JPH06322479A - 疲労特性と局部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents
疲労特性と局部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板とその製造方法Info
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- JPH06322479A JPH06322479A JP11336793A JP11336793A JPH06322479A JP H06322479 A JPH06322479 A JP H06322479A JP 11336793 A JP11336793 A JP 11336793A JP 11336793 A JP11336793 A JP 11336793A JP H06322479 A JPH06322479 A JP H06322479A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は鋼板のミクロ組織を限定し疲労強度
と局部変形能に優れた溶融めっき高強度鋼板を提供す
る。 【構成】 Ｃ≦０．０６重量％を含有し、さらにＶ、Ｔ
ｉ、Ｎｂの中の１種もしくは２種以上を合計で０．００
５重量％以上０．３重量％以下含み、残部は実質的に鉄
からなる溶融めっき高強度鋼板において、ミクロ組織の
主相がフェライトもしくはベイナイトであり、粒界にお
ける鉄炭化物占有率が０．１％以下でかつこの鉄炭化物
の最大粒子径が１μm 以下であることを特徴とする疲労
強度と局部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼
板とその製造方法。 【効果】 自動車用鋼板の板厚を減少し、自動車の車体
軽量化に貢献する。
と局部変形能に優れた溶融めっき高強度鋼板を提供す
る。 【構成】 Ｃ≦０．０６重量％を含有し、さらにＶ、Ｔ
ｉ、Ｎｂの中の１種もしくは２種以上を合計で０．００
５重量％以上０．３重量％以下含み、残部は実質的に鉄
からなる溶融めっき高強度鋼板において、ミクロ組織の
主相がフェライトもしくはベイナイトであり、粒界にお
ける鉄炭化物占有率が０．１％以下でかつこの鉄炭化物
の最大粒子径が１μm 以下であることを特徴とする疲労
強度と局部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼
板とその製造方法。 【効果】 自動車用鋼板の板厚を減少し、自動車の車体
軽量化に貢献する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車等の構造物に用い
られ、構造の軽量化、省エネルギー、安全性の向上に貢
献することのできる溶融めっき高強度鋼板とその製造方
法に関するものである。
られ、構造の軽量化、省エネルギー、安全性の向上に貢
献することのできる溶融めっき高強度鋼板とその製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】鋼材の高強度化は、Ｓｉ、Ｍｎ等の合
金元素によるフェライトマトリックスの固溶強化、Ｎ
ｂ、Ｔｉ、Ｖ等の微細析出物によるフェライトマトリッ
クスの析出強化、パーライト、ベイナイト、マルテン
サイト等の低温変態生成物を利用した組織強化、フェ
ライト粒径の微細化による細粒強化、冷間加工による
加工強化等があり、各々の特徴を生かした製品が市場に
供給されている。
金元素によるフェライトマトリックスの固溶強化、Ｎ
ｂ、Ｔｉ、Ｖ等の微細析出物によるフェライトマトリッ
クスの析出強化、パーライト、ベイナイト、マルテン
サイト等の低温変態生成物を利用した組織強化、フェ
ライト粒径の微細化による細粒強化、冷間加工による
加工強化等があり、各々の特徴を生かした製品が市場に
供給されている。
【０００３】高強度鋼板を自動車等の構造物に適用し、
軽量化、省エネルギー、安全性の向上等を目指す場合に
は、鋼板の強度上昇と共に、（１）鋼板の種々の加工性
能（例えば深絞り成形性、張り出し成形性、バーリング
加工性等）の向上、（２）溶接性と耐熱軟化性の保持、
向上、（３）耐久性（例えば疲労耐久性や腐食耐久性）
の保持、向上などが要求され、使用部位によって異なっ
た特性の組み合わせが要求される。例えば自動車用のロ
ードホイールディスクに高強度鋼板が適用される場合に
は、高いプレス成形性（特に延性）と疲労耐久性に優れ
た鋼板が要求されている。
軽量化、省エネルギー、安全性の向上等を目指す場合に
は、鋼板の強度上昇と共に、（１）鋼板の種々の加工性
能（例えば深絞り成形性、張り出し成形性、バーリング
加工性等）の向上、（２）溶接性と耐熱軟化性の保持、
向上、（３）耐久性（例えば疲労耐久性や腐食耐久性）
の保持、向上などが要求され、使用部位によって異なっ
た特性の組み合わせが要求される。例えば自動車用のロ
ードホイールディスクに高強度鋼板が適用される場合に
は、高いプレス成形性（特に延性）と疲労耐久性に優れ
た鋼板が要求されている。
【０００４】このような要求に応えるものとしてフェラ
イト／マルテンサイト２相組織鋼板（いわゆるＤｕａｌ
Ｐｈａｓｅ：ＤＰ鋼板）が提案されている（例えば特
公昭５６−１８０５１号公報や特公昭５９−４５７３５
号公報）。このＤＰ鋼板は他の種々の強化機構により強
化された高強度鋼板に比べて疲労耐久性に優れており、
ロードホイールディスクの薄肉化（軽量化）や耐久性向
上に貢献している。また複雑な成形加工が要求される部
位では、均一変形能の向上が要求され、このために室温
で残留オーステナイトを含む高延性高強度鋼板（特開昭
６３−４０１７号公報）が提案されている。また、自動
車の足廻り部品等で問題となる穴広げ性に代表される局
部変形能を向上させた鋼板としてＳｉ添加型の高延性高
強度鋼板（特開昭６１−１９７３３号公報等）が提案さ
れており、自動車等の構造物に適用する際に重要となる
溶接（スポット溶接、バット溶接、アーク溶接等）性、
耐熱軟化特性と加工性を兼ね備えた鋼板としては析出強
化型の低合金高強度鋼板（ＨＳＬＡ鋼板）が広く用いら
れている。
イト／マルテンサイト２相組織鋼板（いわゆるＤｕａｌ
Ｐｈａｓｅ：ＤＰ鋼板）が提案されている（例えば特
公昭５６−１８０５１号公報や特公昭５９−４５７３５
号公報）。このＤＰ鋼板は他の種々の強化機構により強
化された高強度鋼板に比べて疲労耐久性に優れており、
ロードホイールディスクの薄肉化（軽量化）や耐久性向
