JP2823974B2 - 常温非時効ｂｈ型絞り用高張力冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
常温非時効ｂｈ型絞り用高張力冷延鋼板及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、たとえば、自動車の
パネル用など、プレス成形が要求される用途に適合し、
さらに、近年需要が増大している合金化溶融亜鉛めっき
鋼板用の原板としても好適な、ＴＳ 45 kgf/mm2 以上の
常温非時効ＢＨ型絞り用高張力冷延鋼板及びその製造方
法を提案するものである。
パネル用など、プレス成形が要求される用途に適合し、
さらに、近年需要が増大している合金化溶融亜鉛めっき
鋼板用の原板としても好適な、ＴＳ 45 kgf/mm2 以上の
常温非時効ＢＨ型絞り用高張力冷延鋼板及びその製造方
法を提案するものである。
【０００２】近年の絞り用冷延鋼板に対する要求特性と
しては、 ・軽量化、コストダウン及び安全性の向上を目的とした
高強度化、 ・耐食性の向上による長寿命化を目的とした、とくに量
産が容易で耐食性にも優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板
のめっき原板としての適正化 などがあり、これらへの対応が望まれている。
しては、 ・軽量化、コストダウン及び安全性の向上を目的とした
高強度化、 ・耐食性の向上による長寿命化を目的とした、とくに量
産が容易で耐食性にも優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板
のめっき原板としての適正化 などがあり、これらへの対応が望まれている。
【０００３】
【従来の技術】これまで、加工用冷延鋼板を高強度化す
る方法としては、 ・Ｐ、Mnなどによる固溶強化、 ・マルテンサイトなどの複合組織化による強化、 ・Cuなどによる析出強化、 などがその代表的なものとして知られている。しかし、
上記において、固溶強化は、高強度とともに加工性の劣
化を伴うので、絞り用鋼板への適用には限界があり、Ｔ
Ｓ 40kgf/mm2程度がその上限である。しかも加工性の劣
化の少ないもっとも有効な強化成分であるＰは、亜鉛め
っき性を著しく阻害するなどの問題を有している。ま
た、従来の複合組織強化は、第２相のマルテンサイトや
ベイナイトを出現させるため、加工用向けにおいてもＣ
を比較的多量（0.05〜0.1 wt％程度) に必要とする。こ
のためランクフォード値（ｒ値）の劣化が著しく、絞り
加工には不適である。さらに、亜鉛めっきの合金化処理
（約 550℃) により、マルテンサイトやベイナイトが焼
き戻され、強度が低下するばかりでなく成型時にストレ
ッチャーストレインが発生するなどから合金化溶融亜鉛
めっき鋼板用原板としても不適である。さらに、析出強
化は、その製造行程において、最適析出条件で処理する
る必要があるため、しばしば工程を制約する。とくに工
程中に新たに析出処理工程を組み入れ必要がある場合に
は生産性を著しく阻害する。
る方法としては、 ・Ｐ、Mnなどによる固溶強化、 ・マルテンサイトなどの複合組織化による強化、 ・Cuなどによる析出強化、 などがその代表的なものとして知られている。しかし、
上記において、固溶強化は、高強度とともに加工性の劣
化を伴うので、絞り用鋼板への適用には限界があり、Ｔ
Ｓ 40kgf/mm2程度がその上限である。しかも加工性の劣
化の少ないもっとも有効な強化成分であるＰは、亜鉛め
っき性を著しく阻害するなどの問題を有している。ま
た、従来の複合組織強化は、第２相のマルテンサイトや
ベイナイトを出現させるため、加工用向けにおいてもＣ
を比較的多量（0.05〜0.1 wt％程度) に必要とする。こ
のためランクフォード値（ｒ値）の劣化が著しく、絞り
加工には不適である。さらに、亜鉛めっきの合金化処理
（約 550℃) により、マルテンサイトやベイナイトが焼
き戻され、強度が低下するばかりでなく成型時にストレ
ッチャーストレインが発生するなどから合金化溶融亜鉛
めっき鋼板用原板としても不適である。さらに、析出強
化は、その製造行程において、最適析出条件で処理する
る必要があるため、しばしば工程を制約する。とくに工
程中に新たに析出処理工程を組み入れ必要がある場合に
は生産性を著しく阻害する。
【０００４】なお、厳密には析出強化ではないが、固溶
Ｃの転位への集積による時効硬化、すなわち、焼付塗装
時に時効させる焼付硬化性（ＢＨ性）を利用した鋼板
が、その製造工程に負担がかからないため例外的に多用
されている。しかしながら、ＢＨにより降伏強度が３〜
５kgf/mm2 程度増加するため張り剛性は改善されるもの
の、ＢＨによる引張り強さの増加が１〜２kgf/mm2 程度
と小さいこと、加工前やめっき処理時での時効防止手段
を必要とすることなどの問題を有している。
Ｃの転位への集積による時効硬化、すなわち、焼付塗装
時に時効させる焼付硬化性（ＢＨ性）を利用した鋼板
が、その製造工程に負担がかからないため例外的に多用
されている。しかしながら、ＢＨにより降伏強度が３〜
５kgf/mm2 程度増加するため張り剛性は改善されるもの
の、ＢＨによる引張り強さの増加が１〜２kgf/mm2 程度
と小さいこと、加工前やめっき処理時での時効防止手段
を必要とすることなどの問題を有している。
【０００５】したがって、上記従来法では、絞り用とし
ての要求特性を満足するＴＳ45kgf/mm2 以上の高張力冷
延鋼板を得ることは困難であり、しかも、合金化溶融亜
鉛めっき鋼板用原板として好適なものはなかった。
ての要求特性を満足するＴＳ45kgf/mm2 以上の高張力冷
延鋼板を得ることは困難であり、しかも、合金化溶融亜
鉛めっき鋼板用原板として好適なものはなかった。
【０００６】このような状況のもと、発明者のうち１名
は他の４名と共同で、特開昭60−174852号公報に、新し
いタイプの冷延鋼板とその製造方法として、極低炭素鋼
板のα−γ２相温度域焼鈍による、フェライト相と低温
変態フェライト相の複合組織を有する深絞り性に優れる
複合組織冷延鋼板とその製造方法を提案開示した。この
鋼板は、第２相がマルテンサイトやベイナイトを有する
従来の複合組織鋼板とは異なり、その第２相は、単位密
度の高い低温変態フェライトであることが特徴である。
は他の４名と共同で、特開昭60−174852号公報に、新し
いタイプの冷延鋼板とその製造方法として、極低炭素鋼
板のα−γ２相温度域焼鈍による、フェライト相と低温
変態フェライト相の複合組織を有する深絞り性に優れる
複合組織冷延鋼板とその製造方法を提案開示した。この
鋼板は、第２相がマルテンサイトやベイナイトを有する
従来の複合組織鋼板とは異なり、その第２相は、単位密
度の高い低温変態フェライトであることが特徴である。
【０００７】その低温変態フェライトの形態は鋼成分に
より異なるが、光学顕微鏡観察によれば、 粒界が不
規則に角張った結晶粒状、 析出物のように粒界に添
