(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：0.07〜0.22％、
Ｓｉ：0.005〜0.3％、
Ｍｎ：1.5〜2.8％、
Ｐ  ：0.001〜0.1％、
Ｓ  ：0.001〜0.01％、
Ｎ  ：0.0005〜0.01％、
Ａｌ：0.2〜1.4％、
Ｍｏを含まないか、又はＭｏ≦0.3％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるスラブをＡｒ3点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、４００℃〜５５０℃で捲取り、次いで通常の酸洗の後、圧下率を３０〜７０％として一次冷間圧延後、連続焼鈍工程においてAc1以上Ac3＋１００℃以下の温度域に加熱し、３０秒以上３０分以下保持する再結晶焼鈍を施した後、(C)式を満たすＸ℃／ｓ以上の冷却速度でＢｓ点以下かつＭｓ点以上の温度域まで冷却し、冷却に引き続き、Ｂｓ点以下かつＭｓ点以上の温度で保持時間ｔが次式を満たす保持を実施し、次いで溶融亜鉛メッキを施した後、調質圧延を施すことを特徴とする伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
Ｘ≧(Ac3−500)／10a・・・(C)
ａ＝0.6[C]＋1.4[Mn]＋3.7[Mo]−0.87
ここで、Ｘは冷却速度で単位は、℃／ｓ
Ac3の単位は、℃
[C]は、Ｃの質量％、[Mn]は、Ｍｎの質量％、[Mo]は、Ｍｏの質量％
30(-0.2[Si]-0.3[Al]+[Mn]+2[Mo])≦ｔ≦300(-0.2[Si]-0.3[Al]+[Mn]+2[Mo])
ここに、tは、保持時間で単位はｓ（秒）[Si]は、Ｓｉの質量％、[Al]は、Ａｌの質量％、[Mn]は、Ｍｎの質量％、[Mo]は、Ｍｏの質量％
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年の地球温暖化防止等、環境問題の意識向上に伴い、自動車業界では、燃費向上のため、鋼板の薄肉化による車体軽量化が積極的に行われている。一方、自動車の衝突時においても安全性をより確保する観点から、車体を軽量化しつつ、高い車体強度を維持する必要性も出てきている。この車体軽量化と車体の安全性向上を両立するためには、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。
【０００３】
これに対し、降伏応力を低減させる技術として、例えば特許文献１に示すような高強度冷延鋼板の製造方法が提案されている。この特許文献１においては、フェライトを主体として、低温生成層としてマルテンサイトを主に含むフェライト・マルテンサイト２相鋼（Dual Phase鋼・ＤＰ鋼）の製造方法が開示されている。このＤＰ鋼は、一軸引張りの際、強度のわりに低い降伏点を有すること、また降伏伸びが無いこと等の特性を有し、優れた延性を示すものとして知られている。しかしながら、必ずしも十分な成形性を有する溶融亜鉛メッキ高強度鋼板は実現していなかった。
【０００４】
また、伸びの改善に関しては、例えば特許文献２に示すような残留オーステナイトによる変態誘起超塑性(Transformation Induced Plasticity: TRIP)を利用した鋼板等が提案されている。
【０００５】
しかし、通常のTRIP鋼板は、セメンタイト生成抑制のため多量のSi添加が必須であり、鋼板表面の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、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。
【０００６】
鋼板表面の溶融亜鉛メッキ性については、残留オーステナイトTRIP鋼のSi低減を目的とした高強度鋼板が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。この高強度鋼板では、Ｓｉの代替としてＡｌがセメンタイトの析出を抑制して残留オーステナイトを残留させる点に着目し、その含有量の最適化を図ることにより、延性を向上させている。また、この特許文献３の開示技術では、Ｓｉを低減して溶融亜鉛めっき性を向上させている。しかしながら、この特許文献３の開示技術では、上述の如きナゲット割れ等の溶接上の問題をクリアすることができないという問題点があった。
