JP2001335887A - 歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法Info
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- JP2001335887A JP2001335887A JP2000156274A JP2000156274A JP2001335887A JP 2001335887 A JP2001335887 A JP 2001335887A JP 2000156274 A JP2000156274 A JP 2000156274A JP 2000156274 A JP2000156274 A JP 2000156274A JP 2001335887 A JP2001335887 A JP 2001335887A
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Abstract
(57)【要約】
【課 題】 優れた深絞り性および優れた歪時効硬化特
性（ＢＨ≧80MPa かつΔＴＳ≧40MPa ）を有する深絞り
用冷延鋼板を、それらの有利な製造方法とともに提供す
る。 【解決手段】 Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.02
50％、Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.
01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、
あるいはさらに、Ｂ：0.0003〜0.0015％と共に、Nb：0.
005 〜0.050 ％、Ti：0.005 〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜
0.10％のうち１種または２種以上を含み、かつN/(Al+Nb
+Ti+V+B)：0.30以上、固溶Ｎ：0.0010％以上になる組成
を有し、ＴＳ×ｒ値が750MPa以上さらには850MPa以上に
達する冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板（合金化した
ものも含む）。
性（ＢＨ≧80MPa かつΔＴＳ≧40MPa ）を有する深絞り
用冷延鋼板を、それらの有利な製造方法とともに提供す
る。 【解決手段】 Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.02
50％、Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.
01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、
あるいはさらに、Ｂ：0.0003〜0.0015％と共に、Nb：0.
005 〜0.050 ％、Ti：0.005 〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜
0.10％のうち１種または２種以上を含み、かつN/(Al+Nb
+Ti+V+B)：0.30以上、固溶Ｎ：0.0010％以上になる組成
を有し、ＴＳ×ｒ値が750MPa以上さらには850MPa以上に
達する冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板（合金化した
ものも含む）。
Description
【発明の詳細な説明】〔用語の定義〕化学成分含有量に
係る％＝質量％、N/Al＝Ｎ含有量（％）／Al含有量
（％）、N/(Al+Nb+Ti+V+B)＝Ｎ含有量（％）／（Al，N
b，Ti，Ｖ，Ｂの各含有量（％）の和）、ＹＳ＝降伏強
さ（または降伏強度）、ＴＳ＝引張強さ（または引張強
度）、Ｅｌ＝伸び、ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／
４、ただしｒL ：圧延方向のランクフォード値、ｒD ：
圧延方向から45゜方向のランクフォード値、ｒC ：圧延
方向から90゜方向のランクフォード値、ＢＨ＝処理Ｘ後
のＹＳ−処理Ｘの熱処理前予歪耐力、ΔＴＳ＝処理Ｘ後
のＴＳ−処理Ｘ前のＴＳ、処理Ｘ＝５％引張予歪付与後
170 ℃×20分熱処理、歪時効硬化特性に優れた＝ＢＨ≧
80MPa でかつΔＴＳ≧40MPa 、Ar3 ＝Ar3 変態点相当温
度、ＴＳ×ｒ値＝圧延方向のＴＳ（MPa ）×ｒ値
係る％＝質量％、N/Al＝Ｎ含有量（％）／Al含有量
（％）、N/(Al+Nb+Ti+V+B)＝Ｎ含有量（％）／（Al，N
b，Ti，Ｖ，Ｂの各含有量（％）の和）、ＹＳ＝降伏強
さ（または降伏強度）、ＴＳ＝引張強さ（または引張強
度）、Ｅｌ＝伸び、ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／
４、ただしｒL ：圧延方向のランクフォード値、ｒD ：
圧延方向から45゜方向のランクフォード値、ｒC ：圧延
方向から90゜方向のランクフォード値、ＢＨ＝処理Ｘ後
のＹＳ−処理Ｘの熱処理前予歪耐力、ΔＴＳ＝処理Ｘ後
のＴＳ−処理Ｘ前のＴＳ、処理Ｘ＝５％引張予歪付与後
170 ℃×20分熱処理、歪時効硬化特性に優れた＝ＢＨ≧
80MPa でかつΔＴＳ≧40MPa 、Ar3 ＝Ar3 変態点相当温
度、ＴＳ×ｒ値＝圧延方向のＴＳ（MPa ）×ｒ値
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建設部材、機械構
造用部品、自動車の構造用部品など、構造上の強度、特
に変形時の強度および／または剛性が必要とされる箇所
に適用され、プレスなどによる加工成形後に250 ℃以下
の温度域で強度上昇熱処理がなされる成形体の素鋼板と
して用いるに適した歪時効硬化特性に優れた深絞り用の
冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板（合金化したものも含
む）ならびにそれらの製造方法に関する。
造用部品、自動車の構造用部品など、構造上の強度、特
に変形時の強度および／または剛性が必要とされる箇所
に適用され、プレスなどによる加工成形後に250 ℃以下
の温度域で強度上昇熱処理がなされる成形体の素鋼板と
して用いるに適した歪時効硬化特性に優れた深絞り用の
冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板（合金化したものも含
む）ならびにそれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】薄鋼板からなるプレス成形体を製造する
に際し、プレス成形前は軟質でプレス成形しやすく、プ
レス成形後に硬化させ部品強度を高める方法として、20
0 ℃未満で塗装焼付けする方法などがある。この塗装焼
付け用の鋼板としてＢＨ鋼板が開発された。ＢＨ鋼板と
して、例えばNb添加鋼において鋼中のＣ，Ｎ，Al含有量
に応じてNbを添加してat％でNb／（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）を
特定範囲内に制限し、さらに焼鈍後の冷却速度を制御す
ることにより、鋼板中の固溶Ｃ、固溶Ｎを調整したもの
（特開平55−141526号公報）、TiとNbの複合添加によっ
て焼付け硬化性を向上させたもの（特公昭61−45689 号
公報）、あるいはＷ、Cr、Moの単独または複合添加によ
って焼付け硬化性を向上させたもの（特開平５−25549
号公報）が知られている。
に際し、プレス成形前は軟質でプレス成形しやすく、プ
レス成形後に硬化させ部品強度を高める方法として、20
0 ℃未満で塗装焼付けする方法などがある。この塗装焼
付け用の鋼板としてＢＨ鋼板が開発された。ＢＨ鋼板と
して、例えばNb添加鋼において鋼中のＣ，Ｎ，Al含有量
に応じてNbを添加してat％でNb／（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）を
特定範囲内に制限し、さらに焼鈍後の冷却速度を制御す
ることにより、鋼板中の固溶Ｃ、固溶Ｎを調整したもの
（特開平55−141526号公報）、TiとNbの複合添加によっ
て焼付け硬化性を向上させたもの（特公昭61−45689 号
公報）、あるいはＷ、Cr、Moの単独または複合添加によ
って焼付け硬化性を向上させたもの（特開平５−25549
号公報）が知られている。
【０００３】これらの従来技術は、鋼板中の微量な固溶
Ｃ、固溶Ｎを利用して焼付け硬化性を向上させようとす
るものであるが、ＹＳは上昇するもののＴＳはあまり上
昇しないため、部品の変形開始時の応力を高める効果し
かなく、開始から終了までの全域にわたる変形に要する
応力（成形後ＴＳ）を高める効果は不十分である。成形
後ＴＳが上昇する冷延鋼板として、Ｃ：0.01〜0.08％、
Mn：0.01〜3.0 ％を含有し、Ｗ、Cr、Moの１種または２
種以上を合計で0.05〜3.0 ％含有し、また必要に応じて
Ti：0.005 〜0.1 ％、Nb：0.005 〜0.1 ％、Ｖ：0.005
〜0.1 ％の１種または２種以上を含む組成とフェライト
またはフェライト主体の組織を有し、成形後の熱処理に