って存在する結晶粒状、 引っかき傷状の模様を呈す
る結晶粒状又は結晶粒群状（比較的大きな第２相粒中に
亜粒界が多数見られる）、などのいずれかが単独又は複
合して分布しているもので、これらは、通常のフェライ
トとは明確に区別でき、さらに、粒内の腐食された色調
が、マルテンサイトやベイナイトとは異なり、通常のフ
ェライトとほとんど変わりないことから、マルテンサイ
トやベイナイトとも明確に区別できるものである。一
方、透過電子顕微鏡による観察によれば、低温変態フェ
ライトは、粒界及び／又は粒内の転位密度が非常に高
く、とくに、上記の形態のものは、転位密度が非常に
高い部分と比較的低い部分とが層状になっている。
より異なるが、光学顕微鏡観察によれば、 粒界が不
規則に角張った結晶粒状、 析出物のように粒界に添
って存在する結晶粒状、 引っかき傷状の模様を呈す
る結晶粒状又は結晶粒群状（比較的大きな第２相粒中に
亜粒界が多数見られる）、などのいずれかが単独又は複
合して分布しているもので、これらは、通常のフェライ
トとは明確に区別でき、さらに、粒内の腐食された色調
が、マルテンサイトやベイナイトとは異なり、通常のフ
ェライトとほとんど変わりないことから、マルテンサイ
トやベイナイトとも明確に区別できるものである。一
方、透過電子顕微鏡による観察によれば、低温変態フェ
ライトは、粒界及び／又は粒内の転位密度が非常に高
く、とくに、上記の形態のものは、転位密度が非常に
高い部分と比較的低い部分とが層状になっている。
【０００８】このような、フェライト相と低温変態フェ
ライト相の複合組織を有する鋼板は、第２相の低温変態
フェライトが、転位密度が高いだけで実質的にはフェラ
イトであるので、550 ℃程度の温度にさらされても、マ
ルテンサイトやベイナイトとは異なり、焼き戻しされる
ことはなく、このため合金化溶融亜鉛めっき鋼板用原板
としても好適である。さらに、この複合組織を有する鋼
板は、通常の高温で再結晶した極低炭素フェライトを母
相とするため、従来の複合組織を有する鋼板にくらべｒ
値が非常に高い点でも優れ、しかも内部に局所歪みを有
する複合組織であるため、ＢＨ性と、常温時効に対する
抵抗力、すなわち、常温非時効性とを合せ持っている。
ライト相の複合組織を有する鋼板は、第２相の低温変態
フェライトが、転位密度が高いだけで実質的にはフェラ
イトであるので、550 ℃程度の温度にさらされても、マ
ルテンサイトやベイナイトとは異なり、焼き戻しされる
ことはなく、このため合金化溶融亜鉛めっき鋼板用原板
としても好適である。さらに、この複合組織を有する鋼
板は、通常の高温で再結晶した極低炭素フェライトを母
相とするため、従来の複合組織を有する鋼板にくらべｒ
値が非常に高い点でも優れ、しかも内部に局所歪みを有
する複合組織であるため、ＢＨ性と、常温時効に対する
抵抗力、すなわち、常温非時効性とを合せ持っている。
【０００９】しかしながら、低温変態フェライトによる
強度上昇は、マルテンサイト等にくらべると小さく、絞
り用軟鋼板成分をベースとして考えた場合、ＴＳが45 k
gf／mm2 以上とするためには、強化成分の助けが必要で
ある。ところが、このような鋼板に、Mn, Nb, Ｂなどの
強化成分を多量に添加すると、加工性が劣化し易くな
り、とくに良加工性が得られる焼鈍温度範囲が著しくせ
ばめられ、生産性が阻害されるという問題があった。
強度上昇は、マルテンサイト等にくらべると小さく、絞
り用軟鋼板成分をベースとして考えた場合、ＴＳが45 k
gf／mm2 以上とするためには、強化成分の助けが必要で
ある。ところが、このような鋼板に、Mn, Nb, Ｂなどの
強化成分を多量に添加すると、加工性が劣化し易くな
り、とくに良加工性が得られる焼鈍温度範囲が著しくせ
ばめられ、生産性が阻害されるという問題があった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、前記した
ような、高温変態フェライト相と転位密度の高い低温変
態フェライト相の複合組織を有する鋼板の高強度化に伴
う加工性、生産性の劣化を有利に解決し、絞り性に優
れ、かつ、常温非時効ＢＨ型で、合金化溶融亜鉛めっき
鋼板用原板としても好適な高張力冷延鋼板及びその製造
方法を提案することを目的とする。
ような、高温変態フェライト相と転位密度の高い低温変
態フェライト相の複合組織を有する鋼板の高強度化に伴
う加工性、生産性の劣化を有利に解決し、絞り性に優
れ、かつ、常温非時効ＢＨ型で、合金化溶融亜鉛めっき
鋼板用原板としても好適な高張力冷延鋼板及びその製造
方法を提案することを目的とする。
【００１１】ここに、この鋼板の特性値としては、 ＴＳ≧ 45 kgf/mm2 ＴＳ×Ｅl ≧ 1800 kgf/mm2 ・％ ｒ値（平均）≧ 1.5 ＢＨ≧ 3.5 kgf/mm2 とし、さらに、焼鈍、合金化溶融亜鉛めっき、又は調質
圧延などの直後ではもちろんのこと、常温で６カ月放置
後でも、降伏点伸びが 0.5％未満であることを目標とす
る。
圧延などの直後ではもちろんのこと、常温で６カ月放置
後でも、降伏点伸びが 0.5％未満であることを目標とす
る。
【００１２】
【課題を解決するための手段】この発明の要旨は以下の
とおりである。 １．Ｃ：0.008 wt％超え、0.025 wt％以下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.1 wt％以上、2.0 wt％以下、 Nb：0.2 wt％以下、ただし、 Cwt％の５倍以上、 Ｂ：0.0003wt％以上、0.01wt％以下、 Al：0.005 wt％以上、0.10wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下及び Ｎ：0.007 wt％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、組
織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変態
フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが45 kgf／mm2 以
上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞り用高張
力冷延鋼板。
とおりである。 １．Ｃ：0.008 wt％超え、0.025 wt％以下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.1 wt％以上、2.0 wt％以下、 Nb：0.2 wt％以下、ただし、 Cwt％の５倍以上、 Ｂ：0.0003wt％以上、0.01wt％以下、 Al：0.005 wt％以上、0.10wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下及び Ｎ：0.007 wt％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、組