上に貢献している。また複雑な成形加工が要求される部
位では、均一変形能の向上が要求され、このために室温
で残留オーステナイトを含む高延性高強度鋼板（特開昭
６３−４０１７号公報）が提案されている。また、自動
車の足廻り部品等で問題となる穴広げ性に代表される局
部変形能を向上させた鋼板としてＳｉ添加型の高延性高
強度鋼板（特開昭６１−１９７３３号公報等）が提案さ
れており、自動車等の構造物に適用する際に重要となる
溶接（スポット溶接、バット溶接、アーク溶接等）性、
耐熱軟化特性と加工性を兼ね備えた鋼板としては析出強
化型の低合金高強度鋼板（ＨＳＬＡ鋼板）が広く用いら
れている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前述し
たような穴広げ加工に代表される局部変形能に優れたＳ
ｉ添加型の高延性高強度鋼板や溶接性、耐熱軟化特性お
よび穴広げ加工性に優れた析出強化高強度鋼板は、ＤＰ
鋼に比べて疲労耐久性に劣り、疲労耐久性が要求される
部位には使用されていない。一方、疲労耐久性に優れる
ＤＰ鋼板は穴広げ加工性が他の高強度鋼板に比べて大き
く劣ることから、利用部位が制限されている。
たような穴広げ加工に代表される局部変形能に優れたＳ
ｉ添加型の高延性高強度鋼板や溶接性、耐熱軟化特性お
よび穴広げ加工性に優れた析出強化高強度鋼板は、ＤＰ
鋼に比べて疲労耐久性に劣り、疲労耐久性が要求される
部位には使用されていない。一方、疲労耐久性に優れる
ＤＰ鋼板は穴広げ加工性が他の高強度鋼板に比べて大き
く劣ることから、利用部位が制限されている。
【０００６】このように、自動車等の構造物の中で重要
な保安部品として位置づけされる部位では、一般的に疲
労耐久性の向上と穴広げ性に代表される局部変形能の向
上の両立が要求されるにも関わらず、現在のところこの
両方を同時に満足する鋼板及びその製造方法は提示され
ていない。従って本発明の目的は疲労耐久性と穴広げ性
を共に満足する溶融めっき高強度鋼板及びその製造方法
を提供する事にある。
な保安部品として位置づけされる部位では、一般的に疲
労耐久性の向上と穴広げ性に代表される局部変形能の向
上の両立が要求されるにも関わらず、現在のところこの
両方を同時に満足する鋼板及びその製造方法は提示され
ていない。従って本発明の目的は疲労耐久性と穴広げ性
を共に満足する溶融めっき高強度鋼板及びその製造方法
を提供する事にある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは種々の実験
的検討を通じて、疲労強度や局部変形能の支配要因を基
礎的に調査した結果、主相組織をフェライトもしくはベ
イナイトとし、粒界に存在する鉄炭化物の量とサイズを
制御した溶融めっき鋼板が、従来困難とされてきた高疲
労強度と良好な穴広げ加工性（局部変形能）を両立させ
ることが可能であることを見出した。
的検討を通じて、疲労強度や局部変形能の支配要因を基
礎的に調査した結果、主相組織をフェライトもしくはベ
イナイトとし、粒界に存在する鉄炭化物の量とサイズを
制御した溶融めっき鋼板が、従来困難とされてきた高疲
労強度と良好な穴広げ加工性（局部変形能）を両立させ
ることが可能であることを見出した。
【０００８】すなわち、本発明の要旨とするところは下
記のとおりである。 （１） Ｃ：０．０６重量％以下、Ｍｎ：０．２〜３．
０重量％、Ｓｉ：１．５重量％以下を含有し、さらに
Ｖ：０．２重量％以下、Ｔｉ：０．２重量％以下、Ｎ
ｂ：０．１重量％以下の範囲でこれらの中の１種もしく
は２種以上の合金元素を合計で０．００５〜０．３重量
％含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、最終
的に得られる鋼板のミクロ組織の主相がフェライトもし
くはベイナイトであり、粒界における鉄炭化物の占有率
が０．１％以下で、かつこの鉄炭化物の最大粒子径が１
μｍ以下であることを特徴とする疲労特性と局部変形能
に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板。
記のとおりである。 （１） Ｃ：０．０６重量％以下、Ｍｎ：０．２〜３．
０重量％、Ｓｉ：１．５重量％以下を含有し、さらに
Ｖ：０．２重量％以下、Ｔｉ：０．２重量％以下、Ｎ
ｂ：０．１重量％以下の範囲でこれらの中の１種もしく
は２種以上の合金元素を合計で０．００５〜０．３重量
％含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、最終
的に得られる鋼板のミクロ組織の主相がフェライトもし
くはベイナイトであり、粒界における鉄炭化物の占有率
が０．１％以下で、かつこの鉄炭化物の最大粒子径が１
μｍ以下であることを特徴とする疲労特性と局部変形能
に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板。
【０００９】（２） Ｃｕ：２．０重量％以下、Ｍｏ：
１．０重量％以下、Ｃｒ：１．５重量％以下の範囲でこ
れらの中の１種もしくは２種以上の合金元素を合計で
４．０重量％以下含むことを特徴とする前項１記載の疲
労特性と局部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度
鋼板。 （３） Ｃａ：０．０１重量％以下もしくは希土類元素
（ＲＥＭ）：０．１重量％以下の範囲でこれらの中の１
種もしくは２種を含有することを特徴とする前項１ある
いは２記載の疲労特性と局部変形能に優れた良加工性溶
融めっき高強度鋼板。
１．０重量％以下、Ｃｒ：１．５重量％以下の範囲でこ
れらの中の１種もしくは２種以上の合金元素を合計で
４．０重量％以下含むことを特徴とする前項１記載の疲
労特性と局部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度
鋼板。 （３） Ｃａ：０．０１重量％以下もしくは希土類元素
（ＲＥＭ）：０．１重量％以下の範囲でこれらの中の１
種もしくは２種を含有することを特徴とする前項１ある
いは２記載の疲労特性と局部変形能に優れた良加工性溶
融めっき高強度鋼板。
【００１０】（４） ミクロ組織中のマルテンサイトと
パーライトの面積率の合計が４％未満であることを特徴
とする前項１、２、３のいずれかに記載の疲労特性と局
部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板。 （５） λ×σ0.8 ≧５０かつσｗ／σ≧０．６を同時
