得られた熱延板を酸洗した後、圧下率
を７０％とする冷間圧延を施し、厚さ１．２ｍｍの冷延
板を得た。これらの冷延板から得た幅：７０ｍｍ、長
さ：２００ｍｍの試験片を、溶融亜鉛めっきシミュレー
ターを用いて、１０℃／秒の加熱速度で８００℃に加熱
し、その温度で６０秒間保持した後、８℃／秒の冷却速
度で４７０℃まで冷却し、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴
に浸漬して溶融めっきし、その後１０℃／秒の加熱速度
で５５０℃に加熱し、５秒間保持した後、１０℃／秒の
冷却速度で室温まで冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板
を得た。
【００４９】得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、伸
び率を０．５％とする調質圧延を施した後、結晶組織の
観察と圧延方向に採取したＪＩＳ５号試験片による引張
試験とをおこなった。マルテンサイト体積率は圧延方向
断面をナイタール液で腐食した検査面を走査電子顕微鏡
で撮影し、マルテンサイトの面積率を測定して体積率を
求めた。引張試験結果については強度伸びバランスも計
算した。
び率を０．５％とする調質圧延を施した後、結晶組織の
観察と圧延方向に採取したＪＩＳ５号試験片による引張
試験とをおこなった。マルテンサイト体積率は圧延方向
断面をナイタール液で腐食した検査面を走査電子顕微鏡
で撮影し、マルテンサイトの面積率を測定して体積率を
求めた。引張試験結果については強度伸びバランスも計
算した。
【００５０】第１表に鋼の化学組成と上記試験結果を示
す。
す。
【００５１】
【表１】 表１に示されているように、本発明の規定する化学組成
と結晶組織を有する鋼は良好なめっき皮膜と５００ＭＰ
ａを超える引張強さを備え、かつ強度延性バランスがＴ
Ｓ×ＥＬで１６０００（ＭＰａ・％）以上の優れた成形
性を備えたものであった。
と結晶組織を有する鋼は良好なめっき皮膜と５００ＭＰ
ａを超える引張強さを備え、かつ強度延性バランスがＴ
Ｓ×ＥＬで１６０００（ＭＰａ・％）以上の優れた成形
性を備えたものであった。
【００５２】これに対し、鋼１２はＢ含有量とＸ値が本
発明が規定する範囲外であったために結晶組織において
パーライトが析出しており、強度延性バランスが小さか
った。鋼１３はＸ値が本発明が規定する上限を超えてお
り、引張強さは高いが伸びが小さく強度延性バランスが
よくなかった。鋼１４はＸ値が本発明が規定する範囲よ
りも小さいため、鋼１２と同様強度延性バランスが低か
った。鋼１５はＢ含有量が過剰であり、強度延性バラン
スがよくなかったうえ製造コストが高かった。鋼１６は
Ｃｒが過剰であるうえ、Ｘ値が本発明が規定する範囲よ
りも大きく、強度延性バランスが小さかった。鋼１７は
Ｃ含有量が本発明が規定する下限値よりも小さく、製品
のマルテンサイト量が少なく、５００ＭＰａを超える引
張強さが得られなかった。鋼１８はＣ含有量が多すぎる
ため引張強さが非常に高くなり、プレス成形用途には適
さなかった。鋼１９はＳｉ含有量が高すぎたために不め
っきが発生した。
発明が規定する範囲外であったために結晶組織において
パーライトが析出しており、強度延性バランスが小さか
った。鋼１３はＸ値が本発明が規定する上限を超えてお
り、引張強さは高いが伸びが小さく強度延性バランスが
よくなかった。鋼１４はＸ値が本発明が規定する範囲よ
りも小さいため、鋼１２と同様強度延性バランスが低か
った。鋼１５はＢ含有量が過剰であり、強度延性バラン
スがよくなかったうえ製造コストが高かった。鋼１６は
Ｃｒが過剰であるうえ、Ｘ値が本発明が規定する範囲よ
りも大きく、強度延性バランスが小さかった。鋼１７は
Ｃ含有量が本発明が規定する下限値よりも小さく、製品
のマルテンサイト量が少なく、５００ＭＰａを超える引
張強さが得られなかった。鋼１８はＣ含有量が多すぎる
ため引張強さが非常に高くなり、プレス成形用途には適
さなかった。鋼１９はＳｉ含有量が高すぎたために不め
っきが発生した。
【００５３】（実施例２）表１の番号６に記載の化学組
成を有する鋼を実施例１に記載したのと同様の条件で熱
間圧延し、酸洗し、冷間圧延して、厚さが１．２ｍｍの
冷延板を得た。上記冷延板から得た幅：７０ｍｍ、長
さ：２００ｍｍの試験片を、溶融亜鉛めっきシミュレー
ターを用いて、種々の焼鈍温度で６０秒間保持する再結
晶焼鈍を施した後、種々の冷却速度で４７０℃まで冷却
し、４６０℃のめっき浴に浸漬して溶融めっきを施し
た。また、一部の鋼板についてはその後１０℃／秒の加
熱速度で５５０℃に加熱し、５秒間保持した後、１０℃
／秒の冷却速度で室温まで冷却する合金化処理を施し
た。得られた鋼板には伸び率：０．５％の調質圧延を施
した後、実施例１に記載したのと同様の方法で引張試験
と結晶組織観察をおこなった。
成を有する鋼を実施例１に記載したのと同様の条件で熱
間圧延し、酸洗し、冷間圧延して、厚さが１．２ｍｍの
冷延板を得た。上記冷延板から得た幅：７０ｍｍ、長
さ：２００ｍｍの試験片を、溶融亜鉛めっきシミュレー
ターを用いて、種々の焼鈍温度で６０秒間保持する再結
晶焼鈍を施した後、種々の冷却速度で４７０℃まで冷却
し、４６０℃のめっき浴に浸漬して溶融めっきを施し
た。また、一部の鋼板についてはその後１０℃／秒の加
熱速度で５５０℃に加熱し、５秒間保持した後、１０℃
／秒の冷却速度で室温まで冷却する合金化処理を施し
た。得られた鋼板には伸び率：０．５％の調質圧延を施
した後、実施例１に記載したのと同様の方法で引張試験
と結晶組織観察をおこなった。
【００５４】表２に鋼の化学組成と上記試験結果を示
す。
す。
【００５５】
【表２】 表２、試番２１〜２５の結果に示されているように、再
結晶焼鈍条件および冷却条件が本発明が規定する範囲で
あったものは良好なめっき皮膜と５００ＭＰａを超える
引張強さを備え、かつ強度延性バランスがＴＳ×ＥＬで
１６０００（ＭＰａ・％）以上の優れた成形性を備えた