より60MPa 以上のＴＳ上昇をなしうるものが知られてい
る（特開平10−310847号公報）。しかし、この技術は、
成形後の熱処理により鋼板中に微細な炭化物を形成させ
て転位（成形時に増殖した転位）を固着するものである
ため、一般的な焼付け硬化処理温度よりも高い300 ℃超
の温度域での熱処理を要するという難点がある。
Ｃ、固溶Ｎを利用して焼付け硬化性を向上させようとす
るものであるが、ＹＳは上昇するもののＴＳはあまり上
昇しないため、部品の変形開始時の応力を高める効果し
かなく、開始から終了までの全域にわたる変形に要する
応力（成形後ＴＳ）を高める効果は不十分である。成形
後ＴＳが上昇する冷延鋼板として、Ｃ：0.01〜0.08％、
Mn：0.01〜3.0 ％を含有し、Ｗ、Cr、Moの１種または２
種以上を合計で0.05〜3.0 ％含有し、また必要に応じて
Ti：0.005 〜0.1 ％、Nb：0.005 〜0.1 ％、Ｖ：0.005
〜0.1 ％の１種または２種以上を含む組成とフェライト
またはフェライト主体の組織を有し、成形後の熱処理に
より60MPa 以上のＴＳ上昇をなしうるものが知られてい
る（特開平10−310847号公報）。しかし、この技術は、
成形後の熱処理により鋼板中に微細な炭化物を形成させ
て転位（成形時に増殖した転位）を固着するものである
ため、一般的な焼付け硬化処理温度よりも高い300 ℃超
の温度域での熱処理を要するという難点がある。
【０００４】また、熱延鋼板の分野では、0.02〜0.13%C
-0.0080 〜0.0250%N鋼を素材とし、仕上圧延温度および
巻取温度を規制して多量の固溶Ｎを鋼中に残存させ金属
組織をフェライト＋マルテンサイト主体の複合組織とし
てΔＴＳ：100MPa以上を得る方法（特公平８−23048 号
公報）や、0.01〜0.12%C-0.0001 〜0.01%N鋼を素材とし
平均結晶粒径を８μｍ以下に制御してＢＨ：80MPa 以
上、ＡＩ：45MPa 以下を得る方法（特開平10−183301号
公報）が知られている。しかし、熱延鋼板であることか
ら、仕上圧延後のγ→α変態によりフェライトの集合組
織がランダム化するため、高ｒ値を得ることが困難であ
り、十分な深絞り性を有しているとは言いがたい。
-0.0080 〜0.0250%N鋼を素材とし、仕上圧延温度および
巻取温度を規制して多量の固溶Ｎを鋼中に残存させ金属
組織をフェライト＋マルテンサイト主体の複合組織とし
てΔＴＳ：100MPa以上を得る方法（特公平８−23048 号
公報）や、0.01〜0.12%C-0.0001 〜0.01%N鋼を素材とし
平均結晶粒径を８μｍ以下に制御してＢＨ：80MPa 以
上、ＡＩ：45MPa 以下を得る方法（特開平10−183301号
公報）が知られている。しかし、熱延鋼板であることか
ら、仕上圧延後のγ→α変態によりフェライトの集合組
織がランダム化するため、高ｒ値を得ることが困難であ
り、十分な深絞り性を有しているとは言いがたい。
【０００５】さらに、これらの技術で得られた熱延鋼板
を出発材として冷間圧延および再結晶焼鈍を行ったとし
ても、必ずしも熱延鋼板と同様の高ΔＴＳ、高ＢＨが得
られるとは言いがたい。なぜなら、冷間圧延および再結
晶焼鈍により熱延時とは異なるミクロ組織となるばかり
か、冷間圧延時に大きな歪蓄積が起こるため炭化物、窒
化物または炭窒化物が形成されやすく固溶Ｃおよび固溶
Ｎの状態が変化するからである。
を出発材として冷間圧延および再結晶焼鈍を行ったとし
ても、必ずしも熱延鋼板と同様の高ΔＴＳ、高ＢＨが得
られるとは言いがたい。なぜなら、冷間圧延および再結
晶焼鈍により熱延時とは異なるミクロ組織となるばかり
か、冷間圧延時に大きな歪蓄積が起こるため炭化物、窒
化物または炭窒化物が形成されやすく固溶Ｃおよび固溶
Ｎの状態が変化するからである。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
従来技術の問題点に鑑み、ＴＳ×ｒ値≧750MPaの優れた
深絞り性および優れた歪時効硬化特性（ＢＨ≧80MPa か
つΔＴＳ≧40MPa ）を有する深絞り用の冷延鋼板および
溶融亜鉛めっき鋼板（合金化したものも含む）を、それ
らの有利な製造方法とともに提供することにある。
従来技術の問題点に鑑み、ＴＳ×ｒ値≧750MPaの優れた
深絞り性および優れた歪時効硬化特性（ＢＨ≧80MPa か
つΔＴＳ≧40MPa ）を有する深絞り用の冷延鋼板および
溶融亜鉛めっき鋼板（合金化したものも含む）を、それ
らの有利な製造方法とともに提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成するための手段について鋭意検討し、以下の知見
を得た。 １）成形後熱処理以後にＴＳを上昇させるためには、引
張変形を進行させるために新たな転位を導入する必要が
ある。成形により導入された転位と侵入型元素または析
出物との相互作用により、上降伏応力に達しても成形に
より導入された転位が移動しないことが必要となる。変
形応力増加量を大きくするためには、成形により導入さ
れた転位を強固に固着する必要がある。
を達成するための手段について鋭意検討し、以下の知見
を得た。 １）成形後熱処理以後にＴＳを上昇させるためには、引
張変形を進行させるために新たな転位を導入する必要が
ある。成形により導入された転位と侵入型元素または析
出物との相互作用により、上降伏応力に達しても成形に
より導入された転位が移動しないことが必要となる。変
形応力増加量を大きくするためには、成形により導入さ
れた転位を強固に固着する必要がある。
【０００８】２）転位固着因子として成形後の熱処理で
形成させたＷ、Cr、Mo、Ti、Nb、Alなどの炭化物、窒化
物あるいは炭窒化物を利用しようとすると、熱処理温度
が250 ℃以下では強度上昇に時間がかかりすぎて不適当
である。これに対し、侵入型元素、Fe炭化物、Fe窒化物
を転位固着因子として活用すると、250 ℃以下の熱処理
で長時間を要さずに強度上昇が得られる。
形成させたＷ、Cr、Mo、Ti、Nb、Alなどの炭化物、窒化
物あるいは炭窒化物を利用しようとすると、熱処理温度
が250 ℃以下では強度上昇に時間がかかりすぎて不適当
である。これに対し、侵入型元素、Fe炭化物、Fe窒化物
を転位固着因子として活用すると、250 ℃以下の熱処理
で長時間を要さずに強度上昇が得られる。
【０００９】３）侵入型元素としては、固溶Ｃよりも固
溶Ｎの方が、フェライト相に対する溶解度が大きくかつ
ｒ値への悪影響が小さいという点で、利用価値が高い。 ４）鋼中の固溶Ｎは結晶粒内と結晶粒界の両方に存在す
るが、ΔＴＳは結晶粒界面積が広いほど、すなわち結晶
粒径が小さいほど大きい。 ５）結晶粒界面積を拡大するためには、NbあるいはTi，
ＶとＢの複合添加と低温域での熱間圧延が有効である。
溶Ｎの方が、フェライト相に対する溶解度が大きくかつ
ｒ値への悪影響が小さいという点で、利用価値が高い。 ４）鋼中の固溶Ｎは結晶粒内と結晶粒界の両方に存在す
るが、ΔＴＳは結晶粒界面積が広いほど、すなわち結晶
粒径が小さいほど大きい。 ５）結晶粒界面積を拡大するためには、NbあるいはTi，
ＶとＢの複合添加と低温域での熱間圧延が有効である。
【００１０】これらの知見は例えば以下のような実験に
より得られた。 〔実験１〕0.0015%C-0.30%Si-0.8%Mn-0.03%P-0.005%S-
0.012%N- 0.02〜0.08Al鋼のシートバーを1050℃に均一
に加熱し、次いで仕上温度が670 ℃になるように７パス
で熱間仕上圧延し、次いで700 ℃×５h の再結晶焼鈍を
行い、得られた板厚４mmの熱延板を、圧下率82.5％で冷
間圧延し、次いで875 ℃×40秒で再結晶焼鈍し、次いで
圧下率0.8 ％で調質圧延し、得られた冷延板からJIS ５
号引張試験片を採取し、通常の引張試験機を用いて歪速
度３×10-3/sで引張試験を行い、ＴＳ×ｒ値およびΔＴ
Ｓを測定した。結果を表１に示す。N/Al≧0.30を満足す
る場合にＴＳ×ｒ値≧750 かつΔＴＳ≧40MPa が達成さ
れている。なお、Ｎ／Al≧0.30の場合、ＢＨ≧80MPa が
達成されていることは別途確認した。
より得られた。 〔実験１〕0.0015%C-0.30%Si-0.8%Mn-0.03%P-0.005%S-
0.012%N- 0.02〜0.08Al鋼のシートバーを1050℃に均一
に加熱し、次いで仕上温度が670 ℃になるように７パス
で熱間仕上圧延し、次いで700 ℃×５h の再結晶焼鈍を
行い、得られた板厚４mmの熱延板を、圧下率82.5％で冷
間圧延し、次いで875 ℃×40秒で再結晶焼鈍し、次いで
圧下率0.8 ％で調質圧延し、得られた冷延板からJIS ５
号引張試験片を採取し、通常の引張試験機を用いて歪速
度３×10-3/sで引張試験を行い、ＴＳ×ｒ値およびΔＴ
Ｓを測定した。結果を表１に示す。N/Al≧0.30を満足す
る場合にＴＳ×ｒ値≧750 かつΔＴＳ≧40MPa が達成さ
れている。なお、Ｎ／Al≧0.30の場合、ＢＨ≧80MPa が
達成されていることは別途確認した。
【００１１】
【表１】
【００１２】〔実験２〕0.0015%C-0.0010%B-0.01%Si-0.