織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変態
フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが45 kgf／mm2 以
上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞り用高張
力冷延鋼板。
【００１３】２．Ｃ：0.008 wt％超え、0.025 wt％以
下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.1 wt％以上、2.0 wt％以下、 Ti：0.005 wt％以上で、かつ、下記(1) 式を満足し、さ
らに Nb：0.2 wt％以下、ただし、 Cwt％の５倍以上、 Ｂ：0.0003wt％以上、0.01wt％以下、 Al：0.005 wt％以上、0.10wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下、 Ｓ：0.050wt ％以下及び Ｎ：0.007 wt％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、組
織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変態
フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが45 kgf／mm2 以
上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞り用高張
力冷延鋼板。 記 Ｔi wt％≦48/32 〔Ｓwt％〕＋48/14 〔Ｎwt％〕 ─────── (1)
下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.1 wt％以上、2.0 wt％以下、 Ti：0.005 wt％以上で、かつ、下記(1) 式を満足し、さ
らに Nb：0.2 wt％以下、ただし、 Cwt％の５倍以上、 Ｂ：0.0003wt％以上、0.01wt％以下、 Al：0.005 wt％以上、0.10wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下、 Ｓ：0.050wt ％以下及び Ｎ：0.007 wt％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、組
織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変態
フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが45 kgf／mm2 以
上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞り用高張
力冷延鋼板。 記 Ｔi wt％≦48/32 〔Ｓwt％〕＋48/14 〔Ｎwt％〕 ─────── (1)
【００１４】３．Ｃ：0.008 wt％超え、0.025 wt％以
下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.1 wt％以上、2.0 wt％以下、 Ti：下記(2)t式を満足する範囲で含有し、さらに Nb：0.2 wt％以下、ただし、下記(3) 式で計算されるＣ
* wt％の５倍以上、 Ｂ：0.0003wt％以上、0.01wt％以下、 Al：0.005 wt％以上、0.10wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下、 Ｓ：0.050wt ％以下及び Ｎ：0.007 wt％以下 とを含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、
組織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変
態フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが45kgf／mm2
以上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞り用高
張力冷延鋼板。 記 48/12〔Ｃwt％〕+48/32〔Ｓwt％〕+48/14〔Ｎwt％〕＞Tiwt％＞48/32 〔Ｓwt％〕＋48/14 〔Ｎwt％〕 ────── (2) C * wt ％＝〔Ｃwt％〕+12/32〔Ｓwt％〕+12/14〔Ｎwt％〕−12/48 〔Tiwt％ ────── (3)
下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.1 wt％以上、2.0 wt％以下、 Ti：下記(2)t式を満足する範囲で含有し、さらに Nb：0.2 wt％以下、ただし、下記(3) 式で計算されるＣ
* wt％の５倍以上、 Ｂ：0.0003wt％以上、0.01wt％以下、 Al：0.005 wt％以上、0.10wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下、 Ｓ：0.050wt ％以下及び Ｎ：0.007 wt％以下 とを含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、
組織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変
態フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが45kgf／mm2
以上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞り用高
張力冷延鋼板。 記 48/12〔Ｃwt％〕+48/32〔Ｓwt％〕+48/14〔Ｎwt％〕＞Tiwt％＞48/32 〔Ｓwt％〕＋48/14 〔Ｎwt％〕 ────── (2) C * wt ％＝〔Ｃwt％〕+12/32〔Ｓwt％〕+12/14〔Ｎwt％〕−12/48 〔Tiwt％ ────── (3)
【００１５】４．上記１，２及び３の組成になる、それ
ぞれの熱延板を、60％以上の圧下率で冷延後、γ変態開
始温度以上、ＡC3変態点未満の温度範囲での焼鈍につづ
いて、５℃／秒以上、100 ℃／秒以下の速度で冷却する
ことを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞り用高張力冷延鋼
板の製造方法。
ぞれの熱延板を、60％以上の圧下率で冷延後、γ変態開
始温度以上、ＡC3変態点未満の温度範囲での焼鈍につづ
いて、５℃／秒以上、100 ℃／秒以下の速度で冷却する
ことを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞り用高張力冷延鋼
