JP3111456B2 - 焼付硬化性超深絞り用鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、プレス成形後の塗装焼付け工程で降伏応力
が上昇する焼付硬化性があり、かつ著しく深絞り性の良
好な鋼板の製造方法に関する。

本発明により製造される鋼板は乗用車のパネル、メン
バー類、その他鋼板構造物に適用されその成形加工の容
易さを保ちつつ、使用時の強さと軽量化に寄与するもの
である。

（従来の技術） 乗用車その他鋼製構造物の軽量化のため高張力鋼板を
使用するのは永年の課題となっている。しかしながら高
張力鋼板を使用すると、一般に加工性が低下し所望の形
状がでないことが多い。

そこで開発されたのが焼付硬化性鋼板であり、この鋼
板はプレス成形前には軟質で成形し易く、プレス成形後
の塗装焼付け工程（170℃、20分前後）で硬くなる性質
を有しているため、最終製品は高強度となり、これを利
用して製品を軽量化することができる。このような焼付
硬化性鋼板は、主に鋼中の固溶炭素量を制御することに
より達成でき、プレス成形で導入された転位線上に、塗
装焼付の熱処理（170℃）中に炭素が偏析し、それらが
転位を不動化して固着し、変形を難しくすることが焼付
け硬化の機構である。

本発明者らはそのような観点に立って固溶炭素量を制
御した焼付硬化性鋼板を開発し（日本特許登録第138923
6号、特公昭61−7452号公報）、既に乗用車に多量に使
用されている。この発明は炭素量を制御した低炭素Alキ
ルド鋼を箱焼鈍する方法である。しかし、近年冷延鋼板
は生産性のよい連続焼鈍法で製造されつつあり、また乗
用車には最近溶融Znめっき鋼板も使用されつつあり、連
続焼鈍あるいは溶融Znめっきのようないわゆる短時間の
連続焼鈍処理に適した材料成分と製法の開発が急がれて
いた。

このような状況下で本発明者は先に日本特許登録第13
93891号（特公昭61−14218号公報）で冷延鋼板を一旦箱
焼鈍し、ついで溶融Znめっきする方法を提案し、実際に
現在その方法で焼付硬化性のある溶融Znめっき鋼板が量
産されている。しかし、この方法も箱焼鈍を採用するな
ど処理に要する時間が長いため経済的不利は免れず、冷
延鋼板を直接連続焼鈍してもあるいはそのまゝ溶融Znめ
っきしても所望の特性が得られる方法の開発が必要とな
っている。

このため製鋼段階で炭素含有量を著しく低くして深絞
り性、ｒ値を向上させる成分をベースにした焼付硬化性
鋼板がいくつか提案されている。

すなわち、焼付硬化性を付与すること目的とした極低
炭素鋼板としては、例えば、特公昭61−2732号公報では
炭素量を30〜100ppmと比較的多量にして微量のTiを添加
する方法が、特公昭61−45689号公報では炭素量70ppm以
下の鋼には48/14N以下の微量TiとNbを複合添加する方法
が提案されている。また炭素量70ppm以下の鋼にTiとNb
とＢを複合添加した例としては特公昭60−47328号公報
があるが、この場合もTi量は48/14N以下と微量である。

しかしながら、これらの特許公報の実施例による炭素
量は30〜100ppm、窒素量は30〜60ppm含んでおり、この
ように炭素、窒素量が多い鋼では焼付硬化量が不安定で
あり、実用に適しない方法であった。

ところで、焼付硬化性鋼板についてもプレス成形性が
要求されることは当然であるが、近年製品仕様が多様化
して深絞り加工の頻度が高くなり、しかもより苛酷な絞
り成形性が求められるようになってきた。また部品点数
の削減などの要求から大型一体成形が多用されるように
なり、従来以上の深絞り性が鋼板に求められるつつあ
る。ここに、「超深絞り性」とは従来の深絞り性より一
段とプレス成形性が良好で成形時に破断やしわを生じに
くい性質であり、具体的基準としては伸び49％以上、ｒ
値2.0以上の特性を有することである。