5%Mn-0.03%P-0.008%S-0.011%N-0.005 〜0.05%Nb-0.005
〜0.03%Al 鋼のシートバーを1000℃に均一に加熱し、次
いで仕上温度が650 ℃になるように７パスで熱間仕上圧
延し、次いで800 ℃×60秒の再結晶焼鈍を行い、得られ
た板厚４mmの熱延板を、圧下率82.5％で冷間圧延し、次
いで880℃×40秒で再結晶焼鈍し、次いで圧下率0.8 ％
で調質圧延し、得られた冷延板からJIS ５号引張試験片
を採取し、通常の引張試験機を用いて歪速度３×10-3/s
で引張試験を行い、ＴＳ×ｒ値、ＢＨ、ΔＴＳを測定し
た。これら測定値とN/(Al+Nb+B) との関係を図１に示
す。本実験ではNb：0.005 〜0.05％、Ｂ：0.0010％を含
有している鋼を用いており、同図に示すように、N/(Al+
Nb+B) ≧0.30の範囲でＢＨ≧80MPa 、ΔＴＳ≧60MPa 、
ＴＳ×ｒ値≧850MPaが達成された。
5%Mn-0.03%P-0.008%S-0.011%N-0.005 〜0.05%Nb-0.005
〜0.03%Al 鋼のシートバーを1000℃に均一に加熱し、次
いで仕上温度が650 ℃になるように７パスで熱間仕上圧
延し、次いで800 ℃×60秒の再結晶焼鈍を行い、得られ
た板厚４mmの熱延板を、圧下率82.5％で冷間圧延し、次
いで880℃×40秒で再結晶焼鈍し、次いで圧下率0.8 ％
で調質圧延し、得られた冷延板からJIS ５号引張試験片
を採取し、通常の引張試験機を用いて歪速度３×10-3/s
で引張試験を行い、ＴＳ×ｒ値、ＢＨ、ΔＴＳを測定し
た。これら測定値とN/(Al+Nb+B) との関係を図１に示
す。本実験ではNb：0.005 〜0.05％、Ｂ：0.0010％を含
有している鋼を用いており、同図に示すように、N/(Al+
Nb+B) ≧0.30の範囲でＢＨ≧80MPa 、ΔＴＳ≧60MPa 、
ＴＳ×ｒ値≧850MPaが達成された。
【００１３】〔実験３〕0.0010%C-0.02%Si-0.6%Mn-0.01
%P-0.009%S-0.015%N-0.01%Al-0.015%Nb-0.0001〜0.0025
%B鋼のシートバーを1050℃に均一に加熱し、次いで仕上
温度が680 ℃になるように７パスで熱間仕上圧延し、次
いで750 ℃×５h のバッチ焼鈍にて再結晶焼鈍を行い、
得られた板厚４mmの熱延板を、圧下率82.5％で冷間圧延
し、次いで880 ℃×40秒で再結晶焼鈍し、次いで圧下率
0.8 ％で調質圧延し、得られた冷延板からJIS ５号引張
試験片を採取し、通常の引張試験機を用いて歪速度３×
10 -3/sで引張試験を行い、ＴＳ×ｒ値、ＢＨ、ΔＴＳを
測定した。これらの測定値とＢ量との関係を図２に示
す。
%P-0.009%S-0.015%N-0.01%Al-0.015%Nb-0.0001〜0.0025
%B鋼のシートバーを1050℃に均一に加熱し、次いで仕上
温度が680 ℃になるように７パスで熱間仕上圧延し、次
いで750 ℃×５h のバッチ焼鈍にて再結晶焼鈍を行い、
得られた板厚４mmの熱延板を、圧下率82.5％で冷間圧延
し、次いで880 ℃×40秒で再結晶焼鈍し、次いで圧下率
0.8 ％で調質圧延し、得られた冷延板からJIS ５号引張
試験片を採取し、通常の引張試験機を用いて歪速度３×
10 -3/sで引張試験を行い、ＴＳ×ｒ値、ＢＨ、ΔＴＳを
測定した。これらの測定値とＢ量との関係を図２に示
す。
【００１４】同図に示すように、Ｂ：0.0003〜0.0015％
の範囲でＢＨ≧80MPa に加え、Ｂ＜0.0003％の場合より
も高いΔＴＳレベルであるΔＴＳ≧60MPa 、ＴＳ×ｒ値
≧850MPaが達成された。また、ミクロ組織観察から、こ
のＢ量範囲で結晶粒がとくに微細化していることが認め
られた。実験２、３の結果から、Ｎ／（Al＋Nb＋Ｂ）≧
0.30の範囲としてＢ≧0.0003％とし、さらにNbの複合添
加により結晶粒が微細化し、ΔＴＳ、ＴＳ×ｒ値レベル
がさらに改善されることが判明した。Ｂ＜0.0003％では
Nbとの複合添加による結晶粒微細化効果がない。一方、
Ｂ＞0.0015％ではかえって特性が低下する。これは、粒
界およびその近傍に偏析するＢ量が増加し、Ｂ原子とＮ
原子間の強い相互作用により有効な固溶Ｎ量が低減した
ためと推察される。また、Nbの代わりにTi、Ｖを添加し
た場合についても同様の検討を行い、Nbと同様の効果が
得られることを確認した。
の範囲でＢＨ≧80MPa に加え、Ｂ＜0.0003％の場合より
も高いΔＴＳレベルであるΔＴＳ≧60MPa 、ＴＳ×ｒ値
≧850MPaが達成された。また、ミクロ組織観察から、こ
のＢ量範囲で結晶粒がとくに微細化していることが認め
られた。実験２、３の結果から、Ｎ／（Al＋Nb＋Ｂ）≧
0.30の範囲としてＢ≧0.0003％とし、さらにNbの複合添
加により結晶粒が微細化し、ΔＴＳ、ＴＳ×ｒ値レベル
がさらに改善されることが判明した。Ｂ＜0.0003％では
Nbとの複合添加による結晶粒微細化効果がない。一方、
Ｂ＞0.0015％ではかえって特性が低下する。これは、粒
界およびその近傍に偏析するＢ量が増加し、Ｂ原子とＮ
原子間の強い相互作用により有効な固溶Ｎ量が低減した
ためと推察される。また、Nbの代わりにTi、Ｖを添加し
た場合についても同様の検討を行い、Nbと同様の効果が
得られることを確認した。
【００１５】本発明は、以上の知見に基づいてなされた
ものであり、その要旨は以下の通りである。 （１） Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.0250％、
Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.
0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、かつN/
Al：0.30以上、固溶Ｎ：0.0010％以上で残部Feおよび不
可避的不純物からなる組成を有し、ＴＳ×ｒ値：750MPa
以上であることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深
絞り用冷延鋼板。
ものであり、その要旨は以下の通りである。 （１） Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.0250％、
Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.
0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、かつN/
Al：0.30以上、固溶Ｎ：0.0010％以上で残部Feおよび不
可避的不純物からなる組成を有し、ＴＳ×ｒ値：750MPa
以上であることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深
絞り用冷延鋼板。
【００１６】（２） Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050
〜0.0250％、Ｂ：0.0003〜0.0015％、Al：0.005 〜0.02
0 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％
以下、Ｓ：0.01％以下を含み、さらに、Nb：0.005 〜0.
050 ％、Ti：0.005 〜0.070％、Ｖ：0.005 〜0.10％の
うち１種または２種以上を含有し、かつN/(Al+Nb+Ti+V+
B)：0.30以上、固溶Ｎ：0.0010％以上で残部Feおよび不
可避的不純物からなる組成を有し、ＴＳ×ｒ値：850MPa
以上であることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深
絞り用冷延鋼板。
〜0.0250％、Ｂ：0.0003〜0.0015％、Al：0.005 〜0.02
0 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％
以下、Ｓ：0.01％以下を含み、さらに、Nb：0.005 〜0.
050 ％、Ti：0.005 〜0.070％、Ｖ：0.005 〜0.10％の
うち１種または２種以上を含有し、かつN/(Al+Nb+Ti+V+
B)：0.30以上、固溶Ｎ：0.0010％以上で残部Feおよび不
可避的不純物からなる組成を有し、ＴＳ×ｒ値：850MPa
以上であることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深
絞り用冷延鋼板。
【００１７】（３） （１）または（２）に記載の冷延
鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛め
っき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板。 （４） Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.0250％、
Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.