【０００７】
即ち、溶融亜鉛メッキ高強度鋼板において、溶接上の問題をクリアしつつ、伸びを改善するとともに、加工性を高めることによる穴拡げ性を向上させる要請が高まっていた。
【特許文献１】特開昭５７−１５５３２９号公報
【特許文献２】特開昭６１−１５７６２５号公報
【特許文献３】特開２０００−３４５２８８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
そこで、本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
まず、本発明の技術思想を説明する。
【００１０】
本発明の鋼板は、冷間圧延後に二相域もしくは単相域で熱処理した後冷却し、更にはベイナイト生成域で温度を保持することにより、ベイナイトと残留オーステナイトを含むフェライト、マルテンサイトの複合組織鋼となっている。結果、従来の残留オーステナイト鋼並に準ずる程度に延性が向上し、また、Ｓｉを低減することにより溶融亜鉛メッキ性を向上させ、さらに合金化メッキをおこなっ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。
【００１１】
また本発明者らは、成形性に優れた溶融亜鉛メッキ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、Ｓｉ、Ａｌ、TS狙い値のバランスを特定範囲とし、特にＡｌ添加量を調整することで、これまで以上の伸びが確保できる溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を工業的に製造できることを見出した。また、Ｂ、Ｍｎ、Ａｌのバランスを特定範囲とすることで、これまで以上に局部延性や穴拡げ性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を工業的に製造できることを見出した。
【００１２】
本発明の高強度鋼板は、590MPaから1500MPaの引張強度が実現できるが、980MPa以上の高強度鋼板にて著しい効果を奏する。
【００１３】
本発明は、以上のような技術思想に基づくものであり、特許請求の範囲に記載した以下の内容をその要旨とする。
【００１４】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：0.07〜0.22％、
Ｓｉ：0.005〜0.3％、
Ｍｎ：1.5〜2.8％、
Ｐ  ：0.001〜0.1％、
Ｓ  ：0.001〜0.01％、
Ｎ  ：0.0005〜0.01％、
Ａｌ：0.2〜1.4％、
Ｍｏを含まないか、又はＭｏ≦0.3％、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるスラブをＡｒ3点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、４００℃〜５５０℃で捲取り、次いで通常の酸洗の後、圧下率を３０〜７０％として一次冷間圧延後、連続焼鈍工程においてAc1以上Ac3＋１００℃以下の温度域に加熱し、３０秒以上３０分以下保持する再結晶焼鈍を施した後、(C)式を満たすＸ℃／ｓ以上の冷却速度でＢｓ点以下かつＭｓ点以上の温度域まで冷却し、冷却に引き続き、Ｂｓ点以下かつＭｓ点以上の温度で保持時間ｔが次式を満たす保持を実施し、次いで溶融亜鉛メッキを施した後、調質圧延を施すことを特徴とする伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
Ｘ≧(Ac3−500)／10a・・・(C)
ａ＝0.6[C]＋1.4[Mn]＋3.7[Mo]−0.87
ここで、Ｘは冷却速度で単位は、℃／ｓ
Ac3の単位は、℃
[C]は、Ｃの質量％、[Mn]は、Ｍｎの質量％、[Mo]は、Ｍｏの質量％
30(-0.2[Si]-0.3[Al]+[Mn]+2[Mo])≦ｔ≦300(-0.2[Si]-0.3[Al]+[Mn]+2[Mo])
ここに、tは、保持時間で単位はｓ（秒）[Si]は、Ｓｉの質量％、[Al]は、Ａｌの質量％、[Mn]は、Ｍｎの質量％、[Mo]は、Ｍｏの質量％
【発明の効果】
【００２１】