米国特許第4,504,326号明細書には、炭素量70ppm以下
で、TiとNb、必要に応じてＢを添加した超深絞り冷延鋼
板が開示されているが、この場合にはTi量は48/14（Ｎ
−0.002）≦Tiとされ、実質的に0.002％超のＮを含有す
る鋼（実施例によるとＮ＝0.0025−0.0064％）を対象と
している。さらに、多量の炭素を安定な（Ti、Nb）Ｃと
して固着するため、Tiのほかに多量のNbを複合添加して
いるので、焼鈍温度をかなり高くしないと加工性が悪
く、製造する上で問題があるばかりでなく、特殊な場合
を除き所望とする焼付硬化性は得られない。

同様に、超深絞り性を追求する立場からの提案として
は、特公昭62−33303号公報に開示された鋼があり、こ
れによれば、０≦有効Ti＝全Ti−48/14N−48/32SのTiが
必要とされており、このTi量は48/14＋48/32S≦全Tiと
なるので、これはかなり多量のTi添加を要し、また所望
とする焼付硬化性は得られない。

この他、極低炭素鋼でTiとＢ、場合によりNb、Ｐを複
合添加した例として、特開昭59−140333号公報、特開昭
59−193221号公報、特公昭61−52218号公報、特公昭61
−6133号公報などがあるが、これらもTiを多量に添加し
ＣをTiCとして固定するもの、あるいは炭素量が本発明
より多いもので、本発明の目的とする焼付硬化量が得ら
れる方法ではない。

一方、超深絞り性と焼付硬化性の両方を満足させる方
法として、特公昭63−4899号公報が提案されているが、
Ｓ量の制限の上に、上述の有効Ti量を炭素量の４〜20倍
含む必要があり、焼付硬化量のレベルが低くかつ変動が
大きく実用的ではなかった。

このように、超深絞り性と焼付硬化性の両者を満足さ
せるための従来技術にあってはTi添加量はかなり多量で
あるか、あるいは極微量に制限するものであり、これは
鋼中に多量に含まれる炭素のすべてあるいは一部を、Ti
およびNbによってTiC、あるいは（Ti、Nb）Ｃとして析
出させ固定し残存固溶炭素を可及的少ない量として深絞
り性を向上させるか、あるいは一定量の残存固溶炭素を
確保することにより焼付硬化性を付与させるとの考えに
よるものである。

しかしながら、このような方法では、超深絞り性と焼
付硬化性との両者を共に十分に満足させることはでき
ず、実用上満足できる程度に両特性が発揮されたとして
も、今後は、最終製品の焼付硬化量が鋳込みチャンスや
コイル位置により変動し、焼付硬化量を所望の範囲（３
〜6kg/mm²）に制御できない問題があった。

（発明が解決しようとする課題） 上述のような公知の鋼においては高いｒ値が得られ、
実用上満足できる程度の超深絞り性が実現されるものの
焼付硬化性が不安定であり、所望とする焼付硬化量３〜
6kgf/mm²を鋼板全長全幅にわたって安定して得ることは
難しいという問題があり、なかなか量産実用化されなか
った。

なお、ここで焼付硬化量が3kgf/mm²未満であると焼付
硬化性が不足して最終部品の硬さが不足することにな
る。また6kgf/mm²超では常温時効性が発生し、成形前の
母材の降伏応力が上昇し、伸びが低下し、成形加工性が
劣化することが本発明者らの研究により明らかになって
いる。

ここに、本発明の目的は、鋼板全長全幅にわたって焼
付硬化量３〜6kgf/mm²を安定して得ることができる、実
用的な焼付硬化性超深絞り用鋼板の製造方法を提供する
ことである。