0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、あるい
はさらに、Ｂ：0.0003〜0.0015％と共に、Nb：0.005 〜
0.050 ％、Ti：0.005 〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜0.10％
のうち１種または２種以上を含み、かつN/(Al+Nb+Ti+V+
B)：0.30以上になる組成を有する鋼素材を、950 ℃以上
に加熱後、粗圧延終了温度を1000℃以下Ar3 以上として
粗圧延し、続いてAr3 以下600 ℃以上の温度域で潤滑し
つつ仕上圧延して巻き取り、その際粗圧延開始から仕上
圧延終了までの全圧下率を80％以上とし、得られた熱延
板を再結晶焼鈍し、次いで圧下率60〜95％で冷間圧延
し、得られた冷延板を再結晶焼鈍することを特徴とする
歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法。
鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛め
っき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板。 （４） Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.0250％、
Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.
0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、あるい
はさらに、Ｂ：0.0003〜0.0015％と共に、Nb：0.005 〜
0.050 ％、Ti：0.005 〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜0.10％
のうち１種または２種以上を含み、かつN/(Al+Nb+Ti+V+
B)：0.30以上になる組成を有する鋼素材を、950 ℃以上
に加熱後、粗圧延終了温度を1000℃以下Ar3 以上として
粗圧延し、続いてAr3 以下600 ℃以上の温度域で潤滑し
つつ仕上圧延して巻き取り、その際粗圧延開始から仕上
圧延終了までの全圧下率を80％以上とし、得られた熱延
板を再結晶焼鈍し、次いで圧下率60〜95％で冷間圧延
し、得られた冷延板を再結晶焼鈍することを特徴とする
歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法。
【００１８】（５） （４）記載の冷延板を再結晶焼鈍
した後、得られた冷延焼鈍板に溶融亜鉛めっき、あるい
はさらに合金化処理を施すことを特徴とする歪時効硬化
特性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
した後、得られた冷延焼鈍板に溶融亜鉛めっき、あるい
はさらに合金化処理を施すことを特徴とする歪時効硬化
特性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】本発明において鋼の組成を上記の
ように限定した理由を述べる。 Ｃ：0.008 ％以下 Ｃは、可及的少量であるほど深絞り性、プレス成形性に
有利である。フェライト相に対するＣの固溶限はＮより
もかなり低いため、熱延後の冷延工程においてＣの再溶
解が進行し、結晶粒内の固溶Ｃが増加して、耐常温時効
性およびｒ値を低下させやすくなる。十分な耐常温時効
性とｒ値を確保するためにＣは0.008 ％以下とする。好
ましくは0.005 ％以下である。なお、強度確保と結晶粒
粗大化防止の観点からは、Ｃは0.0005％以上含有させる
のが望ましい。
ように限定した理由を述べる。 Ｃ：0.008 ％以下 Ｃは、可及的少量であるほど深絞り性、プレス成形性に
有利である。フェライト相に対するＣの固溶限はＮより
もかなり低いため、熱延後の冷延工程においてＣの再溶
解が進行し、結晶粒内の固溶Ｃが増加して、耐常温時効
性およびｒ値を低下させやすくなる。十分な耐常温時効
性とｒ値を確保するためにＣは0.008 ％以下とする。好
ましくは0.005 ％以下である。なお、強度確保と結晶粒
粗大化防止の観点からは、Ｃは0.0005％以上含有させる
のが望ましい。
【００２０】Ｎ： 0.0050 〜0.0250％ Ｎは、本発明において鋼板の歪時効硬化特性および引張
強度を高める重要な役割を果たす元素であり、0.0050％
未満では固溶Ｎ量が不足してこの役割が果たせず、一
方、0.0250％超ではプレス成形性を劣化させる。よって
Ｎは0.0050〜0.0250％とする。なお、固溶強化により有
効に強度を高めるため、好ましくは0.010〜0.020 ％で
ある。
強度を高める重要な役割を果たす元素であり、0.0050％
未満では固溶Ｎ量が不足してこの役割が果たせず、一
方、0.0250％超ではプレス成形性を劣化させる。よって
Ｎは0.0050〜0.0250％とする。なお、固溶強化により有
効に強度を高めるため、好ましくは0.010〜0.020 ％で
ある。
【００２１】固溶Ｎ：0.0010％以上 鋼板の歪時効硬化特性を高めるためには固溶Ｎが0.0010
％以上の含有量で存在する必要がある。ここで、固溶Ｎ
量は、鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めるも
のとする。なお、析出Ｎ量の分析法としては、本発明者
らが種々の分析法を比較検討した結果によれば、定電位
電解法を用いた電解抽出分析法により求めるのが有効で
ある。なお抽出分析に用いる地鉄を溶解する方法とし
て、酸分解法、ハロゲン法および電解法がある。この中
で、電解法は炭化物、窒化物などの極めて不安定な析出
物を分解させることなく、安定して地鉄のみを溶解でき
る。電解液としてはアセチル・アセトン系を用いて、定
電位にて電解する。本発明では定電位電解法を用いて析
出Ｎ量を測定した結果が、実際の部品強度と最もよい対
応を示した。
％以上の含有量で存在する必要がある。ここで、固溶Ｎ
量は、鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めるも
のとする。なお、析出Ｎ量の分析法としては、本発明者
らが種々の分析法を比較検討した結果によれば、定電位
電解法を用いた電解抽出分析法により求めるのが有効で
ある。なお抽出分析に用いる地鉄を溶解する方法とし
て、酸分解法、ハロゲン法および電解法がある。この中
で、電解法は炭化物、窒化物などの極めて不安定な析出
物を分解させることなく、安定して地鉄のみを溶解でき
る。電解液としてはアセチル・アセトン系を用いて、定
電位にて電解する。本発明では定電位電解法を用いて析
出Ｎ量を測定した結果が、実際の部品強度と最もよい対
応を示した。
【００２２】このようなことから、本発明では、定電位
電解法により抽出した残渣を化学分析して残渣中のＮ量
を求め、これを析出Ｎ量とする。なお、より高いＢＨお
よびΔＴＳを得るためには、固溶Ｎ量は0.0015％以上が
好ましく、0.0020％以上がより好ましく、0.0030％以上
がさらに一層好ましい。 Al：0.005 〜0.020 ％ Alは、脱酸を行うためおよび炭窒化物形成成分の歩留り
向上のために添加されるが、0.005 ％未満では十分な効
果がなく、0.020 ％超では製鋼段階でＮ量の歩留り的中
が困難となる。よってAlは0.005 〜0.020 ％とした。
電解法により抽出した残渣を化学分析して残渣中のＮ量
を求め、これを析出Ｎ量とする。なお、より高いＢＨお
よびΔＴＳを得るためには、固溶Ｎ量は0.0015％以上が
好ましく、0.0020％以上がより好ましく、0.0030％以上
がさらに一層好ましい。 Al：0.005 〜0.020 ％ Alは、脱酸を行うためおよび炭窒化物形成成分の歩留り
向上のために添加されるが、0.005 ％未満では十分な効
果がなく、0.020 ％超では製鋼段階でＮ量の歩留り的中
が困難となる。よってAlは0.005 〜0.020 ％とした。
【００２３】N/AlまたはN/(Al+Nb+Ti+V+B)：0.30以上 AlはAlN を形成して固溶Ｎを減らす。固溶Ｎの適正量を
確保するためにはN/Alを0.30以上とする必要がある。ま
た、Nb,Ti,ＶあるいはＢを複合添加する場合は、これら
も夫々NbN,TiN,VN,BN を形成して固溶Ｎを減らすので、
固溶Ｎの適正量を確保するためにはN/(Al+Nb+Ti+V+B)を
0.30以上とする必要がある。
確保するためにはN/Alを0.30以上とする必要がある。ま
た、Nb,Ti,ＶあるいはＢを複合添加する場合は、これら
も夫々NbN,TiN,VN,BN を形成して固溶Ｎを減らすので、
固溶Ｎの適正量を確保するためにはN/(Al+Nb+Ti+V+B)を
0.30以上とする必要がある。
【００２４】Ｂ：0.0003〜0.0015％ Ｂは、Nb,Ti,Ｖなどの炭窒化物形成元素と複合添加する
ことにより、熱延組織および冷延再結晶組織の微細化に
寄与し、かつ耐二次加工脆性を改善する働きを有するの
で必要に応じてNb,Ti,Ｖとともに添加されるが、0.0003
％未満ではその働きが不十分であり、一方、0.0015％超
ではBN析出量が増大し固溶Ｎが少なくなり、かつスラブ
加熱段階での溶体化に支障をきたす。よってＢは0.0003
〜0.0015％とした。
ことにより、熱延組織および冷延再結晶組織の微細化に
寄与し、かつ耐二次加工脆性を改善する働きを有するの
で必要に応じてNb,Ti,Ｖとともに添加されるが、0.0003
％未満ではその働きが不十分であり、一方、0.0015％超
ではBN析出量が増大し固溶Ｎが少なくなり、かつスラブ
加熱段階での溶体化に支障をきたす。よってＢは0.0003
〜0.0015％とした。
【００２５】Nb：0.005 〜0.050 ％、Ti：0.005 〜0.07
0 ％、Ｖ：0.005 〜0.10％ Nb，Ti，Ｖは、Ｂと複合添加することにより、熱延組織
および冷延再結晶組織の微細化に寄与し、かつ固溶Ｃを
NbC,TiC,VCとして析出させる働きを有するので必要に応
じてＢとともに添加されるが、各々0.005 ％未満ではそ
の働きが不十分である。一方、Nbは0.050 ％超、Tiは0.