板の製造方法。
【００１６】
【作用】この発明は、前にも述べたように、通常の高温
変態フェライト相と転位密度の高い低温変態フェライト
相の複合組織を有する鋼板の、高強度化に伴う加工性の
劣化を改善しようとするもので、その改善には、Ｃ及び
Nbの適量添加が有効であることを見出したことによるも
のである。
変態フェライト相と転位密度の高い低温変態フェライト
相の複合組織を有する鋼板の、高強度化に伴う加工性の
劣化を改善しようとするもので、その改善には、Ｃ及び
Nbの適量添加が有効であることを見出したことによるも
のである。
【００１７】まず、Ｃの効果について実験結果をもとに
述べる。表１に示す主としてＣ含有量の異なる２種類の
成分組成になる連鋳スラブを用い、以下に示す条件で冷
延板を製造し、引張り特性を調査した。
述べる。表１に示す主としてＣ含有量の異なる２種類の
成分組成になる連鋳スラブを用い、以下に示す条件で冷
延板を製造し、引張り特性を調査した。
【００１８】
【表１】
【００１９】製造条件 ・熱間圧延 スラブ加熱温度 (SRT) : 1200 ℃ 熱延終了温度 (FDT) : 900 ℃ コイル巻取り温度(CT) : 650 ℃ 仕上げ板厚 ： 3.2 mm ・冷間圧延 圧下率 ： 78 ％ 最終板厚 ： 0.7 mm ・連続焼鈍 加熱温度 ：Ａ鋼 880〜920 ℃（５
℃刻み) ：Ｂ鋼 910〜950 ℃（５℃刻み) 冷却速度 ： 30 ℃／秒
℃刻み) ：Ｂ鋼 910〜950 ℃（５℃刻み) 冷却速度 ： 30 ℃／秒
【００２０】この調査結果を図１に示す。図１は TS -
ElバランスにおよぼすＣの影響を示したものである。図
１から明らかなように、Ｃ含有量が 0.0036 wt％と少な
いＢ鋼は、ＴＳが45 kgf/mm2近傍でＥl が急激に低下
し、かつ、この値以上のＴＳが得られていないのに対
し、Ｃ含有量が 0.011wt％のＡ鋼は、Ｅl の急激な低下
は見られず、TS- El バランスも良好で、45 kgf/mm2以
上のＴＳが得られている。したがって、Ａ鋼は、高強度
化及び２相域焼鈍における材質安定性に優れていること
がわかる。
ElバランスにおよぼすＣの影響を示したものである。図
１から明らかなように、Ｃ含有量が 0.0036 wt％と少な
いＢ鋼は、ＴＳが45 kgf/mm2近傍でＥl が急激に低下
し、かつ、この値以上のＴＳが得られていないのに対
し、Ｃ含有量が 0.011wt％のＡ鋼は、Ｅl の急激な低下
は見られず、TS- El バランスも良好で、45 kgf/mm2以
上のＴＳが得られている。したがって、Ａ鋼は、高強度
化及び２相域焼鈍における材質安定性に優れていること
がわかる。
【００２１】ところで、従来から、Ｃ含有量を増加する
とｒ値の著しい低下が不可避であるということが信じら
れてきた。実際に、この実験での高温変態フェライト相
と低温変態フェライト相の複合組織を有する鋼板におい
ても、Ｃ含有量の増加によりｒ値は低下することが一般
的である。
とｒ値の著しい低下が不可避であるということが信じら
れてきた。実際に、この実験での高温変態フェライト相
と低温変態フェライト相の複合組織を有する鋼板におい
ても、Ｃ含有量の増加によりｒ値は低下することが一般
的である。
【００２２】しかし、発明者らは、Ｃ含有量が 0.025wt
％以下の高温変態フェライト相と低温変態フェライト相
の複合組織を有する鋼板においては、このｒ値の低下を
回避できる手段のあることを突きとめた。
％以下の高温変態フェライト相と低温変態フェライト相
の複合組織を有する鋼板においては、このｒ値の低下を
回避できる手段のあることを突きとめた。
【００２３】以下にその実験結果について述べる。表２
に示す、Ｎb の含有量を変えたグループＣ、及びＴi の
含有量を変えたグループＤの成分組成になる鋼スラブ
を、以下に示す条件で製造した製品板についてｒ値を測
定した。
に示す、Ｎb の含有量を変えたグループＣ、及びＴi の
含有量を変えたグループＤの成分組成になる鋼スラブ
を、以下に示す条件で製造した製品板についてｒ値を測
定した。
【００２４】
【表２】
【００２５】製造条件 ・熱間圧延 ＳＲＴ： 1250 ℃ ＦＤＴ： 900 ℃ ＣＴ ： 620 ℃ 仕上げ板厚： 3.5 mm ・冷間圧延 圧下率 : 80 ％ 仕上げ板厚： 0.7mm ・連続焼鈍 加熱温度 ： 910℃ 冷却速度 ： 95 ℃／秒 ・調質圧延 伸び率 ： 0.8％ 上記ｒ値の測定結果を図２に示す。図２は、ｒ値におよ
ぼすＮb 及びＴi の影響を示したものである。図２にお
いて、Ｔi * は有効Ｔi でＴi * ＝〔Ti〕−48/32
〔Ｓ〕−48/14〔Ｎ〕で計算した値である。図２から明
らかなように、Ｎb を含有させた場合（Ｃグループ）、
すなわち、ＣをＮb で固定した場合に高いｒ値が得られ
ることがわかる。
ぼすＮb 及びＴi の影響を示したものである。図２にお
いて、Ｔi * は有効Ｔi でＴi * ＝〔Ti〕−48/32
〔Ｓ〕−48/14〔Ｎ〕で計算した値である。図２から明
らかなように、Ｎb を含有させた場合（Ｃグループ）、
すなわち、ＣをＮb で固定した場合に高いｒ値が得られ
ることがわかる。
【００２６】この場合のＮb の役割については以下のよ
うに推定される。ｒ値を結晶粒成長性との関連で捉えた
場合、焼鈍中のα単相温度域では、軟鋼板の場合と同様
粒成長性が良好であるほどｒ値は高くなる。この観点か
らはＣの固定成分の添加が有利である。一方、α−γ共
存温度域においては、ｒ値の低下を防止するためにγ相
の粗大化を抑制することが必要であり、そのためには、
Ｃが固溶状態である方が有利である。Ｎb によるＣの固
定は、ちようどγ変態温度域付近を境にＮb Ｃが分解す
ることから、これ以上の温度ではＣを固溶状態にし、上
記の最適条件を作り出すものと考えられる。
うに推定される。ｒ値を結晶粒成長性との関連で捉えた
場合、焼鈍中のα単相温度域では、軟鋼板の場合と同様
粒成長性が良好であるほどｒ値は高くなる。この観点か
らはＣの固定成分の添加が有利である。一方、α−γ共
存温度域においては、ｒ値の低下を防止するためにγ相
の粗大化を抑制することが必要であり、そのためには、
Ｃが固溶状態である方が有利である。Ｎb によるＣの固
定は、ちようどγ変態温度域付近を境にＮb Ｃが分解す
ることから、これ以上の温度ではＣを固溶状態にし、上
記の最適条件を作り出すものと考えられる。
【００２７】なお、前記表１及び表２の各鋼とも、γ変
態開始温度以上の２相域焼鈍では、第２相（低温変態フ
ェライト相）が１〜70％出現し、常温非時効性及びＢＨ
性を示した。また、これらの第２相の形態は、Ｃ，Ｔi
及びＮb の含有量により前記した３種類のいずれかの形
態が単独又は複合した形であらわれるが、その形態や結
晶粒の絶対的な大きさと加工性との間にはさしたる相関
は認められなかった。
態開始温度以上の２相域焼鈍では、第２相（低温変態フ
ェライト相）が１〜70％出現し、常温非時効性及びＢＨ