本発明では、鋼成分の最適化、すなわち、Ｓｉ、Ａｌ、TS狙い値のバランスを特定範囲とし、特にＡｌ添加量を調整しているため、従来の溶融亜鉛めっき高強度鋼板に比べて、本発明の鋼板では、伸び（El）と局部延性や穴拡げ性（λ）が高い値を示した。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
以下、本発明を実施するための最良の形態として、伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法につき、詳細に説明をする。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。
【００２３】
本発明を適用した溶融亜鉛メッキ高強度鋼板では、伸びと穴拡げ性を向上させるべく組織因子を鋭意検討した結果、Ｓｉ、Ａｌ、TS狙い値のバランスを特定範囲とし、特にＡｌ添加量を調整することで、これまで以上の伸びが確保できる溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を工業的に製造できる点、また、Ｂ、Ｍｎ、Ａｌのバランスを特定範囲とすることで、これまで以上に局部延性や穴拡げ性を向上できる点に着目した。
【００２４】
また、冷間圧延後に二相域もしくは単相域で熱処理した後冷却し、更にはベイナイト生成域で温度を保持することにより、ベイナイトと残留オーステナイトを含むフェライト、マルテンサイトの複合組織鋼とすることにより延性できる点、更にはＳｉを低減することにより溶融亜鉛メッキ性を向上させることができる点に着目した。
【００２５】
上述の如き知見に基づいて、本発明を適用した高強度鋼板の成分および金属組織の限定理由について詳細を説明する。
【００２６】
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0.07％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、0.22％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、0.07〜0.22％とし、好ましくは、0.05〜0.15％である。
【００２７】
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させるとともに、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。Ｍｎが1.5％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の添加量が2.8％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Ｍｎの範囲は、1.5〜2.8％とした。
【００２８】
Ｓｉは、製綱段階での脱酸に必要な元素である。また、このＳｉは、固溶強化元素として作用することから、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。しかしながら、このＳｉの添加量が、0.3%を超えてしまうと、溶融亜鉛メッキ性が劣化してしまう。従って、本発明におけるＳｉの範囲は、0.3％以下とし、さらに溶融亜鉛メッキ性を重視する場合には0.1％以下が好ましい。また鋼を強化するために少なくとも0.005％以上添加することを必須条件とした。
【００２９】
Ｐは、固溶強化に有効な元素であり、延性を低下させることなしに強度を効果的に上昇させることができる。このため、このＰは、鋼板の強度を上げるべく、必要な強度レベルに応じて添加する。しかし、Ｐの添加量が多いとオーステナイト粒界へ偏析するために局部延性を劣化させる。また、このＰを多く添加しすぎると、溶接性を劣化させる。従って、Ｐの濃度の上限値は0.1%とする。なお、Ｐの濃度が0.001%未満では、その濃度を実現させるための精錬プロセスでのコスト上昇が著しくなるため、経済的観点から下限値を0.001%とした。
【００３０】
Ｓは、Ｐと同様に不純物として含有される元素であり、意図的に添加される元素ではないが、不純物として偏析し、またＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、局部延性、溶接性を低下させることから、極力低濃度であることが望ましい。このＳが0.001％未満ではその濃度を実現させるための精錬プロセスでのコスト上昇が著しくなる。したがって、経済的観点から下限値を0.00１％とした。また0.0１％超では延性低下が無視できなくなるため、上限値を0.01％に設定した。