070 ％超、Ｖは0.10％超では延性の劣化を招く。よって
Nbは0.005 〜0.050 ％、Tiは0.005 〜0.070 ％、Ｖは0.
005 〜0.10％とした。
0 ％、Ｖ：0.005 〜0.10％ Nb，Ti，Ｖは、Ｂと複合添加することにより、熱延組織
および冷延再結晶組織の微細化に寄与し、かつ固溶Ｃを
NbC,TiC,VCとして析出させる働きを有するので必要に応
じてＢとともに添加されるが、各々0.005 ％未満ではそ
の働きが不十分である。一方、Nbは0.050 ％超、Tiは0.
070 ％超、Ｖは0.10％超では延性の劣化を招く。よって
Nbは0.005 〜0.050 ％、Tiは0.005 〜0.070 ％、Ｖは0.
005 〜0.10％とした。
【００２６】Si：1.0 ％以下 Siは、伸びの低下を抑制し、また、強度を向上させる有
用な元素であり、この効果を得るには0.001 ％以上含有
させるのが好ましいが、1.0 ％を超えると表面性状を悪
化させ、延性の低下を招くので、1.0 ％以下とした。な
お、好ましくは0.75％以下である。
用な元素であり、この効果を得るには0.001 ％以上含有
させるのが好ましいが、1.0 ％を超えると表面性状を悪
化させ、延性の低下を招くので、1.0 ％以下とした。な
お、好ましくは0.75％以下である。
【００２７】Mn：0.01〜1.0 ％ Mnは、鋼の強化元素として有効に働き、またMnS を形成
してＳによる脆化を抑制する働きがあるが、0.01％未満
ではこれらの働きが不十分であり、一方、1.0％超では
表面性状の悪化あるいは延性の低下を招くので、0.01〜
1.0 ％とした。なお、好ましくは0.01〜0.75％である。
してＳによる脆化を抑制する働きがあるが、0.01％未満
ではこれらの働きが不十分であり、一方、1.0％超では
表面性状の悪化あるいは延性の低下を招くので、0.01〜
1.0 ％とした。なお、好ましくは0.01〜0.75％である。
【００２８】Ｐ：0.05％以下 Ｐは、固溶強化元素として鋼の強化に寄与し、この効果
を得るには0.001 ％以上含有させるのが好ましいが、0.
05％超では(FeNb)x Ｐ，などの燐化物を形成して深絞り
性を劣化させるため、0.05％以下とした。 Ｓ：0.01％以下 Ｓは、多量に含有されると介在物量が増加し延性の低下
を招くので、その混入は極力避けることが望ましいが、
許容レベルを考慮して0.01％以下とした。
を得るには0.001 ％以上含有させるのが好ましいが、0.
05％超では(FeNb)x Ｐ，などの燐化物を形成して深絞り
性を劣化させるため、0.05％以下とした。 Ｓ：0.01％以下 Ｓは、多量に含有されると介在物量が増加し延性の低下
を招くので、その混入は極力避けることが望ましいが、
許容レベルを考慮して0.01％以下とした。
【００２９】本発明の冷延鋼板は、上記の組成を有する
とともにＴＳ×ｒ値≧750MPaであることを特徴とする歪
時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板である。ＴＳ×
ｒ値が750MPaを下回る鋼板では、構造部材的な要素をも
つ部材に広く適用することができない。また、さらに適
用範囲を拡げるにはＴＳ×ｒ値は850MPa以上とするのが
望ましい。
とともにＴＳ×ｒ値≧750MPaであることを特徴とする歪
時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板である。ＴＳ×
ｒ値が750MPaを下回る鋼板では、構造部材的な要素をも
つ部材に広く適用することができない。また、さらに適
用範囲を拡げるにはＴＳ×ｒ値は850MPa以上とするのが
望ましい。
【００３０】本発明において、「歪時効硬化特性に優れ
た」とは、上記したように、引張歪５％の予変形後、17
0 ℃の温度に20min 保持する条件で時効処理したとき、
この時効処理前後の変形応力増加量（ＢＨと記す；ＢＨ
＝時効処理後の降伏応力−時効処理前の予変形応力）が
80MPa 以上であり、かつ歪時効処理（前記予変形＋前記
時効処理）前後の引張強さ増加量（ΔＴＳと記す；ΔＴ
Ｓ＝時効処理後の引張強さ−予変形前の引張強さ）が40
MPa 以上であることを意味する。
た」とは、上記したように、引張歪５％の予変形後、17
0 ℃の温度に20min 保持する条件で時効処理したとき、
この時効処理前後の変形応力増加量（ＢＨと記す；ＢＨ
＝時効処理後の降伏応力−時効処理前の予変形応力）が
80MPa 以上であり、かつ歪時効処理（前記予変形＋前記
時効処理）前後の引張強さ増加量（ΔＴＳと記す；ΔＴ
Ｓ＝時効処理後の引張強さ−予変形前の引張強さ）が40
MPa 以上であることを意味する。
【００３１】歪時効硬化特性を規定する場合、予歪（予
変形）量が重要な因子となる。本発明者らは、自動車用
鋼板に適用される変形様式を想定して、歪時効硬化特性
に及ぼす予歪量の影響について調査し、その結果、前
記変形様式における変形応力は、極めて深い絞り加工の
場合を除き、概ね１軸相当歪（引張歪）量で整理できる
こと、実部品ではこの１軸相当歪量が概ね５％を上回
っていること、部品強度が、予歪５％の歪時効処理後
に得られる強度（ＹＳおよびＴＳ）と良く対応すること
を突き止めた。この知見をもとに、本発明では、歪時効
処理の予変形を引張歪５％に定めた。
変形）量が重要な因子となる。本発明者らは、自動車用
鋼板に適用される変形様式を想定して、歪時効硬化特性
に及ぼす予歪量の影響について調査し、その結果、前
記変形様式における変形応力は、極めて深い絞り加工の
場合を除き、概ね１軸相当歪（引張歪）量で整理できる
こと、実部品ではこの１軸相当歪量が概ね５％を上回
っていること、部品強度が、予歪５％の歪時効処理後
に得られる強度（ＹＳおよびＴＳ）と良く対応すること
を突き止めた。この知見をもとに、本発明では、歪時効
処理の予変形を引張歪５％に定めた。
【００３２】従来の塗装焼付け処理条件は、170 ℃×20
min が標準として採用されている。なお、多量の固溶Ｎ
を含む本発明鋼板に５％以上の歪が加わる場合は、より
緩やかな（低温側の）処理でも硬化が達成され、言い換
えれば時効条件をより幅広くとることが可能である。ま
た、一般に、硬化量を稼ぐには、過度の時効で軟化させ
ない限りにおいて、より高温で、より長時間保持するこ
とが有利である。
min が標準として採用されている。なお、多量の固溶Ｎ
を含む本発明鋼板に５％以上の歪が加わる場合は、より
緩やかな（低温側の）処理でも硬化が達成され、言い換
えれば時効条件をより幅広くとることが可能である。ま
た、一般に、硬化量を稼ぐには、過度の時効で軟化させ
ない限りにおいて、より高温で、より長時間保持するこ
とが有利である。
【００３３】具体的に述べると、本発明鋼板では、予変
形後に硬化が顕著となる加熱温度の下限は概ね100 ℃で
ある。一方、加熱温度が300 ℃を超えると硬化が頭打ち
となり、逆にやや軟化する傾向が現れるほか、熱歪やテ
ンパーカラーの発生が目立つようになる。また、保持時
間については、加熱温度200 ℃程度のとき概ね30ｓ程度
以上とすれば略十分な硬化が達成される。さらに大きな
安定した硬化を得るには保持時間60ｓ以上とするのが好
ましい。しかし、20min を超える保持では、さらなる硬
化を望みえないばかりか、生産効率も著しく低下して実
用面では不利である。
形後に硬化が顕著となる加熱温度の下限は概ね100 ℃で
ある。一方、加熱温度が300 ℃を超えると硬化が頭打ち
となり、逆にやや軟化する傾向が現れるほか、熱歪やテ
ンパーカラーの発生が目立つようになる。また、保持時
間については、加熱温度200 ℃程度のとき概ね30ｓ程度
以上とすれば略十分な硬化が達成される。さらに大きな
安定した硬化を得るには保持時間60ｓ以上とするのが好
ましい。しかし、20min を超える保持では、さらなる硬
化を望みえないばかりか、生産効率も著しく低下して実
用面では不利である。
【００３４】以上のことから、本発明では、時効処理条
件として従来の塗装焼付処理条件の加熱温度である170
℃、保持時間を20min で評価すると定めた。従来の塗装
焼付け型鋼板では十分な硬化が達成されない低温加熱・
短時間保持の時効処理条件下でも、本発明鋼板では大き
な硬化が安定的に達成される。なお、加熱の仕方はとく
に制限されず、通常の塗装焼付けに採用されている炉に
よる雰囲気加熱のほか、たとえば誘導加熱や、無酸化
炎、レーザ、プラズマなどによる加熱などのいずれも好
ましく用いうる。また、強度を上昇させたい部分のみを
選択的に加熱してもよい。
件として従来の塗装焼付処理条件の加熱温度である170
℃、保持時間を20min で評価すると定めた。従来の塗装
焼付け型鋼板では十分な硬化が達成されない低温加熱・
短時間保持の時効処理条件下でも、本発明鋼板では大き
な硬化が安定的に達成される。なお、加熱の仕方はとく
に制限されず、通常の塗装焼付けに採用されている炉に
よる雰囲気加熱のほか、たとえば誘導加熱や、無酸化
炎、レーザ、プラズマなどによる加熱などのいずれも好
ましく用いうる。また、強度を上昇させたい部分のみを
選択的に加熱してもよい。
【００３５】自動車用の部品強度は外部からの複雑な応
力負荷に抗しうる必要があり、それゆえ素材鋼板では小
さな歪域での強度特性だけでなく大きな歪域での強度特
性も重要となる。本発明者らはこの点に鑑み、自動車部
品の素材となすべき本発明鋼板のＢＨを80MPa 以上とす
るとともに、ΔＴＳを40MPa 以上とする。なお、より好
ましくは、ＢＨ100MPa以上、ΔＴＳ50MPa 以上とする。
ＢＨとΔＴＳをより大きくするには、時効処理の際の加
熱温度をより高温側に、および／または、保持時間をよ
り長時間側に、設定すればよい。
力負荷に抗しうる必要があり、それゆえ素材鋼板では小
さな歪域での強度特性だけでなく大きな歪域での強度特