（課題を解決するための手段） そこで、本発明者らは焼付硬化性を支配する要因を詳
細に研究した結果、焼付硬化量が変動するのは、これら
の従来の技術においては、鋼中に含まれる多量の窒素の
すべてあるいは一部をTi Nとして析出、固着し、一方多
量の炭素の一部を、Ti Cあるいは（Ti、Nb）Ｃとして析
出、固定し必要量の固溶炭素を残存させることにより焼
付硬化性を付与させる方法、すなわちTiの窒化物および
炭化物を多量に形成させる方法、のためであるとの結論
に達した。

すなわち、本発明者らは次のような新知見を得た。

（１）窒素はTi Nとして析出することを意図している
が、実際には炭素を含有したTi Nとして析出し、この析
出物中の炭素量はスラブの加熱条件により変わるため、
Ｎ量が多いとＮ量およびスラブ加熱条件により残存固溶
炭素量が変動すること。

（２）またＮを固着する以上の過剰のTiは、成分限定下
では、まずTi Sを形成し、次いでTi Cを形成するので、
一定量以上のＳを含有させておくと、Ｎ量やTi量の変動
があってもＮはすべて固着し、かつTi Cを形成させない
ことが可能なこと。

（３）この場合には鋼中の炭素のほとんどすべてが固溶
状態となり焼付硬化量をきめるので、Ti、Ｎ量などの成
分量だけでなく、スラブ加熱条件によっても焼付硬化量
の変動がほとんど生じないこと。

（４）この時の鋼中全炭素量は８〜28ppm、望ましくは1
3〜23ppmに制御する必要があること。

（５）スラブ加熱条件が不適当な場合には、過剰のTiは
上記のTi Sに変わってTi₄C₂S₂やFeTiPなどの析出物を形
成することがあり、固溶炭素量および焼付硬化量の変動
の原因になること。

（６）Mnは通常、鋼板の合金元素として添加されている
が、このMn量が多いとＳはMn Sとして析出し、上記のTi
Sが形成されないので、過剰のTiはTi Cを形成し、焼付
硬化量は変動すること。

（７）一方、Ｐの含有は過剰のTiをFeTiPとして形成さ
せ、Ti Cを形成させない点、焼付硬化量を安定させる作
用はあるが、FeTiPの析出は超深絞り性を得る上では望
ましくなく、焼付硬化性と超深絞り性を得るには0.008
％以下に著しく少なくするのが有効なこと。

（８）さらに、近年塗装焼付温度が従来の170℃から130
℃位まで低下する傾向にあるが、適量のＢおよび／また
は極微量のNbの添加は常温非時効で大きな焼付硬化性を
得る上で有効なこと。

ここに、上記知見に基づいて完成された本発明の要旨
とするところは、重量％で、 C:0.0008〜0.0028％、Mn:0.04〜0.25％、 P:0.008％以下、S:0.003〜0.015％、 sol.Al:0.15％以下、N:0.0020％以下、 Ti:0.003〜0.020％、 48/14N＜Ti＜48/14N＋48/32S さらに必要に応じB:0.0002〜0.0015％および Nb:0.001〜0.004％以下の１種または２種、 残部Feおよび不可避不純物 よりなる鋼を溶製し、連続鋳造スラブとなした後、熱間
圧延を800℃以上で終了し、その後、冷間圧延と再結晶
焼鈍を行うことを特徴とする焼付硬化性鋼板の製造方法
である。

本発明の好適態様にあって連続鋳造スラブとなした後
の熱間圧延に際しては、 800℃より低温に低下しないようにして800〜1300℃に
て均熱保持した後熱間圧延を開始するか、 800℃より低温に低下したスラブを1130〜1300℃に均
熱保持した後熱間圧延を開始するか あるいは 800℃より低温に低下しないようにして均熱保持する
ことなく800℃以上で熱間圧延を開始するか のいずれかを採用し、次いで、熱間圧延を800℃以上で
終了する。

（作用） 本発明の構成をその作用効果とともにより具体的に詳
述する。

まず、本発明の特徴は、合金成分量、すなわちＣ、M
n、Ｎ、Ｓ、Ｐ、Ti必要に応じてＢ、Nbの含有量を厳密
に制御すること、および連続鋳造から熱間圧延までの工
程で前述のTi析出物の反応を高温で行わせることにより
硫化物の種類を制御する点にある。