【００３１】
Ａｌは、本発明において最も重要な元素である。 Ａｌは添加によりフェライトの生成を促進し、延性向上に有効に作用する他、多量添加によっても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Ａｌ添加が必要である、一方、Ａｌ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1.4%とした。
【００３２】
Ｎは、溶鋼処理中に空気中の窒素が取り込まれることから、鋼中に不可避的に混入する元素である。このＮ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、ＡｌＮ析出量が多くなってＡｌ添加の効果を減少させるので、0.01%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0.0005％程度以上に制御することが好ましい。
【００３３】
Ｍｏは、焼入れ性を向上させるとともに、Ｃとともに炭化物を析出させることによる析出強化に寄与する。このＭｏは、熱間圧延後冷却時の冷却速度が低い場合でもパーライト生成を回避するために、添加することが望ましい。しかし、添加量が多いと延性が不足し、また強度が上昇することにより成形性に劣るため0.3%以下にする必要がある。
【００３４】
本発明の金属組織がフェライトとベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトを含有することを特徴とする理由は、このような組織を鋼中に形成させることにより、強度と延性とのバランス性や、穴拡げ性に優れた鋼板とすることが可能となるからである。ここでいう、フェライトは、ポリゴナルフェライト、ベイネティックフェライトを指し、マル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、５００℃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、加工変態誘起により延性に優れるため、これを活用することとした。
【００３５】
Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂは、炭化物および窒化物を形成し、強度向上に効果的な元素である。特にＴｉは、固溶Ｎを低減することによりマルテンサイトの生成を抑制することができ、組織をより微細化することで強度、靭性を向上させることができる。このとき、Ｖ：0.01〜0.1％、Ｔｉ：0.01〜0.1％、Ｎｂ：0.005〜0.05％の範囲で添加してもよい。ＶとＴｉは0.01%未満で、Ｎｂは0.005%未満では強度が不足し、ＶとＴｉは0.1%超でＮｂは0.05%超では伸びが劣化する。
【００３６】
ＣａおよびＲＥＭは、介在物制御、穴拡げ改善の目的で、Ｃａ：0.0005〜0.005％、ＲＥＭ：0.0005〜0.005％の範囲で添加してもよい。0.0005%未満ではその効果が現れず、0.005%超ではその効果が飽和する。
【００３７】
Ｂは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有するとともにＢＮを生成することにより、ＡｌＮの析出を抑制することで、有効なＡｌを増大させることができる。このＢは、0.0005〜0.002％の範囲で添加してもよい。0.0005%未満ではＢＮを多く生成することができず、0.005%超ではその効果が飽和する。
【００３８】
不可避的不純物として、例えば、Ｓｎなどがあるがこれら元素を0.01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。
【００３９】
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500MPa以上では伸びが低下してくる。これを改善するために、通常Ｓｉ添加、Ｍｎ低減が多く用いられるが、前者は化成処理性やめっき密着性が劣化すること、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。そこで発明者らは鋭意検討した結果、ＡｌとＳｉの添加による効果を見出し、式(A)の関係を満たすAl、Si、TS狙い値のバ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、優れた伸びも確保することを見出した。