性も重要となる。本発明者らはこの点に鑑み、自動車部
品の素材となすべき本発明鋼板のＢＨを80MPa 以上とす
るとともに、ΔＴＳを40MPa 以上とする。なお、より好
ましくは、ＢＨ100MPa以上、ΔＴＳ50MPa 以上とする。
ＢＨとΔＴＳをより大きくするには、時効処理の際の加
熱温度をより高温側に、および／または、保持時間をよ
り長時間側に、設定すればよい。
【００３６】また、本発明鋼板は、成形加工されない状
態では、室温で１年程度の長時間放置されても時効劣化
（ＹＳが増加しかつＥｌが減少する現象）は起こらない
という、従来にない利点が備わっている。また、本発明
では、上記した本発明冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき
または合金化溶融亜鉛めっきを施しても何ら問題はな
く、めっき前と同等位のＴＳ、ＢＨ、ΔＴＳを示す。ま
た、溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき以外の
めっきの種類としては、電気亜鉛めっき、電気錫めっ
き、電気クロムめっき、電気ニッケルめっき等、いずれ
も好ましく適用しうる。
態では、室温で１年程度の長時間放置されても時効劣化
（ＹＳが増加しかつＥｌが減少する現象）は起こらない
という、従来にない利点が備わっている。また、本発明
では、上記した本発明冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき
または合金化溶融亜鉛めっきを施しても何ら問題はな
く、めっき前と同等位のＴＳ、ＢＨ、ΔＴＳを示す。ま
た、溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき以外の
めっきの種類としては、電気亜鉛めっき、電気錫めっ
き、電気クロムめっき、電気ニッケルめっき等、いずれ
も好ましく適用しうる。
【００３７】次に、好ましい製造条件について述べる。
まず、Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.0250％、A
l：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.0
％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、あるい
はさらにＢ：0.0003〜0.0015％と共に、Nb：0.005 〜0.
050 ％、Ti：0.005 〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜0.10％の
うち１種または２種以上を含み、かつN/(Al+Nb+Ti+V+
B)：0.30以上になる組成を有する鋼が転炉等の通常公知
の溶製法で溶製され、造塊法あるいは連続鋳造法で凝固
させられて鋼素材となる。
まず、Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.0250％、A
l：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.0
％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、あるい
はさらにＢ：0.0003〜0.0015％と共に、Nb：0.005 〜0.
050 ％、Ti：0.005 〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜0.10％の
うち１種または２種以上を含み、かつN/(Al+Nb+Ti+V+
B)：0.30以上になる組成を有する鋼が転炉等の通常公知
の溶製法で溶製され、造塊法あるいは連続鋳造法で凝固
させられて鋼素材となる。
【００３８】この鋼素材は加熱、均熱ののち熱間圧延さ
れて熱延板となる。加熱温度（ＳＲＴ）が低すぎると加
工性の改善効果が飽和し、しかも熱間圧延時の圧延負荷
が増大し圧延トラブルが発生したり、また固溶Ｎの均一
化不足を招くおそれが生じてくるので、ＳＲＴは950 ℃
以上が好ましい。なお、深絞り性向上のためには固溶Ｃ
を固定し炭化物として析出させておくのが有利であり、
それにはＳＲＴは1300℃以下が好ましい。なお加工性を
より一層の向上させるには1150℃以下とするのが好まし
い。
れて熱延板となる。加熱温度（ＳＲＴ）が低すぎると加
工性の改善効果が飽和し、しかも熱間圧延時の圧延負荷
が増大し圧延トラブルが発生したり、また固溶Ｎの均一
化不足を招くおそれが生じてくるので、ＳＲＴは950 ℃
以上が好ましい。なお、深絞り性向上のためには固溶Ｃ
を固定し炭化物として析出させておくのが有利であり、
それにはＳＲＴは1300℃以下が好ましい。なお加工性を
より一層の向上させるには1150℃以下とするのが好まし
い。
【００３９】熱間圧延の粗圧延〜仕上圧延の全圧下率
は、80％未満であると熱延板の結晶粒微細化が不十分と
なるため、80％以上とするのが好ましい。粗圧延温度が
1000℃超であるとγ→α変態粒が粗大化してｒ値が低下
し、Ar3未満であるとα粒が再結晶粗大化または粒成長
することによりｒ値が低下するので、粗圧延は1000℃以
下Ar3 以上の温度域で行うことが好ましい。
は、80％未満であると熱延板の結晶粒微細化が不十分と
なるため、80％以上とするのが好ましい。粗圧延温度が
1000℃超であるとγ→α変態粒が粗大化してｒ値が低下
し、Ar3未満であるとα粒が再結晶粗大化または粒成長
することによりｒ値が低下するので、粗圧延は1000℃以
下Ar3 以上の温度域で行うことが好ましい。
【００４０】一方、仕上圧延をAr3 超の温度域で終える
とγ→α変態により集合組織がランダム化し、優れた深
絞り性が得られず、一方、仕上圧延を600 ℃未満で終え
ても、より一層の深絞り性の向上は望めず圧延荷重が増
大するのみとなるので、仕上圧延はAr3 以下600 ℃以上
の温度域で行うことが好ましい。また、仕上圧延時に潤
滑圧延を行わないと、ロールと鋼板との間の摩擦力によ
り、鋼板表層部に付加的剪断力が働き、その結果、鋼板
表層部に深絞り性に好ましくない｛110 ｝方位が優先的
に形成されるために、深絞り性が劣化する。よって、仕
上圧延は潤滑しつつ行うのが好ましい。
とγ→α変態により集合組織がランダム化し、優れた深
絞り性が得られず、一方、仕上圧延を600 ℃未満で終え
ても、より一層の深絞り性の向上は望めず圧延荷重が増
大するのみとなるので、仕上圧延はAr3 以下600 ℃以上
の温度域で行うことが好ましい。また、仕上圧延時に潤
滑圧延を行わないと、ロールと鋼板との間の摩擦力によ
り、鋼板表層部に付加的剪断力が働き、その結果、鋼板
表層部に深絞り性に好ましくない｛110 ｝方位が優先的
に形成されるために、深絞り性が劣化する。よって、仕
上圧延は潤滑しつつ行うのが好ましい。
【００４１】ついで、熱延板はコイル状に巻き取られ
る。なお、巻取工程を経た被処理材はコイルとも呼ばれ
る。熱延板の巻取温度（ＣＴ）は、高温ほど炭化物の粗
大化には有利であるが、700 ℃を超えると熱延板表面に
形成されるスケールが厚くなりスケール除去作業の負荷
が増大したり、窒化物形成が進行してコイル長手方向の
固溶Ｎ量の変動を招き、一方、400 ℃未満では巻取作業
が困難になる。このためＣＴは700 〜400 ℃とするのが
好ましい。
る。なお、巻取工程を経た被処理材はコイルとも呼ばれ
る。熱延板の巻取温度（ＣＴ）は、高温ほど炭化物の粗
大化には有利であるが、700 ℃を超えると熱延板表面に
形成されるスケールが厚くなりスケール除去作業の負荷
が増大したり、窒化物形成が進行してコイル長手方向の
固溶Ｎ量の変動を招き、一方、400 ℃未満では巻取作業
が困難になる。このためＣＴは700 〜400 ℃とするのが
好ましい。
【００４２】次いで、得られた熱延板を、連続焼鈍また
はバッチ焼鈍により再結晶焼鈍する。この焼鈍（熱延板
焼鈍）は、仕上圧延で行ったα域温間圧延により形成さ
れた圧延加工集合組織を再結晶させて、再結晶集合組織
を得るために行うものである。次いで、熱延板は冷間圧
延されて冷延板となる。冷間圧延の圧下率は、60％未満
では高ｒ値が期待できず、一方、95％を超えるとｒ値が
かえって低下するので、60〜95％とするのが好ましい。
はバッチ焼鈍により再結晶焼鈍する。この焼鈍（熱延板
焼鈍）は、仕上圧延で行ったα域温間圧延により形成さ
れた圧延加工集合組織を再結晶させて、再結晶集合組織
を得るために行うものである。次いで、熱延板は冷間圧
延されて冷延板となる。冷間圧延の圧下率は、60％未満
では高ｒ値が期待できず、一方、95％を超えるとｒ値が
かえって低下するので、60〜95％とするのが好ましい。
【００４３】次いで、冷延板は再結晶焼鈍される。この
焼鈍は、連続焼鈍ライン、連続溶融亜鉛めっきラインの
いずれかで行うのが好ましい。焼鈍条件は焼鈍温度650
℃以上×保持時間５秒以上とするのが好ましい。焼鈍温
度650 ℃以上、保持時間５秒以上のいずれかが満たされ
ないと再結晶が完了せず深絞り性が低下する。なお、さ
らに優れた深絞り性を得るには、焼鈍温度800 ℃以上×
保持時間５秒以上が好ましい。ただし、焼鈍温度が900
℃を超えると炭化物の再溶解が進行し固溶Ｃが過度に増
加するため遅時効性（耐常温時効性）が低下し、さら
に、α→γ変態が生じた場合は集合組織がランダム化し
てｒ値が低下し深絞り性が損なわれるため、焼鈍温度は
900 ℃以下とするのが好ましい。
焼鈍は、連続焼鈍ライン、連続溶融亜鉛めっきラインの
いずれかで行うのが好ましい。焼鈍条件は焼鈍温度650
℃以上×保持時間５秒以上とするのが好ましい。焼鈍温
度650 ℃以上、保持時間５秒以上のいずれかが満たされ
ないと再結晶が完了せず深絞り性が低下する。なお、さ
らに優れた深絞り性を得るには、焼鈍温度800 ℃以上×