合金成分に関してはＰ量およびＮ量の低減、Ｓ量の増
加の他にMn量を著しく低減しMn Sをなるべく形成させな
いことである。

熱間圧延に際しては800℃以上で熱間圧延を終了す
る。

この点、本発明の好適態様によれば、連続鋳造スラブ
は熱間圧延開始までの間に、鋳造後長時間の均熱保持
が行われないか、均熱保持しても温度を高温にしTi−
Ｃ系の析出反応が起らないようにするか、あるいは、
一旦析出物が生成しても高温に加熱し溶解させる。

かくして本発明によればTiN中のＣが減少し、また過
剰のTiはTi CやTi₄C₂S₂を形成させずTi Sのみを形成さ
せることになる。Mnが多いとMn Sが多量にできるためTi
Sが形成されず過剰のTiはTi Cを形成し易いため望まし
くなく、またＮ量が多いとTiNの量が多くなりＣが析出
してしまうので望ましくないのである。

すなわち、Ti系析出反応を高温で起こさせることおよ
びMnと結合していないＳを多量に含有させることの両者
の作用により熱間圧延前の段階でTi−Ｃ系の析出物は存
在しないようにすることが可能であり、この結果スラブ
加熱条件により固溶炭素量が変動することはなくなる。

すなわち、軟質な超深絞り用鋼板にあっては焼付硬化
量３〜6kgf/mm²を得るために必要な固溶炭素量は８〜28
ppm、望ましくは13〜23ppmであるが、本発明にかかる方
法によれば、溶製時に投入した炭素量がそのまま焼付硬
化量に寄与することになりTi添加量の変動、Ｎ量、Ｓ量
の変動があっても、またスラブの位置により多少の加熱
履歴の変動があっても焼付硬化量は変わらないことにな
る。

従来の技術においては投入炭素がすべて焼付硬化に有
効に利用されるわけではないので、所望の焼付硬化量を
得るのに投入炭素量を30ppm以上にしなければならなか
ったが、本発明にかかる方法によれば投入炭素量は必要
最低限となりそれだけ軟質でｒ値が高く深絞り加工性の
良い焼付硬化性鋼板を製造できることになる。

さらに、本発明によれば必要によりＢおよび／または
Nbを適量複合添加する場合、同一固溶炭素量でも焼付硬
化量を増し、従来の方法において固溶炭素量が30ppm以
上の場合と同様の焼付硬化量が得られるとの知見を得、
これを活用すれば投入するＣ量の制御範囲が広くなり工
業上の利点がある。

以下、本発明において用いる鋼の組成および製造条件
を限定した理由を説明する。なお、本明細書において
「％」はいずれも特にことわりがない限り「重量％」で
ある。

C: 本発明においてＣは焼付硬化量を支配しているので少
なければ焼付硬化量が低く、多ければ焼付硬化量が高
い。焼付硬化量が高いと常温時効を起こし降伏応力を上
昇させるとともに伸びを低下させるので、通常は焼付硬
化量３〜6kgf/mm²、多くても8kgf/mm²に制御する。

これに必要な炭素量は、本発明の如くに軟質な超深絞
り用鋼板においては８〜28ppm、望ましくは13〜23ppmで
ある。高い焼付硬化量が望まれる場合は前述のようにこ
の内多い炭素量、またより良好な深絞り性が望まれる場
合はこの内少ない炭素量が適している。

Mn: Mnは鋼中にあってMn Sを形成しＳによる熱間脆性を防
止する作用がある。しかし、本発明においてはスラブ加
熱時Mn Sの析出を少なくして固溶Ｓを増加させることが
重要である。このためにはMnの上限を0.25％以下、望ま
しくは0.15％以下にする必要がある。0.25％超ではMn S
が形成されTi Sの形成が制御され焼付硬化量の変動の原
因となる。一方、0.04未満では熱間脆性の問題が生じる
ので下限を0.04％とした。したがって、Mn量は0.04％以
上0.25％以下と限定した。