に満足することを特徴とする前項１、２、３、４のいず
れかに記載の疲労特性と局部変形能に優れた良加工性溶
融めっき高強度鋼板。
パーライトの面積率の合計が４％未満であることを特徴
とする前項１、２、３のいずれかに記載の疲労特性と局
部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板。 （５） λ×σ0.8 ≧５０かつσｗ／σ≧０．６を同時
に満足することを特徴とする前項１、２、３、４のいず
れかに記載の疲労特性と局部変形能に優れた良加工性溶
融めっき高強度鋼板。
【００１１】（６） 鋼板に溶融めっきを施すにあた
り、溶融めっき工程の最高加熱温度（ＳＴ（℃）と呼
ぶ）が熱延時の巻取温度（ＣＴ（℃）と呼ぶ）およびＶ
とＣの添加量の重量比Ｖ／Ｃで規定される式（Ａ）もし
くはＣＴおよびＴｉ＋ＮｂとＣ添加量の重量比（Ｔｉ＋
Ｎｂ）／Ｃで規定される式（Ｂ）の範囲の少なくともい
ずれか一方を満足することを特徴とする前項１、２、
３、４、５のいずれかに記載の疲労特性と局部変形能に
優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板の製造方法。
り、溶融めっき工程の最高加熱温度（ＳＴ（℃）と呼
ぶ）が熱延時の巻取温度（ＣＴ（℃）と呼ぶ）およびＶ
とＣの添加量の重量比Ｖ／Ｃで規定される式（Ａ）もし
くはＣＴおよびＴｉ＋ＮｂとＣ添加量の重量比（Ｔｉ＋
Ｎｂ）／Ｃで規定される式（Ｂ）の範囲の少なくともい
ずれか一方を満足することを特徴とする前項１、２、
３、４、５のいずれかに記載の疲労特性と局部変形能に
優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板の製造方法。
【００１２】
【数３】
【００１３】
【数４】
【００１４】
【作用】高強度鋼板の疲労強度は、通常、鋼板の強度と
共に上昇し、鋼板の破断強度のおおよそ１／２程度の大
きさを持つと言われている。しかしながらこの疲労強度
は鋼板のミクロ組織により変化することがこれまでに報
告されており（例えば「材料」第３８巻 第４２９号
１５〜２１頁）、鋼板のミクロ組織の最適化が重要であ
る。一般に鋼板の強度が５０ｋｇｆ／ｍｍ2 を超える
と、鋼板の疲労強度／鋼板強度の比は小さくなり、疲労
強度増加に及ぼす強度上昇の効果は小さくなる。本発明
者らはＮｂ等を添加して強化した低合金高強度鋼板（Ｈ
ＳＬＡ鋼）を用い、繰り返し応力下の疲労亀裂の発生を
詳細に調査した結果、粒界に存在する塊状もしくは板状
の鉄炭化物起因で疲労亀裂が発生し、またこれら硬質の
粒界鉄炭化物が亀裂の伝播阻止に寄与していないことを
見出し、これらが鋼板の強度上昇に見合うだけの疲労強
度の上昇を妨げていることを見出した。図１に、上記知
見の実験結果を示す。従って、粗大な粒界鉄炭化物を減
少させることが、鋼板のミクロ組織を最適化することと
同様、鋼板の疲労強度を向上させるのに有効である。ま
た、鋼板の疲労強度を高めるためには鋼板中の鉄炭化物
面積率（ｆｖ）を下げることよりも粒界の炭化物占積率
を低下させることがより重要である。鋼板の疲労強度は
フェライトマトリックスの強度および粒径に大きく依存
し、フェライト粒界に存在する鉄炭化物の量とサイズを
制御することで、固溶強化、析出強化、細粒化強化など
による鋼板の強化が鋼板の疲労強度向上に効果的に働
く。
共に上昇し、鋼板の破断強度のおおよそ１／２程度の大
きさを持つと言われている。しかしながらこの疲労強度
は鋼板のミクロ組織により変化することがこれまでに報
告されており（例えば「材料」第３８巻 第４２９号
１５〜２１頁）、鋼板のミクロ組織の最適化が重要であ
る。一般に鋼板の強度が５０ｋｇｆ／ｍｍ2 を超える
と、鋼板の疲労強度／鋼板強度の比は小さくなり、疲労
強度増加に及ぼす強度上昇の効果は小さくなる。本発明
者らはＮｂ等を添加して強化した低合金高強度鋼板（Ｈ
ＳＬＡ鋼）を用い、繰り返し応力下の疲労亀裂の発生を
詳細に調査した結果、粒界に存在する塊状もしくは板状
の鉄炭化物起因で疲労亀裂が発生し、またこれら硬質の
粒界鉄炭化物が亀裂の伝播阻止に寄与していないことを
見出し、これらが鋼板の強度上昇に見合うだけの疲労強
度の上昇を妨げていることを見出した。図１に、上記知
見の実験結果を示す。従って、粗大な粒界鉄炭化物を減
少させることが、鋼板のミクロ組織を最適化することと
同様、鋼板の疲労強度を向上させるのに有効である。ま
た、鋼板の疲労強度を高めるためには鋼板中の鉄炭化物
面積率（ｆｖ）を下げることよりも粒界の炭化物占積率
を低下させることがより重要である。鋼板の疲労強度は
フェライトマトリックスの強度および粒径に大きく依存
し、フェライト粒界に存在する鉄炭化物の量とサイズを
制御することで、固溶強化、析出強化、細粒化強化など
による鋼板の強化が鋼板の疲労強度向上に効果的に働
く。
【００１５】鋼板の局部変形能に関しても、鋼板のマト
リックスをフェライトもしくはベイナイトとした場合の
穴広げ加工性は粒界に存在する鉄炭化物の量やサイズに
よって変化する。図２にその実験結果を示す。的確な鋼
板化学成分の選択と製造条件の選択によって粒界鉄炭化
物を制御した鋼板は極めて良好な穴広げ加工性を有する
ことが判明した。
リックスをフェライトもしくはベイナイトとした場合の
穴広げ加工性は粒界に存在する鉄炭化物の量やサイズに
よって変化する。図２にその実験結果を示す。的確な鋼
板化学成分の選択と製造条件の選択によって粒界鉄炭化
物を制御した鋼板は極めて良好な穴広げ加工性を有する
ことが判明した。
【００１６】このように鋼板の疲労強度および穴広げ加
工性に代表される局部変形能が粒界に存在する鉄炭化物
によって変化することから、これを制御することによ
り、従来困難であった上記２つの特性を両立させること
が可能であることが判明した。以下に本発明の構成要素
について詳細に述べる。 粒界鉄炭化物：鋼板中の固溶炭素量が熱延工程の最終段
階でのフェライト中の平衡固溶炭素量を上回る場合に
は、余剰炭素は、最終ミクロ組織がフェライトを主相と
する場合にはフェライト粒界または粒内に、またベイナ
イトを主相とする場合にはベイナイトのパケット（Ｓｈ
ｅａｆ）間、ベイナイトとフェライトの界面またはパケ
ット内に鉄炭化物として析出する。この他に例えば熱間
圧延によって鋼帯を製造する場合に、最終工程の巻取処
理をベイナイト変態温度領域の低温側（３５０℃以下で
マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上）で行う場合には