保持時間５秒以上が好ましい。ただし、焼鈍温度が900
℃を超えると炭化物の再溶解が進行し固溶Ｃが過度に増
加するため遅時効性（耐常温時効性）が低下し、さら
に、α→γ変態が生じた場合は集合組織がランダム化し
てｒ値が低下し深絞り性が損なわれるため、焼鈍温度は
900 ℃以下とするのが好ましい。
【００４４】さらに、冷延鋼板を再結晶焼鈍して得られ
た冷延焼鈍板には、必要に応じて溶融亜鉛めっき、ある
いはさらに合金化処理を施すが、その場合、めっき処理
では、再結晶焼鈍後からめっき処理前までの冷却速度を
５℃/s以上とし、溶融亜鉛めっきする時の板温を400 〜
600 ℃とするのが好ましく、合金化処理では、処理温度
を400 〜600 ℃とし、処理時間を５〜40秒とするのが好
ましい。
た冷延焼鈍板には、必要に応じて溶融亜鉛めっき、ある
いはさらに合金化処理を施すが、その場合、めっき処理
では、再結晶焼鈍後からめっき処理前までの冷却速度を
５℃/s以上とし、溶融亜鉛めっきする時の板温を400 〜
600 ℃とするのが好ましく、合金化処理では、処理温度
を400 〜600 ℃とし、処理時間を５〜40秒とするのが好
ましい。
【００４５】なお、再結晶焼鈍後の冷延鋼板あるいは溶
融亜鉛めっき鋼板は、形状矯正、表面粗さ調整のために
これを調質圧延してもよい。この調質圧延の圧下率は10
％以下が好ましい。この圧下率が10％を超えるとｒ値が
低下するからである。
融亜鉛めっき鋼板は、形状矯正、表面粗さ調整のために
これを調質圧延してもよい。この調質圧延の圧下率は10
％以下が好ましい。この圧下率が10％を超えるとｒ値が
低下するからである。
【００４６】
【実施例】表２に示す組成になる鋼スラブを表３に示す
条件で熱間圧延し板厚3.5mm の熱延板とした。これらの
熱延板を表３に示す条件で冷間圧延して板厚0.7mm の冷
延板とし、これらの冷延板を同表に示す条件で再結晶焼
鈍し、うち一部につきさらに同表に示す条件で溶融亜鉛
めっきあるいは合金化溶融亜鉛めっきを施した。
条件で熱間圧延し板厚3.5mm の熱延板とした。これらの
熱延板を表３に示す条件で冷間圧延して板厚0.7mm の冷
延板とし、これらの冷延板を同表に示す条件で再結晶焼
鈍し、うち一部につきさらに同表に示す条件で溶融亜鉛
めっきあるいは合金化溶融亜鉛めっきを施した。
【００４７】得られた製品板について、固溶Ｎ量、微視
組織、引張特性、歪時効硬化特性を調査した。調査に用
いた試験方法を以下に記す。 (1) 固溶Ｎ量 化学分析により求めた鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し
引いて求めた。析出Ｎ量は、上記した定電位電解法を用
いた分析法により求めた。
組織、引張特性、歪時効硬化特性を調査した。調査に用
いた試験方法を以下に記す。 (1) 固溶Ｎ量 化学分析により求めた鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し
引いて求めた。析出Ｎ量は、上記した定電位電解法を用
いた分析法により求めた。
【００４８】(2) 微視組織 各製品板から試験片を採取し、Ｌ方向（圧延方向）に直
交する断面（Ｃ断面）について、光学顕微鏡あるいは走
査型電子顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、画像解析装
置を用いてフェライト相の体積率と結晶粒径を求めた。
結晶粒径は、Ｃ断面の組織写真からASTM規定の求積法に
より算出した値またはASTM規定の切断法により求めた公
称粒径のうち、いずれか大きい方を採用した。
交する断面（Ｃ断面）について、光学顕微鏡あるいは走
査型電子顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、画像解析装
置を用いてフェライト相の体積率と結晶粒径を求めた。
結晶粒径は、Ｃ断面の組織写真からASTM規定の求積法に
より算出した値またはASTM規定の切断法により求めた公
称粒径のうち、いずれか大きい方を採用した。
【００４９】(3) 引張特性 各製品板からJIS ５号試験片をＬ方向に採取し、JIS Z
2241の規定に準拠して歪速度：３×10-3/sで引張試験を
行ってＹＳ，ＴＳ，Ｅｌを求めた。また、ｒ値は、各製
品板からＬ方向、Ｄ方向（Ｌ方向に対し45°方向）、Ｃ
方向（Ｌ方向に対し90°方向）に各々JIS ５号試験片を
採取し、各試験片に15％引張歪を付与して求めた各方向
の値（ｒL ，ｒD ，ｒC ）を式：（ｒL ＋２ｒD ＋
ｒC ）／４で平均して求めた。
2241の規定に準拠して歪速度：３×10-3/sで引張試験を
行ってＹＳ，ＴＳ，Ｅｌを求めた。また、ｒ値は、各製
品板からＬ方向、Ｄ方向（Ｌ方向に対し45°方向）、Ｃ
方向（Ｌ方向に対し90°方向）に各々JIS ５号試験片を
採取し、各試験片に15％引張歪を付与して求めた各方向
の値（ｒL ，ｒD ，ｒC ）を式：（ｒL ＋２ｒD ＋
ｒC ）／４で平均して求めた。
【００５０】(4) 歪時効硬化特性 各製品板からJIS ５号試験片をＬ方向に採取し、５％引
張予歪後170 ℃×20min の熱処理を施したのち、歪速
度：３×10-3/sで引張試験して降伏強さＹＳBH、と引張
強さＴＳBHを求め、ＢＨ＝ＹＳBH−ＹＳ5%、ΔＴＳ＝Ｔ
ＳBH−ＴＳを算出した。なお、ＹＳ5%＝製品板の５％引
張変形応力、である。
張予歪後170 ℃×20min の熱処理を施したのち、歪速
度：３×10-3/sで引張試験して降伏強さＹＳBH、と引張
強さＴＳBHを求め、ＢＨ＝ＹＳBH−ＹＳ5%、ΔＴＳ＝Ｔ
ＳBH−ＴＳを算出した。なお、ＹＳ5%＝製品板の５％引
張変形応力、である。
【００５１】結果を表４に示す。同表より、本発明の実
施例では、ＴＳ×ｒ値≧750MPa（ＢとNb,Ti,V の１種ま
たは２種以上とを複合添加したものではさらにＴＳ×ｒ
値≧850MPa）、ＢＨ≧80MPa 、ΔＴＳ≧40MPa をすべて
満たすが、比較例ではこれら３特性の１つ以上が実施例
のレベルに達しない。
施例では、ＴＳ×ｒ値≧750MPa（ＢとNb,Ti,V の１種ま
たは２種以上とを複合添加したものではさらにＴＳ×ｒ
値≧850MPa）、ＢＨ≧80MPa 、ΔＴＳ≧40MPa をすべて
満たすが、比較例ではこれら３特性の１つ以上が実施例
のレベルに達しない。
【００５２】
【表２】
【００５３】
【表３】
【００５４】
【表４】
【００５５】
【発明の効果】本発明によれば、プレス成形時に優れた
深絞り性を確保しつつ、プレス成形-熱処理によりＴＳ
が大きく増加する冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板
（合金化したものも含む）を工業的に製造できるという
優れた効果を奏する。
深絞り性を確保しつつ、プレス成形-熱処理によりＴＳ
が大きく増加する冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板
（合金化したものも含む）を工業的に製造できるという
優れた効果を奏する。
【図１】ＴＳ×ｒ値、ＢＨ、ΔＴＳとN/(Al+Nb+B) との
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
【図２】ＴＳ×ｒ値、ＢＨ、ΔＴＳとＢ量との関係を示
すグラフである。
すグラフである。
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） Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06 38/14 38/14 (72)発明者 登坂 章男 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA04 EA15 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EA32 EB02 EB03 EB06 EB08 EB09 FA02 FA03 FB03 FC02 FC03 FC04 FE01 FE02 FE03 FF02 FF03 FH01 FJ06 FK02 FK03 GA05 JA02
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.02
50％、Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.
01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、
かつN/Al：0.30以上、固溶Ｎ：0.0010％以上で残部Feお
よび不可避的不純物からなる組成を有し、ＴＳ×ｒ値：
750MPa以上であることを特徴とする歪時効硬化特性に優
れた深絞り用冷延鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.02
50％、Ｂ：0.0003〜0.0015％、Al：0.005 〜0.020 ％、
Si：1.0 ％以下、Mn：0.01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.01％以下を含み、さらに、Nb：0.005 〜0.050
％、Ti：0.005〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜0.10％のうち
１種または２種以上を含有し、かつN/(Al+Nb+Ti+V+B)：
0.30以上、固溶Ｎ：0.0010％以上で残部Feおよび不可避
的不純物からなる組成を有し、ＴＳ×ｒ値：850MPa以上
であることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた深絞り