性を示した。また、これらの第２相の形態は、Ｃ，Ｔi
及びＮb の含有量により前記した３種類のいずれかの形
態が単独又は複合した形であらわれるが、その形態や結
晶粒の絶対的な大きさと加工性との間にはさしたる相関
は認められなかった。
【００２８】ただし、強化成分を比較的多量に含有した
鋼では、第２相粒径が母相（高温変態フェライト相）粒
径より大きく成長する傾向にあり、平均して母相粒径の
３倍を超える大きさになるが、この発明の成分組成範囲
にあり優れた加工性を示す鋼板にあっては、第２相粒径
が平均して母相粒径の３倍以下であった。このことは、
先に述べたα粒成長促進・γ粒成長抑制が、材質に好影
響をおよぼすという考えを支持するものである。
鋼では、第２相粒径が母相（高温変態フェライト相）粒
径より大きく成長する傾向にあり、平均して母相粒径の
３倍を超える大きさになるが、この発明の成分組成範囲
にあり優れた加工性を示す鋼板にあっては、第２相粒径
が平均して母相粒径の３倍以下であった。このことは、
先に述べたα粒成長促進・γ粒成長抑制が、材質に好影
響をおよぼすという考えを支持するものである。
【００２９】つぎに、この発明の成分組成の限定理由に
ついて記す。 Ｃ：0.008 wt％超え〜 0.025wt％ Ｃは、0.008 wt％以下では加工性を損わずに高強度が得
られない。一方、0.025 wt％を超えるとｒ値の劣化を抑
制できず、また、第２相がマルテンサイト化するため合
金化溶融亜鉛めっき処理を施すと軟化・常温歪時効など
の弊害がでる。したがって、その含有量は 0.008wt％超
え、0.025 wt％以下とする。
ついて記す。 Ｃ：0.008 wt％超え〜 0.025wt％ Ｃは、0.008 wt％以下では加工性を損わずに高強度が得
られない。一方、0.025 wt％を超えるとｒ値の劣化を抑
制できず、また、第２相がマルテンサイト化するため合
金化溶融亜鉛めっき処理を施すと軟化・常温歪時効など
の弊害がでる。したがって、その含有量は 0.008wt％超
え、0.025 wt％以下とする。
【００３０】Si : 1.0wt％以下 Siは、1.0 wt％を超えると変態点が上昇し高温焼鈍が必
要になる。また、溶融亜鉛めっき向けの用途ではめっき
がつきにくくなる。したがって、その含有量は1.0 wt％
以下とする。ただし、強度を上げ、強度−伸びバランス
を多小改善するので 0.05 wt％以上含有させることが好
ましい。これは、第２相へのＣの濃度を促進するためと
考えられる。
要になる。また、溶融亜鉛めっき向けの用途ではめっき
がつきにくくなる。したがって、その含有量は1.0 wt％
以下とする。ただし、強度を上げ、強度−伸びバランス
を多小改善するので 0.05 wt％以上含有させることが好
ましい。これは、第２相へのＣの濃度を促進するためと
考えられる。
【００３１】Mn : 0.1〜2.0 wt％ Mnは、0.1 wt％未満では有害な硫化物 (FeS)が形成され
る。また、2.0 wt％を超えると強度−伸びバランスが極
度に悪くなる。したがって、その含有量は 0.1wt％以
上、2.0 wt％以下とするが、望ましくは1.0 wt％以下が
好ましい。
る。また、2.0 wt％を超えると強度−伸びバランスが極
度に悪くなる。したがって、その含有量は 0.1wt％以
上、2.0 wt％以下とするが、望ましくは1.0 wt％以下が
好ましい。
【００３２】Nb : 0.2wt％以下、ただし、Ｃ* の５倍以
上 Nbは、Ｂとの共存で、低温変態フェライトの形成を促進
するため不可欠の成分である。Nbを固溶Ｃの５倍以上
（重量％）含有させることにより、前記したように、焼
鈍時の初期には炭化物として存在して固溶Ｃによるｒ値
の劣化を防止し、後期においては、炭化物が分解してＢ
Ｈ性を付与するという、この発明にとって最も重要な働
きをする。しかし、0.2 wt％を超えて含有させると加工
性に対する悪影響が顕著となり、また、コスト高ともな
る。したがって、その含有量は 0.2wt％以下、ただし、
Ｃ* の５倍以上とする。ここに、Ｃ* は、Ｔi が、Ｔi
＝48/32 〔Ｓ〕＋48/14 〔Ｎ〕以下の場合、Ｃ* ＝
〔Ｃ〕、この式を超える場合、Ｃ* ＝〔Ｃ〕＋12/32
〔Ｓ〕＋12/48 〔Ｎ〕−12/48 〔Ti〕である。
上 Nbは、Ｂとの共存で、低温変態フェライトの形成を促進
するため不可欠の成分である。Nbを固溶Ｃの５倍以上
（重量％）含有させることにより、前記したように、焼
鈍時の初期には炭化物として存在して固溶Ｃによるｒ値
の劣化を防止し、後期においては、炭化物が分解してＢ
Ｈ性を付与するという、この発明にとって最も重要な働
きをする。しかし、0.2 wt％を超えて含有させると加工
性に対する悪影響が顕著となり、また、コスト高ともな
る。したがって、その含有量は 0.2wt％以下、ただし、
Ｃ* の５倍以上とする。ここに、Ｃ* は、Ｔi が、Ｔi
＝48/32 〔Ｓ〕＋48/14 〔Ｎ〕以下の場合、Ｃ* ＝
〔Ｃ〕、この式を超える場合、Ｃ* ＝〔Ｃ〕＋12/32
〔Ｓ〕＋12/48 〔Ｎ〕−12/48 〔Ti〕である。
【００３３】Ｂ：0.0003〜0.01wt％ Ｂは、Nbとの共存で低温変態フェライトの形成を促進す
るため不可欠の成分であるが、0.0003wt％以下では効果
がなく、また、0.01wt％を超えると加工性への悪影響が
顕著になる。したがって、その含有量は0.0003 wt％以
上、0.01wt％以下とする。
るため不可欠の成分であるが、0.0003wt％以下では効果
がなく、また、0.01wt％を超えると加工性への悪影響が
顕著になる。したがって、その含有量は0.0003 wt％以
上、0.01wt％以下とする。
【００３４】Ａl : 0.005 〜0.10wt％ Ａl は、精錬時の脱酸に必要な成分で、そのためには
0.005wt％以上含有させることを必要とするが、0.10wt
％を超えて含有させると介在物が増加し、材質を劣化さ
せる。したがって、その含有量は 0.005wt％以上 0.10
wt％以下とする。
0.005wt％以上含有させることを必要とするが、0.10wt
％を超えて含有させると介在物が増加し、材質を劣化さ
せる。したがって、その含有量は 0.005wt％以上 0.10
wt％以下とする。
【００３５】Ｐ：0.1 wt％以下 Ｐは、0.1 wt％を超えて含有させると偏析による表面欠
陥が顕著になるばかりでなく、溶融亜鉛めっき向けの用
途ではめっきがつきにくくなる。また、第２相による強
化を弱める点不利である。したがって、その含有量は
0.1wt％以下とするが、望ましくは0.05wt％以下が好ま
しい。
陥が顕著になるばかりでなく、溶融亜鉛めっき向けの用
途ではめっきがつきにくくなる。また、第２相による強
化を弱める点不利である。したがって、その含有量は
0.1wt％以下とするが、望ましくは0.05wt％以下が好ま
しい。
【００３６】Ｎ：0.007 wt％以下、 Ｎは、0.007 wt％を超えると加工性、常温非時効性を劣