ベイナイト中のフェライト粒内に鉄炭化物を含む場合が
ある。また熱処理によって製造した鋼の場合には上記粒
やパケット内、粒界共に鉄炭化物を含む場合がある。鋼
板の最終的なミクロ組織がフェライトもしくはベイナイ
トを主相とする場合には、粒界（ベイナイトパケット
間、ベイナイトとフェライトの界面およびフェライト粒
界をさす）に存在する鉄炭化物の存在量とサイズによっ
て鋼板の局部変形能が変化する。
工性に代表される局部変形能が粒界に存在する鉄炭化物
によって変化することから、これを制御することによ
り、従来困難であった上記２つの特性を両立させること
が可能であることが判明した。以下に本発明の構成要素
について詳細に述べる。 粒界鉄炭化物：鋼板中の固溶炭素量が熱延工程の最終段
階でのフェライト中の平衡固溶炭素量を上回る場合に
は、余剰炭素は、最終ミクロ組織がフェライトを主相と
する場合にはフェライト粒界または粒内に、またベイナ
イトを主相とする場合にはベイナイトのパケット（Ｓｈ
ｅａｆ）間、ベイナイトとフェライトの界面またはパケ
ット内に鉄炭化物として析出する。この他に例えば熱間
圧延によって鋼帯を製造する場合に、最終工程の巻取処
理をベイナイト変態温度領域の低温側（３５０℃以下で
マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上）で行う場合には
ベイナイト中のフェライト粒内に鉄炭化物を含む場合が
ある。また熱処理によって製造した鋼の場合には上記粒
やパケット内、粒界共に鉄炭化物を含む場合がある。鋼
板の最終的なミクロ組織がフェライトもしくはベイナイ
トを主相とする場合には、粒界（ベイナイトパケット
間、ベイナイトとフェライトの界面およびフェライト粒
界をさす）に存在する鉄炭化物の存在量とサイズによっ
て鋼板の局部変形能が変化する。
【００１７】種々の成分の鋼を加工熱処理により熱延鋼
板として局部変形能の代表である穴広げ加工性を調査す
ると、鋼板の強度σ（ｋｇｆ／ｍｍ2 ）と穴広げ加工性
（円錐ポンチを用いたバリ外の穴広げ試験で得られる最
終穴径と初期穴径との比λ）の間には負の相関が認めら
れ、σを上げるとλは一般的には減少する。この時通常
の高強度鋼板（析出強化高強度鋼板等）は強度と穴広げ
加工性のバランスを表すλ×σ0.8 の値が高々５０未満
である。これらの高強度鋼板の粒界鉄炭化物を調査する
と、一般に鉄炭化物の粒界占有率が０．１％を超えてお
り、粒界でのこれら鉄炭化物粒子の連結が甚だしい。良
好な穴広げ加工性と鋼板強度のバランスを得るためにλ
×σ0.8 の値を５０以上にするには、図２に示すよう
に、粒界の鉄炭化物占有率を０．１％以下に制限するこ
とが必要である。従って本発明では鉄炭化物による粒界
の占有率を０．１％以下に規定する。
板として局部変形能の代表である穴広げ加工性を調査す
ると、鋼板の強度σ（ｋｇｆ／ｍｍ2 ）と穴広げ加工性
（円錐ポンチを用いたバリ外の穴広げ試験で得られる最
終穴径と初期穴径との比λ）の間には負の相関が認めら
れ、σを上げるとλは一般的には減少する。この時通常
の高強度鋼板（析出強化高強度鋼板等）は強度と穴広げ
加工性のバランスを表すλ×σ0.8 の値が高々５０未満
である。これらの高強度鋼板の粒界鉄炭化物を調査する
と、一般に鉄炭化物の粒界占有率が０．１％を超えてお
り、粒界でのこれら鉄炭化物粒子の連結が甚だしい。良
好な穴広げ加工性と鋼板強度のバランスを得るためにλ
×σ0.8 の値を５０以上にするには、図２に示すよう
に、粒界の鉄炭化物占有率を０．１％以下に制限するこ
とが必要である。従って本発明では鉄炭化物による粒界
の占有率を０．１％以下に規定する。
【００１８】粒界の鉄炭化物占有率が０．１％以下であ
っても鉄炭化物の連結が甚だしい場合には、λ×σ0.8
≧５０を満足する穴広げ加工性の良好な鋼板となり得な
い。粒界に存在する鉄炭化物の最大粒子径（測定は２次
元の切断面上に現れる粒界上の鉄炭化物占有最大長さと
して行われる）が１μｍを超えるとλ×σ0.8 の値が５
０以上とならない。従って良好な穴広げ性を得るため
に、本発明では粒界の鉄炭化物占有率を０．１％以下に
規定すると同時にそれら鉄炭化物の中の最大粒子径を１
μｍ以下とする。
っても鉄炭化物の連結が甚だしい場合には、λ×σ0.8
≧５０を満足する穴広げ加工性の良好な鋼板となり得な
い。粒界に存在する鉄炭化物の最大粒子径（測定は２次
元の切断面上に現れる粒界上の鉄炭化物占有最大長さと
して行われる）が１μｍを超えるとλ×σ0.8 の値が５
０以上とならない。従って良好な穴広げ性を得るため
に、本発明では粒界の鉄炭化物占有率を０．１％以下に
規定すると同時にそれら鉄炭化物の中の最大粒子径を１
μｍ以下とする。
【００１９】疲労強度σｗは１０6 サイクルの平面曲げ
繰り返し応力負荷の疲労試験で破断しない応力の下限値
として定義し、鋼板の強度σとの比をもって特性の優劣
を判定する。鋼板の疲労強度σｗは鋼板の強度σと共に
上昇する傾向にあるが、比σｗ／σは一般的には０．５
〜０．６程度の範囲で変化する。鋼板の最終的な組織の
主相をフェライトもしくはベイナイトとした場合に、粒
界の鉄炭化物占有率が０．１％を超えると通常の高強度
鋼板（析出強化高強度鋼板等）同様σｗ／σは０．５〜
０．６の間の値を取り、十分な疲労強度は得られない。
一方粒界の鉄炭化物占有率０．１％以下でかつこれら鉄
炭化物の最大粒子径が１μｍを超えない場合にはσｗ／
σの値が０．６以上となり、現在使われている鋼板のな
かで最も安定して高い疲労強度を示すと考えられるＤＰ
鋼の疲労強度のレベルと同一もしくはそれ以上となる。
従って鋼板の疲労強度を高め、σｗ／σの値を０．６以
上とするためにも、本発明では粒界の鉄炭化物占有率を
０．１％以下に規定し、かつそれら鉄炭化物の最大径
（最大長さ）を１μｍ以下と規定する。
繰り返し応力負荷の疲労試験で破断しない応力の下限値
として定義し、鋼板の強度σとの比をもって特性の優劣
を判定する。鋼板の疲労強度σｗは鋼板の強度σと共に
上昇する傾向にあるが、比σｗ／σは一般的には０．５
〜０．６程度の範囲で変化する。鋼板の最終的な組織の
主相をフェライトもしくはベイナイトとした場合に、粒
界の鉄炭化物占有率が０．１％を超えると通常の高強度
鋼板（析出強化高強度鋼板等）同様σｗ／σは０．５〜
０．６の間の値を取り、十分な疲労強度は得られない。
一方粒界の鉄炭化物占有率０．１％以下でかつこれら鉄
炭化物の最大粒子径が１μｍを超えない場合にはσｗ／