用冷延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の冷延鋼板の表
面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を
有する溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項４】 Ｃ：0.008 ％以下、Ｎ： 0.0050 〜0.02
50％、Al：0.005 〜0.020 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.
01〜1.0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下を含み、
あるいはさらに、Ｂ：0.0003〜0.0015％と共に、Nb：0.
005 〜0.050％、Ti：0.005 〜0.070 ％、Ｖ：0.005 〜
0.10％のうち１種または２種以上を含み、かつN/(Al+Nb
+Ti+V+B)：0.30以上になる組成を有する鋼素材を、950
℃以上に加熱後、粗圧延終了温度を1000℃以下Ar3 以上
として粗圧延し続いてAr3 以下600 ℃以上の温度域で潤
滑しつつ仕上圧延して巻き取り、その際粗圧延開始から
仕上圧延終了までの全圧下率を80％以上とし、得られた
熱延板を再結晶焼鈍し、次いで圧下率60〜95％で冷間圧
延し、得られた冷延板を再結晶焼鈍することを特徴とす
る歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方
法。 - 【請求項５】 請求項４記載の冷延板を再結晶焼鈍した
後、得られた冷延焼鈍板に溶融亜鉛めっき、あるいはさ
らに合金化処理を施すことを特徴とする歪時効硬化特性
に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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| JP2000156274A JP4524859B2 (ja) | 2000-05-26 | 2000-05-26 | 歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 |
| DE60121234T DE60121234T2 (de) | 2000-05-26 | 2001-02-14 | Kaltgewalztes Stahlblech und Zinkblech mit Reckalterungseigenschaften und Verfahren zur dessen Herstellung |
| TW090103293A TW565621B (en) | 2000-05-26 | 2001-02-14 | Cold-rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain age hardenability property and method for producing the same |
| DE60121233T DE60121233T2 (de) | 2000-05-26 | 2001-02-14 | Hochfestes Kaltgewalztes Stahlblech mit hoch r-Wert, exzellenter Reckalterungseigenschaften und Alterungsbeständigkeit sowie Verfahren zur dessen Herstellung |
| DE60121162T DE60121162T2 (de) | 2000-05-26 | 2001-02-14 | Kaltgewalztes stahlblech und galvanisiertes stahlblech mit guten reckalterungseigenschaften und herstellungsverfahren dafür |
| EP01906128A EP1291448B1 (en) | 2000-05-26 | 2001-02-14 | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same |
| KR1020027001080A KR20020019124A (ko) | 2000-05-26 | 2001-02-14 | 변형시효 경화특성을 갖는 냉연강판 및 아연도금강판, 및이들의 제조방법 |
| US10/031,426 US20030015263A1 (en) | 2000-05-26 | 2001-02-14 | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same |
| CA002379698A CA2379698C (en) | 2000-05-26 | 2001-02-14 | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain age hardenability |
| PCT/JP2001/001004 WO2001090431A1 (fr) | 2000-05-26 | 2001-02-14 | Tole d'acier laminee a froid et tole d'acier galvanisee possedant des proprietes de durcissement par ecrouissage et par precipitation et procede de production associe |
| EP04023082A EP1498506B1 (en) | 2000-05-26 | 2001-02-14 | High tensile strength cold-rolled steel sheet having a high r-value, excellent strain age hardenability and natural aging resistance and method of producing the same |
| EP04023101A EP1498507B1 (en) | 2000-05-26 | 2001-02-14 | Cold-rolled steel sheet and galvanized steel sheet having excellent strain age hardenability and method of producing the same |
| CNB018021867A CN1158398C (zh) | 2000-05-26 | 2001-02-14 | 具有应变时效硬化特性的冷轧钢板、镀锌钢板及其制造方法 |
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| US10/655,288 US20040261920A1 (en) | 2000-05-26 | 2003-09-04 | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain age hardenability and method of producing the same |
| US10/654,775 US7101445B2 (en) | 2000-05-26 | 2003-09-04 | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain age hardenability and method of producing the same |
| US10/655,394 US20040105997A1 (en) | 2000-05-26 | 2003-09-04 | Cold-rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain age hardenability and method of producing the same |
| US10/655,361 US7067023B2 (en) | 2000-05-26 | 2003-09-04 | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain age hardenability and method of producing the same |
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| JP2000156274A JP4524859B2 (ja) | 2000-05-26 | 2000-05-26 | 歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| JP2003064445A (ja) * | 2001-08-22 | 2003-03-05 | Kawasaki Steel Corp | 成形後強度上昇熱処理能と深絞り性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2003064447A (ja) * | 2001-08-22 | 2003-03-05 | Kawasaki Steel Corp | 成形後強度上昇熱処理能と深絞り性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011174101A (ja) * | 2010-02-23 | 2011-09-08 | Jfe Steel Corp | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
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