化させ、また、ＢＮの形成によりＢの歩止りを悪くす
る。したがって、その含有量は 0.007wt％以下とする。
化させ、また、ＢＮの形成によりＢの歩止りを悪くす
る。したがって、その含有量は 0.007wt％以下とする。
【００３７】Ｔi: 0.005〜Tiwt％＜48/12 〔Ｃwt％〕＋
48/32 〔Ｓwt％〕＋48/14 〔Ｎwt％〕Ｔi は、Ｓ，Ｎを
固定し、Ｂ歩止りの向上及び材質への悪影響を抑制す
る。さらに余剰のＴi が存在する場合、すなわち、Ｔi
wt％＞48/32 〔Ｓwt％〕+ 48/14〔Ｎwt％〕の場合に
は、Ｎb より効率よく固溶Ｃを固定するので、0.005 wt
％以上含有させることで、より優れた加工性が期待でき
る。しかし、多量に含有させると表面欠陥を生じやす
く、さらにＴi 炭化物は分解し難いので、固溶Ｃを全て
Ｔi で固定してしまうとＢＨ性が得られず、Ｎb により
Ｃを固定したときの特有の現象と思われる高いｒ値も得
られなくなる。したがって、その含有量は0.005wt％以
上で、かつ、Ｔi wt％＜48/12 〔Ｃwt％〕+ 48/32 〔Ｓ
wt％〕+ 48/14〔Ｎwt％〕で計算される値以下とする。 Ｓ：0.050wt ％以下 Ｓは熱間加工脆化を起こすので、上限を0.050 ％とす
る。またTiでＳを析出させた場合でも、Ｓが0.050 ％を
超えると介在物が増加することによる加工性劣化を引き
おこす。
48/32 〔Ｓwt％〕＋48/14 〔Ｎwt％〕Ｔi は、Ｓ，Ｎを
固定し、Ｂ歩止りの向上及び材質への悪影響を抑制す
る。さらに余剰のＴi が存在する場合、すなわち、Ｔi
wt％＞48/32 〔Ｓwt％〕+ 48/14〔Ｎwt％〕の場合に
は、Ｎb より効率よく固溶Ｃを固定するので、0.005 wt
％以上含有させることで、より優れた加工性が期待でき
る。しかし、多量に含有させると表面欠陥を生じやす
く、さらにＴi 炭化物は分解し難いので、固溶Ｃを全て
Ｔi で固定してしまうとＢＨ性が得られず、Ｎb により
Ｃを固定したときの特有の現象と思われる高いｒ値も得
られなくなる。したがって、その含有量は0.005wt％以
上で、かつ、Ｔi wt％＜48/12 〔Ｃwt％〕+ 48/32 〔Ｓ
wt％〕+ 48/14〔Ｎwt％〕で計算される値以下とする。 Ｓ：0.050wt ％以下 Ｓは熱間加工脆化を起こすので、上限を0.050 ％とす
る。またTiでＳを析出させた場合でも、Ｓが0.050 ％を
超えると介在物が増加することによる加工性劣化を引き
おこす。
【００３８】つぎに、この発明の製造工程を以下に述べ
る。スラブの製造は、常法の連鋳法又は造塊法でよく、
また、熱延も、通常の工程通りの、Ａr3変態点以上の仕
上げ温度で行なえばよい。
る。スラブの製造は、常法の連鋳法又は造塊法でよく、
また、熱延も、通常の工程通りの、Ａr3変態点以上の仕
上げ温度で行なえばよい。
【００３９】コイルの巻取り温度も特に規定するもので
はないが、Ｎb 炭化物を適度な粒径に析出させるために
は 600〜700 ℃の温度範囲が好適である。
はないが、Ｎb 炭化物を適度な粒径に析出させるために
は 600〜700 ℃の温度範囲が好適である。
【００４０】冷延においては、圧下率が60％未満では、
その後の焼鈍時における変態開始の遅延によるものと考
えられるが、第２相が粗大化し、前記した母相フェライ
ト粒径との比が３倍を超えてしまい、加工性が劣化す
る。したがって、冷延圧下率は60％以上を必要とする。
その後の焼鈍時における変態開始の遅延によるものと考
えられるが、第２相が粗大化し、前記した母相フェライ
ト粒径との比が３倍を超えてしまい、加工性が劣化す
る。したがって、冷延圧下率は60％以上を必要とする。
【００４１】焼鈍は、いうまでもなくγ変態開始温度よ
り高温で行なわなければ複合組織化しない。しかしα−
γ共存温度域以上で焼鈍すると、ｒ値に有利な結晶方位
の形成に寄与する残留α粒も焼鈍中に消失してしまうう
え、第２相の比率が高くなり過ぎ、さらに、冷却時に第
２相が粗大化して母相フェライト粒径との比が３倍を超
える組織となるため、加工性が著しく損なわれる。した
がって、焼鈍温度は、γ変態開始温度以上、ＡC3変態点
未満とする。
り高温で行なわなければ複合組織化しない。しかしα−
γ共存温度域以上で焼鈍すると、ｒ値に有利な結晶方位
の形成に寄与する残留α粒も焼鈍中に消失してしまうう
え、第２相の比率が高くなり過ぎ、さらに、冷却時に第
２相が粗大化して母相フェライト粒径との比が３倍を超
える組織となるため、加工性が著しく損なわれる。した
がって、焼鈍温度は、γ変態開始温度以上、ＡC3変態点
未満とする。
【００４２】焼鈍後の冷却速度は、Ｎb ・Ｂの複合添加
であるので、２相化するのにさほどの急冷は必要としな
いが、それでも５℃／秒未満の徐冷では低温までγ粒が
残存しにくく、十分な低温変態フェライト相が出現しな
い。一方、100 ℃／秒を超えての冷却は不要であるう
え、板の形状悪化をもたらす。したがって、焼鈍後の冷
却速度は５℃／秒以上、100 ℃／秒以下とする。
であるので、２相化するのにさほどの急冷は必要としな
いが、それでも５℃／秒未満の徐冷では低温までγ粒が
残存しにくく、十分な低温変態フェライト相が出現しな
い。一方、100 ℃／秒を超えての冷却は不要であるう
え、板の形状悪化をもたらす。したがって、焼鈍後の冷
却速度は５℃／秒以上、100 ℃／秒以下とする。
【００４３】調質圧延は、特に必要としないが、板の形
状矯正のため伸び率３％以下で行ってもさしつかえな
い。
状矯正のため伸び率３％以下で行ってもさしつかえな
い。
【００４４】
【実施例】表３に示す成分組成に調製した、この発明の
適合鋼９種類と比較鋼６種類の連鋳スラブを、それぞ
れ、表４に示す条件で、熱延（仕上げ板厚：1.6 〜3.5m
m ）、冷延（仕上げ板厚：0.7mm ）、焼鈍、及び一部に
ついて、合金化溶融亜鉛めっき又は調質圧延を行い製品
板とした。
適合鋼９種類と比較鋼６種類の連鋳スラブを、それぞ
れ、表４に示す条件で、熱延（仕上げ板厚：1.6 〜3.5m
m ）、冷延（仕上げ板厚：0.7mm ）、焼鈍、及び一部に
ついて、合金化溶融亜鉛めっき又は調質圧延を行い製品
板とした。
【００４５】
【表３】
【００４６】
【表４】
【００４７】なお、表４における合金化溶融亜鉛めっき
は、連続めっきライン(CGL)で、焼鈍−溶融亜鉛めっき
−合金化処理（550 ℃・20秒) を施したもので、めっき
の付着状態にはなんら問題はなかった。
は、連続めっきライン(CGL)で、焼鈍−溶融亜鉛めっき
−合金化処理（550 ℃・20秒) を施したもので、めっき
の付着状態にはなんら問題はなかった。
【００４８】上記製品板について、引張り特性、ｒ値、
ＢＨ、常温非時効性、組織調査などを行った。これらの
調査結果を表５にまとめて示す。
ＢＨ、常温非時効性、組織調査などを行った。これらの
調査結果を表５にまとめて示す。
【００４９】
【表５】
【００５０】ここに、各測定条件は以下のとおりであ