σの値が０．６以上となり、現在使われている鋼板のな
かで最も安定して高い疲労強度を示すと考えられるＤＰ
鋼の疲労強度のレベルと同一もしくはそれ以上となる。
従って鋼板の疲労強度を高め、σｗ／σの値を０．６以
上とするためにも、本発明では粒界の鉄炭化物占有率を
０．１％以下に規定し、かつそれら鉄炭化物の最大径
（最大長さ）を１μｍ以下と規定する。
【００２０】以上のことから、局部変形能の代表である
穴広げ加工性に優れ（λ×σ0.8 ≧５０）、同時に高い
疲労強度（σｗ／σ≧０．６）を有する鋼板として、主
相がフェライトもしくはベイナイトであり、粒界の鉄炭
化物占有率が０．１％以下でかつこれら鉄炭化物の最大
粒子径が１μｍ以下の鋼板を本発明の範囲とする。また
鋼板の疲労強度をさらに高め、σｗ／σ≧０．６５にす
るためには、望ましくは粒界に存在する鉄炭化物の最大
粒子径を０．４μｍ以下に規定する必要がある。
穴広げ加工性に優れ（λ×σ0.8 ≧５０）、同時に高い
疲労強度（σｗ／σ≧０．６）を有する鋼板として、主
相がフェライトもしくはベイナイトであり、粒界の鉄炭
化物占有率が０．１％以下でかつこれら鉄炭化物の最大
粒子径が１μｍ以下の鋼板を本発明の範囲とする。また
鋼板の疲労強度をさらに高め、σｗ／σ≧０．６５にす
るためには、望ましくは粒界に存在する鉄炭化物の最大
粒子径を０．４μｍ以下に規定する必要がある。
【００２１】Ｃ：Ｃは粒界の鉄炭化物の源となることか
ら極力低下させることが必要である。Ｃの含有量が多す
ぎると、粒界鉄炭化物の量とサイズを本発明の範囲内と
なるように調整するためのＶ，Ｔｉ，Ｎｂの添加量が必
要以上に増え、経済的なデメリットを招くのみならず顕
著な延性の低下を招く。このために上限を０．０６重量
％とする。
ら極力低下させることが必要である。Ｃの含有量が多す
ぎると、粒界鉄炭化物の量とサイズを本発明の範囲内と
なるように調整するためのＶ，Ｔｉ，Ｎｂの添加量が必
要以上に増え、経済的なデメリットを招くのみならず顕
著な延性の低下を招く。このために上限を０．０６重量
％とする。
【００２２】Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ：Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂは析出強
化により鋼板の強度を上げるために有効な元素であると
同時に鋼板中のＣ原子を合金炭化物の形で固定し、加工
性、疲労特性に有害な粒界の鉄炭化物量とサイズを減少
させる機能を有する。またこれらの元素は各種の溶接に
よりオーステナイト化した領域のオーステナイト粒の粗
大化を防ぎ、溶接熱影響部の軟化を抑制する。またオー
ステナイト化しない領域においてもこれらの元素の炭窒
化物と固溶原子の存在により転位の回復を著しく抑制す
ることによって溶接熱影響部の軟化を抑制するのに有効
である。この目的のためには、Ｖについては０．２重量
％、Ｔｉについては０．２重量％、Ｎｂについては０．
１重量％を超えて添加してもその効果が飽和することか
ら、これらの値をＮｂ、Ｔｉ、Ｖ添加量の上限とした。
化により鋼板の強度を上げるために有効な元素であると
同時に鋼板中のＣ原子を合金炭化物の形で固定し、加工
性、疲労特性に有害な粒界の鉄炭化物量とサイズを減少
させる機能を有する。またこれらの元素は各種の溶接に
よりオーステナイト化した領域のオーステナイト粒の粗
大化を防ぎ、溶接熱影響部の軟化を抑制する。またオー
ステナイト化しない領域においてもこれらの元素の炭窒
化物と固溶原子の存在により転位の回復を著しく抑制す
ることによって溶接熱影響部の軟化を抑制するのに有効
である。この目的のためには、Ｖについては０．２重量
％、Ｔｉについては０．２重量％、Ｎｂについては０．
１重量％を超えて添加してもその効果が飽和することか
ら、これらの値をＮｂ、Ｔｉ、Ｖ添加量の上限とした。
【００２３】Ｖは溶接入熱によって溶解した後の急冷中
に再析出することによって溶接部近傍の硬度を上昇させ
ることができる。しかしながら多量の添加は溶接部近傍
の不必要な硬度上昇を招き、脆化が進むことからも最大
の添加量を０．２重量％と規定している。これらの合金
元素の１種もしくは２種以上の添加の合計が０．００５
重量％未満では強度上昇、粒界の鉄炭化物量とサイズの
減少に顕著な効果をもたらさないので、合計量の下限を
０．００５重量％とした。またこれらの添加量の合計が
０．３重量％を超えるとこれらの元素の効果が飽和し、
経済的にも不利益をもたらすので合計量の上限を０．３
重量％とした。
に再析出することによって溶接部近傍の硬度を上昇させ
ることができる。しかしながら多量の添加は溶接部近傍
の不必要な硬度上昇を招き、脆化が進むことからも最大
の添加量を０．２重量％と規定している。これらの合金
元素の１種もしくは２種以上の添加の合計が０．００５
重量％未満では強度上昇、粒界の鉄炭化物量とサイズの
減少に顕著な効果をもたらさないので、合計量の下限を
０．００５重量％とした。またこれらの添加量の合計が
０．３重量％を超えるとこれらの元素の効果が飽和し、
経済的にも不利益をもたらすので合計量の上限を０．３
重量％とした。
【００２４】Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ：こ
れらの合金元素はフェライトマトリックス中に固溶する
ことによって鋼板の強度を上昇させることができる。Ｍ
ｎは固溶強化と共に鋼板の焼入れ性も高めるが、３．０
重量％を超えると溶接部の必要以上の硬化等により鋼板
の性能を劣化させるので上限を３．０重量％とする。ま
た０．２重量％未満のＭｎ添加量で鋼板を高強度化する
ためには、他の合金元素を必要以上に添加する必要があ
り、経済的なデメリットを招く。従ってＭｎ添加量の下
限を０．２重量％とする。
れらの合金元素はフェライトマトリックス中に固溶する
ことによって鋼板の強度を上昇させることができる。Ｍ
ｎは固溶強化と共に鋼板の焼入れ性も高めるが、３．０
重量％を超えると溶接部の必要以上の硬化等により鋼板
の性能を劣化させるので上限を３．０重量％とする。ま
た０．２重量％未満のＭｎ添加量で鋼板を高強度化する
ためには、他の合金元素を必要以上に添加する必要があ
り、経済的なデメリットを招く。従ってＭｎ添加量の下
限を０．２重量％とする。
【００２５】Ｓｉはフェライトマトリックスの固溶強化
と共に粒界の鉄炭化物を細粒化する働きがあるが、その
添加量が１．５重量％を超えると溶融めっき工程の条件