（0.0012×[TS狙い値]-0.29）/3＜[Al]+0.7[Si]＜1.4・・・(A)
【００４０】
この式(A)において、TS狙い値は鋼板の強度設計値で単位はMPa、[Al]はＡｌの質量%、[Si]はＳｉの質量%を示している。また図１に、式(A)につき、横軸を[Si]とし、縦軸を[Al]として表示した結果を示す。この図１においてプロット“○”は、優れた伸びと穴拡げ性を確保することができた場合を、プロット“×”は、伸びと穴拡げ性を確保することができない場合を示している。
【００４１】
ＴＳ狙い値を、780MPa,980MPa,1180MPaと変化させていくにつれて、式(A)の関係を満たす[Al]と[Si]の範囲が変化する。ここで、AlとSiの添加量が（0.0012×[TS狙い値]-0.29）/3以下となると、延性を向上させるために十分でなく、1.4以上となると、化成処理性やめっき密着性が悪化する。このため、式(A)で定義される上限、下限を設定している。
【００４２】
更に発明者は、ＣａまたはＲＥＭまたはＢを添加することで局部延性低下を防ぐことが可能となることを見出した。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Ａｌも添加量が多いと化成処理や溶融亜鉛メッキ性を悪化させることが分かった。そこで検討した結果、式(B)の関係を満たすＢ、Ｍｎ、Ａｌを有するとき、十分な化成処理性や溶融亜鉛めっき性を得ることを見出した。             
500*[X]＋[Mn]＋0.3[Al]＜2.9  ・・・(B)
【００４３】
ここで、[X]はＣａ、ＲＥＭ、Ｂの質量％、[Mn]はＭｎの質量％、[Al]はＡｌの質量％である。
【００４４】
また図２に、式(B)につき、横軸を[X]とし、縦軸を[Al]として表示した結果を示す。ここで、[X]は、Ｂを使用した場合において、Ｍｎを2.5%としたときに、延性等を確保することができることが分かる。
【００４５】
本発明の製造工程の限定理由は次の通りである。
【００４６】
本発明で用いる素材は通常の熱延工程を経て製造された熱延鋼板である。これらは酸洗、冷延をされもしくはそのまま直接、以下に述べる熱履歴を経ることにより得られる。
【００４７】
溶融亜鉛メッキ工程では、Ac1以上、Ac3+100℃以下の温度で焼鈍する。焼鈍温度がAc1℃未満では組識が不均一となる。一方、焼鈍温度がAc3+100℃以上では、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９００℃以下が望ましい。この際、層状の組識を解消するためには３０秒以上の保持が必要であるが、３０分を超えても効果は飽和し生産性も低下する。このため、本発明を適用した溶融亜鉛メッキ工程では、連続焼鈍工程においてAc1以上Ac3＋１００℃以下の温度域に加熱し、３０秒以上３０分以下保持することを条件としている。
【００４８】
続いて、冷却終了温度をBs点以下Ms点以上の温度とする。Bs点を超えるとフェライト生成量が過剰になり強度不足の可能性があり、Ms点未満ではマルテンサイトが生成し、後の合金化で大幅に焼戻され強度不足の可能性がある。
【００４９】
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。そこで発明者らは検討した結果、(C)式を満たすＸ℃／ｓ以上の冷却速度でＢｓ点以下かつＭｓ点以上の温度域まで冷却することにより、伸びを確保することを見出した。図３にＣが0.1%、Ｍｎが2％、Ac3が850℃の時の結果を示す。この保持はめっきの合金前が望ましい。
Ｘ≧(Ac3−500)／10a・・・(C)
ａ＝0.6[C]＋1.4[Mn]＋3.7[Mo]−0.87
ここで、Ｘは冷却速度で単位は℃／ｓである。また、Ac3は単位は℃とし、更に        [C]はＣの質量％、[Mn]はＭｎの質量％、[Mo]はＭｏの質量％である。
【００５０】
冷却後は、Ｂｓ点以下かつＭｓ点以上の温度で保持時間ｔ（秒）が次式（D）を満たすことにより、成形性を確保することを見出した．図４にＣが0.1%、Ｍｎが2%、Ｍｏが0.1%の時の結果を示す。
30(-0.2[Si]-0.3[Al]+[Mn]+2[Mo])≦ｔ≦300(-0.2[Si]-0.3[Al]+[Mn]+2[Mo])・・・（D）