る。引張り特性：JISZ 2201の５号試験片を使用して測
定した。
る。引張り特性：JISZ 2201の５号試験片を使用して測
定した。
【００５１】ｒ値（平均）：15％引張り時の値を、３点
法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向
に45度方向）及びＣ方向（圧延方向に90度方向）の平均
値を ｒ値（平均）＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ として求めた。
法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向
に45度方向）及びＣ方向（圧延方向に90度方向）の平均
値を ｒ値（平均）＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ として求めた。
【００５２】ＢＨ：２％の引張りひずみ時の応力
（σ2 ）と、２％の引張り予ひずみを与えた後除荷し、
さらに 170℃20分間の時効処理を行った後の降伏応力
（σY ）とを測定し、 ＢＨ＝（σY ）−（σ2 ） として求めた。
（σ2 ）と、２％の引張り予ひずみを与えた後除荷し、
さらに 170℃20分間の時効処理を行った後の降伏応力
（σY ）とを測定し、 ＢＨ＝（σY ）−（σ2 ） として求めた。
【００５３】常温非時効性：焼鈍直後の引張り試験（引
張り速度10mm/min) における降伏伸び (YEl)と、100 ℃
×10時間 (30℃×６カ月相当）の時効処理後、上記と同
様に降伏伸びを求め評価した。
張り速度10mm/min) における降伏伸び (YEl)と、100 ℃
×10時間 (30℃×６カ月相当）の時効処理後、上記と同
様に降伏伸びを求め評価した。
【００５４】表５から明らかなように、この発明の適合
例はＴＳが45 kgf/mm2以上であり、かつ、ＢＨ性、常温
非時効性、加工性ともに優れた特性を示し、さらにＣＧ
Ｌによる合金化処理、調質圧延などによっても材質が劣
化することはない。
例はＴＳが45 kgf/mm2以上であり、かつ、ＢＨ性、常温
非時効性、加工性ともに優れた特性を示し、さらにＣＧ
Ｌによる合金化処理、調質圧延などによっても材質が劣
化することはない。
【００５５】一方、比較例は、 １Ｄ：焼鈍温度がγ変態温度より低いため、α単相とな
り、常温非時効性が得られていない。 １Ｅ：焼鈍後の冷却速度が遅いため、ほとんどα単相と
なり、常温非時効性が得られていない。 １Ｆ：冷延圧下率が低いため、第２相の粒径が母相にく
らべ大きくなり過ぎ、良好な加工性が得られていない、 ７Ｂ：焼鈍温度がα−γ共存温度域より高いため、良好
な加工性が得られていない。 10：Ｃ量が低く、強度を上げたため、良好な材質が得ら
れない。 11A, 11B, 12：Ｃ含有量が高く、第２相のマルテンサイ
ト化により良好な材質が得られていない。特にｒ値が低
い。 13：Ｎb 含有量が高く、加工性に悪影響を与えている。 14：Ｎb が固溶Ｃの加工性への悪影響を抑制できるほど
十分に含有していないため、良好な加工性が得られてい
ない。（Ｎb ＜５Ｃ*）。 15 :Ｔi が固溶Ｃを全て固定してしまい、良好な加工性
が得られていない（Ti＞48/12 〔Ｃ〕＋48/32 〔Ｓ〕＋
48/14 〔Ｎ〕）。 など、それぞれいずれかの特性が適合例にくらべ劣って
いる。
り、常温非時効性が得られていない。 １Ｅ：焼鈍後の冷却速度が遅いため、ほとんどα単相と
なり、常温非時効性が得られていない。 １Ｆ：冷延圧下率が低いため、第２相の粒径が母相にく
らべ大きくなり過ぎ、良好な加工性が得られていない、 ７Ｂ：焼鈍温度がα−γ共存温度域より高いため、良好
な加工性が得られていない。 10：Ｃ量が低く、強度を上げたため、良好な材質が得ら
れない。 11A, 11B, 12：Ｃ含有量が高く、第２相のマルテンサイ
ト化により良好な材質が得られていない。特にｒ値が低
い。 13：Ｎb 含有量が高く、加工性に悪影響を与えている。 14：Ｎb が固溶Ｃの加工性への悪影響を抑制できるほど
十分に含有していないため、良好な加工性が得られてい
ない。（Ｎb ＜５Ｃ*）。 15 :Ｔi が固溶Ｃを全て固定してしまい、良好な加工性
が得られていない（Ti＞48/12 〔Ｃ〕＋48/32 〔Ｓ〕＋
48/14 〔Ｎ〕）。 など、それぞれいずれかの特性が適合例にくらべ劣って
いる。
【００５６】
【発明の効果】この発明は、Ｃ及びＮb の含有量を適正
化することにより、高温変態フェライト相と低温変態フ
ェライト相の複合組織を有する鋼板の高強度化に伴う加
工性の劣化を改善するものであり、この発明によって得
られる高張力冷延鋼板は、常温非時効ＢＨ型で、良好な
絞り性を有し、かつ、合金化溶融亜鉛めっき処理を施し
ても材質劣化がなく、自動車用などに有利に用いること
ができる。
化することにより、高温変態フェライト相と低温変態フ
ェライト相の複合組織を有する鋼板の高強度化に伴う加
工性の劣化を改善するものであり、この発明によって得
られる高張力冷延鋼板は、常温非時効ＢＨ型で、良好な
絞り性を有し、かつ、合金化溶融亜鉛めっき処理を施し
ても材質劣化がなく、自動車用などに有利に用いること
ができる。
【図１】焼鈍後の鋼板の TS − El バランスにおよぼす
Ｃの影響を示すグラフである。
Ｃの影響を示すグラフである。
【図２】焼鈍後の鋼板のｒ値におよぼすＮb 及びＴi の
影響を示すグラフである。
影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 森田 正彦 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社 技術研究本部内 (72)発明者 加藤 俊之 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社 技術研究本部内 (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C21D 8/02,8/04 C21D 9/46,9/48
Claims (6)
- 【請求項１】Ｃ：0.008 wt％超え、0.025 wt％以下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.1 wt％以上、2.0 wt％以下、 Nb：0.2 wt％以下、ただし、 Cwt％の５倍以上、 Ｂ：0.0003wt％以上、0.01wt％以下、 Al：0.005 wt％以上、0.10wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下及び Ｎ：0.007 wt％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、組
織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変態
フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが45 kgf／mm2 以
上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞り用高張
力冷延鋼板。 - 【請求項２】Ｃ：0.008 wt％超え、0.025 wt％以下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.1 wt％以上、2.0 wt％以下、 Ti：0.005 wt％以上で、かつ、下記(1) 式を満足し、さ
らに Nb：0.2 wt％以下、ただし、 Cwt％の５倍以上、 Ｂ：0.0003wt％以上、0.01wt％以下、 Al：0.005 wt％以上、0.10wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下、 Ｓ：0.050wt ％以下及び Ｎ：0.007 wt％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、組
織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変態
フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが45 kgf／mm2 以
上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞り用高張
力冷延鋼板。 記 Ｔi wt％≦48/32 〔Ｓwt％〕＋48/14 〔Ｎwt％〕 ─────── (1) - 【請求項３】Ｃ：0.008 wt％超え、0.025 wt％以下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.1 wt％以上、2.0 wt％以下、 Ti：下記(2) 式を満足する範囲で含有し、さらに Nb：0.2 wt％以下、ただし、下記(3) 式で計算されるＣ
* wt％の５倍以上、 Ｂ：0.0003wt％以上、0.01wt％以下、 Al：0.005 wt％以上、0.10wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下、 Ｓ：0.050wt ％以下及び Ｎ：0.007 wt％以下 とを含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、
組織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変
態フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが45kgf/mm2以
上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞り用高張
力冷延鋼板。 記 48/12〔Ｃwt％〕+48/32〔Ｓwt％〕+48/14〔Ｎwt％〕＞Tiwt％＞48/32 〔Ｓwt％〕＋48/14 〔N wt％〕 ─────── (2) C* wt％= 〔Ｃwt％〕+12/32〔Ｓwt％〕+12/14〔Ｎwt％〕−12/48 〔Tiwt％〕 ────── (3) - 【請求項４】Ｃ：0.008 wt％超え、0.025 wt％以下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.1 wt％以上、2.0 wt％以下、 Nb：0.2 wt％以下、ただし、Ｃwt％の５倍以上、 Ｂ：0.0003wt％以上、0.01wt％以下、 Al：0.005 wt％以上、0.10wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下、及び Ｎ：0.007 wt％以下 を含有する組成になる熱延板を、60％以上の圧下率で冷
延後、γ変態開始温度以上、ＡC3変態点未満の温度範囲
での焼鈍につづいて、５℃／秒以上、100 ℃／秒以下の
速度で冷却することを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞り
用高張力冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】Ｃ：0.008 wt％超え、0.025 wt％以下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.1 wt％以上、2.0 wt％以下、 Ti：0.005 wt％以上で、かつ、下記(1) 式を満足し、さ
らに Nb：0.2 wt％以下、ただし、 Cwt％の５倍以上、 Ｂ：0.0003wt％以上、0.01wt％以下、 Al：0.005 wt％以上、0.10wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下、 Ｓ：0.050wt ％以下及び Ｎ：0.007 wt％以下 を含有する組成になる熱延板を、60％以上の圧下率で冷
延後、γ変態開始温度以上、ＡC3変態点未満の温度範囲
での焼鈍につづいて、５℃／秒以上、100 ℃／秒以下の
速度で冷却することを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞り
用高張力冷延鋼板の製造方法。 記 Ｔi wt％≦48/32 〔Ｓwt％〕＋48/14 〔Ｎwt％〕 ─────── (1) - 【請求項６】Ｃ：0.008 wt％以上、0.025 wt％以下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：0.1 wt％以上、2.0 wt％以下、 Ti：下記(2) 式を満足する範囲で含有し、さらに Nb：0.2 wt％以下、ただし、下記(3) 式で計算されるＣ
* wt％の５倍以上、 Ｂ：0.0003wt％以上、0.01wt％以下、 Al：0.005 wt％以上、0.10wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下、 Ｓ：0.050wt ％以下及び Ｎ：0.007 wt％以下 とを含有する組成になる熱延板を、60％以上の圧下率で
冷延後、γ変態開始温度以上、ＡC3変態点未満の温度範
囲での焼鈍につづいて、５℃／秒以上、100 ℃／秒以下
の速度で冷却することを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞
り用高張力冷延鋼板の製造方法。 記 48/12〔Ｃwt％〕+48/32〔Ｓwt％〕+48/14〔Ｎwt％〕＞Tiwt％＞48/32 〔Ｓwt％〕＋48/14 〔Ｎwt％〕 ────── (2) C* wt％= 〔Ｃwt％〕+12/32〔Ｓwt％〕+12/14〔Ｎwt％〕−12/48 〔Tiwt％〕 ────── (3)
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