を最適化してもめっき不良が発生するので上限を１．５
重量％とした。Ｃｕは固溶もしくは析出強化により鋼板
の強度を大きく上昇させることができる。しかしながら
その効果は２．０重量％超では飽和するので上限を２．
０重量％とした。またＣｕを添加する際にはスラブの表
面性状を良好に保つためにＮｉを添加してもよい。
と共に粒界の鉄炭化物を細粒化する働きがあるが、その
添加量が１．５重量％を超えると溶融めっき工程の条件
を最適化してもめっき不良が発生するので上限を１．５
重量％とした。Ｃｕは固溶もしくは析出強化により鋼板
の強度を大きく上昇させることができる。しかしながら
その効果は２．０重量％超では飽和するので上限を２．
０重量％とした。またＣｕを添加する際にはスラブの表
面性状を良好に保つためにＮｉを添加してもよい。
【００２６】ＭｏはＭｎと同様の働きをすると同時に、
鋼板中のＣ原子を炭化物の形で固着し、粒界鉄炭化物の
量を減少させる働きがある。また溶接熱影響部の軟化防
止にも有効である。しかしながら、多量のＭｏ添加は生
産コストの上昇を招き、さらに鋼板の焼入れ性を必要以
上に高めることから、添加量の上限を１．０重量％とし
た。
鋼板中のＣ原子を炭化物の形で固着し、粒界鉄炭化物の
量を減少させる働きがある。また溶接熱影響部の軟化防
止にも有効である。しかしながら、多量のＭｏ添加は生
産コストの上昇を招き、さらに鋼板の焼入れ性を必要以
上に高めることから、添加量の上限を１．０重量％とし
た。
【００２７】ＣｒはＭｏと同様の働きをするが、その効
果は１．５重量％超では飽和するために、上限値を１．
５重量％とした。Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｒの１種または２種以
上を添加する際に、その合計が４．０重量％を超えると
鋼板の強度が必要以上に高くなり、鋼板の加工性を著し
く劣化させることから、合計添加量の上限を４．０重量
％とした。
果は１．５重量％超では飽和するために、上限値を１．
５重量％とした。Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｒの１種または２種以
上を添加する際に、その合計が４．０重量％を超えると
鋼板の強度が必要以上に高くなり、鋼板の加工性を著し
く劣化させることから、合計添加量の上限を４．０重量
％とした。
【００２８】これら以外の強化元素として一般に用いら
れているＰは粒界に偏析して鋼板の疲労強度を劣化させ
るので、その含有量を０．０１重量％以下に制限するこ
とが望ましい。 Ｃａ、希土類元素（ＲＥＭ）：Ｃａまたは希土類元素
（ＲＥＭ）は硫化物の形態制御効果により、これらの介
在物を無害化し、成形性（特に局部変形能）を高める効
果を持つ。しかしながらこれらの元素の多量の添加は逆
に鋼板の清浄度を下げてしまうので、Ｃａは０．０１重
量％以下、希土類元素（ＲＥＭ）は０．１重量％以下と
規定し、これらの元素の１種もしくは２種の添加を行
う。またこのような有害な硫化物を減少させるためにＳ
の含有量を０．０１重量％以下に制限することが望まし
い。
れているＰは粒界に偏析して鋼板の疲労強度を劣化させ
るので、その含有量を０．０１重量％以下に制限するこ
とが望ましい。 Ｃａ、希土類元素（ＲＥＭ）：Ｃａまたは希土類元素
（ＲＥＭ）は硫化物の形態制御効果により、これらの介
在物を無害化し、成形性（特に局部変形能）を高める効
果を持つ。しかしながらこれらの元素の多量の添加は逆
に鋼板の清浄度を下げてしまうので、Ｃａは０．０１重
量％以下、希土類元素（ＲＥＭ）は０．１重量％以下と
規定し、これらの元素の１種もしくは２種の添加を行
う。またこのような有害な硫化物を減少させるためにＳ
の含有量を０．０１重量％以下に制限することが望まし
い。
【００２９】硬質相：鋼板の局部変形能は鋼板の組織の
一様性に依存するが、本発明の対象とするような、粒界
の鉄炭化物を一定量以下に調整することを前提とした高
強度鋼板では、上記の如く固溶、析出によりフェライト
マトリックス自身を強化する必要があり、結果としてフ
ェライトとベイナイトが混在する場合でも両相の強度に
大きな差がなくなることが認められている。このとき鋼
板のミクロ組織は、フェライトもしくはベイナイトを主
相とする必要があるが、フェライトとベイナイトが混在
する場合でも特性劣化は小さい。これに対して、マルテ
ンサイトやパーライトの生成は局部変形能、疲労強度の
劣化をもたらすので、これらの相の面積率を４％以下と
することが必要で、望ましくは１％以下に調整する。
一様性に依存するが、本発明の対象とするような、粒界
の鉄炭化物を一定量以下に調整することを前提とした高
強度鋼板では、上記の如く固溶、析出によりフェライト
マトリックス自身を強化する必要があり、結果としてフ
ェライトとベイナイトが混在する場合でも両相の強度に
大きな差がなくなることが認められている。このとき鋼
板のミクロ組織は、フェライトもしくはベイナイトを主
相とする必要があるが、フェライトとベイナイトが混在
する場合でも特性劣化は小さい。これに対して、マルテ
ンサイトやパーライトの生成は局部変形能、疲労強度の
劣化をもたらすので、これらの相の面積率を４％以下と
することが必要で、望ましくは１％以下に調整する。
【００３０】溶融めっき工程の製造条件：Ｃが０．０６
重量％以下の範囲でＶ、Ｔｉ、Ｎｂの中の１種もしくは
２種以上を添加した鋼を熱延もしくは冷延の後、溶融め
っき工程を経て最終製品を製造した際に、主な添加元素
がＶの場合には、図３に示すように溶融めっき工程での
最高加熱温度ＳＴが７５０℃近傍に良好な穴広げ加工性
を示す領域がある。また、主な添加物がＴｉとＮｂのい
ずれかである場合には、溶融めっき工程の最高加熱温度
は低温ほど良好であることが判明している。しかしなが
らこれらの関係は、鋼板中の炭化物形成元素量とＣの重
量比（Ｖ／Ｃもしくは（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃのいずれか）
のみならず熱延工程の最終巻取温度ＣＴにも依存する。
これらの関係を整理した結果、溶融めっき工程の最高加
熱温度ＳＴが下記の（Ａ）もしくは（Ｂ）の少なくとも
いずれか一方を満足する時にのみ最終鋼板は本発明の範
囲内にある。
重量％以下の範囲でＶ、Ｔｉ、Ｎｂの中の１種もしくは
２種以上を添加した鋼を熱延もしくは冷延の後、溶融め
っき工程を経て最終製品を製造した際に、主な添加元素
がＶの場合には、図３に示すように溶融めっき工程での