【００５１】
ここで、tは保持時間で単位はｓ（秒）である。また、[Si]はＳｉの質量％、[Al]はＡｌの質量％、[Mn]はＭｎの質量％、[Mo]はＭｏの質量％である。
【００５２】
保持時間が短いとベイナイトが充分生成されない。保持時間が長いと炭化物が生成され延性が落ちるためである。
【実施例】
【００５３】
まず表１に示す化学組成の鋼を真空溶解し、インゴットとした。この溶解材を25ｍｍ厚に粗圧延後、再度1200℃×1hr加熱し、仕上温度880℃、巻取温度500℃で熱間圧延した後、500℃まで冷却し、1時間保持して空冷した。その後、板厚4ｍｍに減厚加工した。その後、1.2ｍｍ厚まで冷間圧延し、連続熱処理を行った。引張試験はJIS5号片を使用し、穴拡げ試験は穴径10ｍｍで行った。
【００５４】
[表１]
0004772431.tif 000002
【００５５】
鋼種Ａ〜Ｗは、本発明を適用した溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の例である。鋼種Ｒ、Ｓは、請求項２に記載の化学成分からなる溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を、鋼種Ｃ、Ｄ、Ｎ、Ｏは、請求項３に記載の化学成分からなる溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を示している。
【００５６】
鋼種Ｘ〜ＡＧは、化学成分の比較例であり、鋼種Ｘ，ＹはＣの含有率を、また鋼種ＺはＳｉの含有率を、また鋼種ＡＡ、ＡＢはＭｎの含有率を、鋼種ＡＣはＰの含有率を、鋼種ＡＤはＳの含有率を、鋼種ＡＥはＮの含有率を、鋼種ＡＦ、ＡＧはＡｌの含有率を、本発明において限定した化学成分から逸脱させている。
【００５７】
また、鋼種ＡＨ〜ＡＯは、(A)〜(D)式の比較例であり、表２に示すように鋼種ＡＨ、ＡＩは、[Al]+0.7[Si]を、鋼種ＡＪ、ＡＫは(B)式右辺を、鋼種ＡＬ、ＡＭは、(C)式で定義される冷却速度を、さらに、鋼種ＡＮ、ＡＯは(D)式で定義される保持時間ｔを、本発明において限定した範囲から逸脱させている。
【００５８】
[表２]
0004772431.tif 000003
【００５９】
表３に、本発明に係る高強度鋼板（鋼種Ａ〜Ｗ）並びにその比較例（鋼種Ｘ〜ＡＯ）について、力学的特性並びに組織観察をした結果を示す。
【００６０】
[表３]
0004772431.tif 000004
【００６１】
この表３に示される結果からも明らかなように、本発明に係る高強度鋼板（鋼種Ａ〜Ｗ）はＴＳ（引張強度：ＭＰａ）×Ｅｌ（伸び：％）とＴＳ×λ（穴拡げ性：％）の値が高く、成形性に優れることが分かる。また、めっきのぬれ性も優れている。
【００６２】
これに対して、本発明において限定した化学成分から逸脱した鋼種Ｘ〜ＡＧは、ＴＳ×ＥｌもしくはＴＳ×λの値が低く、成形性に劣る結果となった。
【００６３】
(A)式で[Al]+0.7[Si]が左辺より低い値となったＡＦ、ＡＨは伸びの値が低く、右辺より高い値となったＡＧ、ＡＩはλ値が低くめっき性も悪かった。
【００６４】
(B)式を満たさなかったＡＪ、ＡＫは成形性は良かったが、めっき性が劣った。
【００６５】
(C)式を満たさなかったＡＬ、ＡＭはＴＳ×ＥｌとＴＳ×λの値が低く、成形性に劣る結果となった。組織観察した結果、パーライトが発生しており、このことが原因であると考えられる。
【００６６】
(D)式を満たさなかったＡＮ、ＡＯはＴＳ×ＥｌもしくはＴＳ×λの値が低く、成形性に劣る結果となった。組織観察した結果、ＡＮは充分にベイナイトが生成されておらず、ＡＯはセメンタイトが析出しており、これらが原因であると考えられる。
【図面の簡単な説明】
【００６７】
【図１】式(A)につき、横軸を[Si]とし、縦軸を[Al]として表示した結果を示す図である。
【図２】式(B)につき、横軸を[X]とし、縦軸を[Al]として表示した結果を示す図である。
【図３】Ｃが0.1%、Ｍｎが2％、Ac3が850℃の時の(C)式について示す図である。
【図４】Ｃが0.1%、Ｍｎが2%、Ｍｏが0.1%の時の(D)式について示す図である。
【図１】
0004772431.tif 000005
【図２】
0004772431.tif 000006
【図３】
0004772431.tif 000007
【図４】
0004772431.tif 000008