ものであった。
結晶焼鈍条件および冷却条件が本発明が規定する範囲で
あったものは良好なめっき皮膜と５００ＭＰａを超える
引張強さを備え、かつ強度延性バランスがＴＳ×ＥＬで
１６０００（ＭＰａ・％）以上の優れた成形性を備えた
ものであった。
【００５６】これに対し、均熱温度が低すぎた試番２８
は引張強さが５００ＭＰａに満たなかった。焼鈍温度が
高すぎた試番２９、焼鈍後の冷却速度が小さすぎた試番
２７および焼鈍後の冷却速度が大きすぎた試番２６はい
ずれも強度延性バランスがよくなかった。
は引張強さが５００ＭＰａに満たなかった。焼鈍温度が
高すぎた試番２９、焼鈍後の冷却速度が小さすぎた試番
２７および焼鈍後の冷却速度が大きすぎた試番２６はい
ずれも強度延性バランスがよくなかった。
【００５７】
【発明の効果】本発明の高張力鋼板は、優れた強度延性
バランスを備えているので、特に複雑な形状に加工され
る自動車の構造部品などに極めて好適である。また、本
発明の製造方法は、高価な合金元素を多用することなく
上記高張力溶融亜鉛系めっき鋼板を容易に製造できるの
で極めて経済性にも優れた方法である。
バランスを備えているので、特に複雑な形状に加工され
る自動車の構造部品などに極めて好適である。また、本
発明の製造方法は、高価な合金元素を多用することなく
上記高張力溶融亜鉛系めっき鋼板を容易に製造できるの
で極めて経済性にも優れた方法である。
【図１】本発明の実施例に関する、Ｘ値が鋼の延性に与
える影響を示したグラフである。
える影響を示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｃ２３Ｃ 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/28 2/28 2/40 2/40 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA23 AB02 AB28 AB42 AC12 AC73 AE11 AE12 AE18 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA11 EA15 EA16 EA19 EA27 EA31 EA32 FJ05 FK02 FK03 GA05
Claims (5)
- 【請求項１】 母材の少なくとも片面に溶融亜鉛系めっ
き皮膜を備えためっき鋼板であって、母材の化学組成が
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｍｎ：０．３〜
２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００４０％を含有し、かつ、Ｍ
ｎ（％）＋ｌｏｇＢ（％）で計算される値が−１．５０
以上、−０．５０以下になるようにＭｎおよびＢの含有
量が調整され、残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
り、その結晶組織が体積％で５〜２５％のマルテンサイ
トを有し、残部が実質的にフェライトからなるものであ
ることを特徴とする成形性に優れた高張力溶融亜鉛系め
っき鋼板。 - 【請求項２】 母材の少なくとも片面に溶融亜鉛系めっ
き皮膜を備えた亜鉛系めっき鋼板であって、母材の化学
組成が質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｍｎ：
０．３〜２．５％、Ｃｒ：０．２〜２．０％、ｓｏｌ．
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜
０．００４０％を含有し、かつ、Ｍｎ（％）＋０．６×
Ｃｒ（％）＋ｌｏｇＢ（％）で計算される値が−１．５
０以上、−０．５０以下になるようにＭｎ、Ｃｒおよび
Ｂの含有量が調整され、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなり、その結晶組織が体積％で５〜２５％のマル
テンサイトを有し、残部が実質的にフェライトからなる
ものであることを特徴とする成形性に優れた高張力溶融
亜鉛系めっき鋼板。 - 【請求項３】 母材の化学組成がさらに質量％で、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．６０％およびＰ：０．０２５〜０．
０５０％からなる群の内の１種または２種を含有するも
のであることを特徴とする請求項１または２に記載の成
形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板。 - 【請求項４】 母材の化学組成がさらに質量％で、Ｔ
ｉ、ＮｂおよびＶからなる群の内の１種または２種以上
を、それぞれ０．０１％以上、０．０４％以下、合計で
０．０４％以下含有するものであることを特徴とする請
求項１〜３のいずれかに記載の成形性に優れた高張力溶
融亜鉛系めっき鋼板。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれかに記載の化学成
分を有する鋼を熱間圧延し、次いで冷間圧延して得た冷
延板を、７８０〜８５０℃で２０〜９０秒間保持した
後、少なくとも５５０℃までを３〜２０℃／秒の冷却速
度で冷却した後、溶融亜鉛系めっきを施すことを特徴と
する成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板の製造
方法。
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| JP2000119286A JP4320913B2 (ja) | 2000-04-20 | 2000-04-20 | 成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法 |
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