最高加熱温度ＳＴが７５０℃近傍に良好な穴広げ加工性
を示す領域がある。また、主な添加物がＴｉとＮｂのい
ずれかである場合には、溶融めっき工程の最高加熱温度
は低温ほど良好であることが判明している。しかしなが
らこれらの関係は、鋼板中の炭化物形成元素量とＣの重
量比（Ｖ／Ｃもしくは（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃのいずれか）
のみならず熱延工程の最終巻取温度ＣＴにも依存する。
これらの関係を整理した結果、溶融めっき工程の最高加
熱温度ＳＴが下記の（Ａ）もしくは（Ｂ）の少なくとも
いずれか一方を満足する時にのみ最終鋼板は本発明の範
囲内にある。
【００３１】
【数５】
【００３２】
【数６】
【００３３】
【実施例】表１に示す化学成分の鋼を１０００℃から１
３００℃の範囲に加熱し、各鋼のＡｒ3 変態温度−３０
℃以上の温度で熱延を完了し、その後種々の冷却速度で
所定の温度まで冷却して巻取った板厚２ｍｍの熱延鋼板
を、溶融めっき工程でめっきした後、ＪＩＳ５号引張試
験、穴広げ試験（打ち抜きクリアランス１５％、打ち抜
きままバリ外、６０度円錐ポンチ使用）、平面曲げ疲労
試験（両面研削材、応力比Ｒ＝−１の両振り、２５Ｈ
ｚ）により特性を調査した。特性値の一覧を表２に示し
た。表２のＣＴは巻取温度（℃）、ＳＴは溶融めっき工
程での最高加熱温度（℃）、Ｖ2 はマルテンサイトとパ
ーライトの面積率の合計（％）、ｆv は鉄炭化物の面積
率（％）、ｆs は粒界の鉄炭化物による占有率、ｄは粒
界鉄炭化物の最大粒子径（μｍ）、ＴＳは鋼板の破断強
度（ｋｇｆ／ｍｍ2 ）、Ｘは穴広げ加工性を表す指標で
Ｘ＝λ×σ0.8 （λは穴広げ率＝最終穴径／初期穴
径）、Ｙは疲労強度を表す指標でＹ＝σｗ／σ（σｗは
１０6 回での繰り返し疲労強度ｋｇｆ／ｍｍ2 、σは鋼
板の強度ＴＳ）である。
３００℃の範囲に加熱し、各鋼のＡｒ3 変態温度−３０
℃以上の温度で熱延を完了し、その後種々の冷却速度で
所定の温度まで冷却して巻取った板厚２ｍｍの熱延鋼板
を、溶融めっき工程でめっきした後、ＪＩＳ５号引張試
験、穴広げ試験（打ち抜きクリアランス１５％、打ち抜
きままバリ外、６０度円錐ポンチ使用）、平面曲げ疲労
試験（両面研削材、応力比Ｒ＝−１の両振り、２５Ｈ
ｚ）により特性を調査した。特性値の一覧を表２に示し
た。表２のＣＴは巻取温度（℃）、ＳＴは溶融めっき工
程での最高加熱温度（℃）、Ｖ2 はマルテンサイトとパ
ーライトの面積率の合計（％）、ｆv は鉄炭化物の面積
率（％）、ｆs は粒界の鉄炭化物による占有率、ｄは粒
界鉄炭化物の最大粒子径（μｍ）、ＴＳは鋼板の破断強
度（ｋｇｆ／ｍｍ2 ）、Ｘは穴広げ加工性を表す指標で
Ｘ＝λ×σ0.8 （λは穴広げ率＝最終穴径／初期穴
径）、Ｙは疲労強度を表す指標でＹ＝σｗ／σ（σｗは
１０6 回での繰り返し疲労強度ｋｇｆ／ｍｍ2 、σは鋼
板の強度ＴＳ）である。
【００３４】表２より、本発明の鋼板は穴広げ加工性が
Ｘ≧５０であるように非常に良好であり、かつＹ≧０．
６０の高い疲労強度を有することがわかる。
Ｘ≧５０であるように非常に良好であり、かつＹ≧０．
６０の高い疲労強度を有することがわかる。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】※ Ａ式ＭＩＮ，Ａ式ＭＡＸはＡ式で示さ
れるＳＴの上限および下限温度 ※ Ｂ式ＭＡＸはＢ式で示されるＳＴの上限温度 ※ ＊は対象成分の添加なし ※ Ａ式，Ｂ式の列の○は条件範囲内、×は条件範囲
外、＊は対象成分の添加なし ※ ｄ（粒界鉄炭化物の最大粒子径）の列の？は測定不
能もしくは該当粒子なし ※ 表中＊１はＶ／Ｃ，＊２は（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃ ※ 下線は本発明の範囲外
れるＳＴの上限および下限温度 ※ Ｂ式ＭＡＸはＢ式で示されるＳＴの上限温度 ※ ＊は対象成分の添加なし ※ Ａ式，Ｂ式の列の○は条件範囲内、×は条件範囲
外、＊は対象成分の添加なし ※ ｄ（粒界鉄炭化物の最大粒子径）の列の？は測定不
能もしくは該当粒子なし ※ 表中＊１はＶ／Ｃ，＊２は（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃ ※ 下線は本発明の範囲外
【００３９】
【表４】
【００４０】※ Ａ式ＭＩＮ，Ａ式ＭＡＸはＡ式で示さ
れるＳＴの上限および下限温度 ※ Ｂ式ＭＡＸはＢ式で示されるＳＴの上限温度 ※ ＊は対象成分の添加なし ※ Ａ式，Ｂ式の列の○は条件範囲内、×は条件範囲
外、＊は対象成分の添加なし ※ ｄ（粒界鉄炭化物の最大粒子径）の列の？は測定不
能もしくは該当粒子なし ※ 表中＊１はＶ／Ｃ，＊２は（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃ ※ 下線は本発明の範囲外
れるＳＴの上限および下限温度 ※ Ｂ式ＭＡＸはＢ式で示されるＳＴの上限温度 ※ ＊は対象成分の添加なし ※ Ａ式，Ｂ式の列の○は条件範囲内、×は条件範囲
外、＊は対象成分の添加なし ※ ｄ（粒界鉄炭化物の最大粒子径）の列の？は測定不
能もしくは該当粒子なし ※ 表中＊１はＶ／Ｃ，＊２は（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃ ※ 下線は本発明の範囲外
【００４１】
【発明の効果】以上述べたように、本発明は自動車等の
構造物の中で特に疲労強度と穴拡げ性に代表される局部
変形能に優れた５０〜１００ｋｇｆ／ｍｍ2 溶融めっき
高強度鋼板とその製造方法を提供するもので、これらの
鋼板を用いることによって自動車等の構造物の軽量化、
省エネルギーおよび安全性の向上に大きく貢献すること
ができる。
構造物の中で特に疲労強度と穴拡げ性に代表される局部
変形能に優れた５０〜１００ｋｇｆ／ｍｍ2 溶融めっき
高強度鋼板とその製造方法を提供するもので、これらの
鋼板を用いることによって自動車等の構造物の軽量化、
省エネルギーおよび安全性の向上に大きく貢献すること
ができる。
【図１】溶融めっき鋼板の疲労強度とフェライト粒界の
鉄炭化物の占有率およびこれら鉄炭化物の最大粒子径と
の関係を示す図である。
鉄炭化物の占有率およびこれら鉄炭化物の最大粒子径と
の関係を示す図である。
【図２】溶融めっき鋼板の穴広げ加工性とフェライト粒
界の鉄炭化物の占有率およびこれら鉄炭化物の最大粒子
径との関係を示す図である。
界の鉄炭化物の占有率およびこれら鉄炭化物の最大粒子
径との関係を示す図である。
【図３】Ｖを添加した溶融めっき鋼板の穴広げ加工性に
及ぼす溶融めっき工程の最大加熱温度とＶ／Ｃの効果を
示す図である。
及ぼす溶融めっき工程の最大加熱温度とＶ／Ｃの効果を
示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 2/06
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０６重量％以下、Ｍｎ：０．２
〜３．０重量％、Ｓｉ：１．５重量％以下を含有し、さ
らにＶ：０．２重量％以下、Ｔｉ：０．２重量％以下、
Ｎｂ：０．１重量％以下の範囲でこれらの中の１種もし
くは２種以上の合金元素を合計で０．００５〜０．３重
量％含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、最
終的に得られる鋼板のミクロ組織の主相がフェライトも
しくはベイナイトであり、粒界における鉄炭化物の占有
率が０．１％以下で、かつこの鉄炭化物の最大粒子径が
１μｍ以下であることを特徴とする疲労特性と局部変形
能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板。 - 【請求項２】 Ｃｕ：２．０重量％以下、Ｍｏ：１．０
重量％以下、Ｃｒ：１．５重量％以下の範囲でこれらの
中の１種もしくは２種以上の合金元素を合計で４．０重
量％以下含むことを特徴とする請求項１記載の疲労特性
と局部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板。 - 【請求項３】 Ｃａ：０．０１重量％以下もしくは希土
類元素（ＲＥＭ）：０．１重量％以下の範囲でこれらの
中の１種もしくは２種を含有することを特徴とする請求
項１あるいは２記載の疲労特性と局部変形能に優れた良
加工性溶融めっき高強度鋼板。 - 【請求項４】 ミクロ組織中のマルテンサイトとパーラ
イトの面積率の合計が４％未満であることを特徴とする
請求項１、２、３のいずれかに記載の疲労特性と局部変
形能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板。 - 【請求項５】 λ×σ0.8 ≧５０かつσｗ／σ≧０．６
を同時に満足することを特徴とする請求項１、２、３、
４のいずれかに記載の疲労特性と局部変形能に優れた良
加工性溶融めっき高強度鋼板。 - 【請求項６】 鋼板に溶融めっきを施すにあたり、溶融
めっき工程の最高加熱温度（ＳＴ（℃）と呼ぶ）が熱延
時の巻取温度（ＣＴ（℃）と呼ぶ）およびＶとＣの添加
量の重量比Ｖ／Ｃで規定される式（Ａ）もしくはＣＴお
よびＴｉ＋ＮｂとＣ添加量の重量比（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃ
で規定される式（Ｂ）の範囲の少なくともいずれか一方
を満足することを特徴とする請求項１、２、３、４、５
のいずれかに記載の疲労特性と局部変形能に優れた良加
工性溶融めっき高強度鋼板の製造方法。 【数１】 【数２】
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11336793A JPH06322479A (ja) | 1993-05-14 | 1993-05-14 | 疲労特性と局部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11336793A JPH06322479A (ja) | 1993-05-14 | 1993-05-14 | 疲労特性と局部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06322479A true JPH06322479A (ja) | 1994-11-22 |
Family
ID=14610490
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11336793A Withdrawn JPH06322479A (ja) | 1993-05-14 | 1993-05-14 | 疲労特性と局部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06322479A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20170118929A (ko) | 2015-03-25 | 2017-10-25 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그의 제조 방법 |
| KR20180030109A (ko) | 2015-08-19 | 2018-03-21 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
| KR20180030110A (ko) | 2015-08-19 | 2018-03-21 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
-
1993
- 1993-05-14 JP JP11336793A patent/JPH06322479A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20170118929A (ko) | 2015-03-25 | 2017-10-25 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그의 제조 방법 |
| US10655194B2 (en) | 2015-03-25 | 2020-05-19 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for producing the same |
| KR20180030109A (ko) | 2015-08-19 | 2018-03-21 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
| KR20180030110A (ko) | 2015-08-19 | 2018-03-21 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
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