P: Ｐは過剰のTiをFeTiPとして析出させTi Cの析出を抑
制する作用があるので焼付硬化量の制御には有効である
が、深絞り性を劣化させるので本発明においては著しく
少なくする必要がある。すなわち、0.008％超では鋼板
の深絞り性が不十分となる。よって、Ｐ量は0.008％以
下と限定した。なお、焼付硬化量の制御は本発明ではTi
量を制限することにより実施する。

S: ＳはTi Sを形成させてTi Cを形成させないために添加
する必要がある。Ｓが少ないと過剰のTiがTi₄C₂S₂とし
てＣと結合し焼付硬化量の変動の原因となる。

0.003％未満ではTi S量が不充分となって焼付硬化量
が変動し、一方0.015％超では本発明において用いる、M
nが少ない鋼では熱間脆性が生じる。よって、Ｓ量は0.0
03％以上0.015％以下と限定した。

sol.Al: 脱酸調整のため必要に応じ添加される。ただし、0.15
％超では鋼の延性が低下する。よってsol.Al含有量は0.
15％以下と限定した。

N: Ｎは少ない方が望ましい。その理由はＮが0.0020％超
であるとTiNを形成した際、Ｃを吸収するため焼付硬化
量が変動するためである。このためには、Ｎ含有量は0.
0020％以下と限定した。

Ti: ＮをTi Nとして固着し、Ｎによる時効を防止し、かつ
Ti Cを多量に形成しないよう成分調整される。Tiの最低
限は分析できる下限、すなわち0.003％、およびＮをす
べてTi Nとして固着し得る量、すなわち48/14N超とし
た。上限はすべてのTiがTi NとTi Sを形成し、Ti Cを形
成しない範囲という意味で48/14N＋48/32S未満とした。
これ以上のTi量ではTi Cが形成されて焼付硬化性変動の
原因となる。一方、Ti量が0.020％超になってもTi Cが
形成され易くなるのでそれをも上限値とした。

したがって、Ti含有量は、0.003〜0.020％であって、
48/14N＜Ti＜48/14N＋48/32Sと限定した。

B: 本発明においてはＢは必要に応じて添加される。Ｂに
は同一炭素量を有した鋼においても焼付硬化量を大きく
する作用があるので焼付硬化量の安定化に有効である。
ただし、0.0002％未満ではこの効果は小さく、一方0.00
15％超では焼鈍鋼板のｒ値を低下させてしまうので0.00
02〜0.0015％の適量添加が望ましい。このようなＢの作
用は固溶Ｃ原子とＢ原子との相互作用による転位線の強
固な固着作用に起因していると考えられ、本発明におい
て用いる鋼のように少量の固溶炭素を含む場合にのみ少
量のＢ添加の効果が認められる。

Nb: NbもＢと同様に必要に応じ添加され焼付硬化量の安定
化に有効であり、特にNbはNb Cを形成しない範囲で結晶
粒の細粒化および強化のために添加される。このために
は0.001％以上必要であり、一方Nb:0.004％超ではNb C
が形成され焼付硬化量変動の原因になるし、また再結晶
温度が上昇し、高温焼鈍が必要となる。よって、Nbの含
有量は0.001〜0.004％とした。

その他の不純物は極力低減させる。ただし0.2％以下
のSiやCaは添加しても材料特性に影響を及ぼさない。

本発明にあって、スラブの熱間圧延までの熱履歴は前
述したように高温析出物のみを形成させるため熱間圧延
を800℃以上で終了するが、これより低い温度で圧延す
ると、前述のように圧延中にTi−Ｃ系の析出物が出て焼
付硬化量が不安定になる上に、ｒ値が大きく低下するか
らである。

熱間圧延開始までの熱履歴に関しては、本発明の好適
態様によれば、 800℃より低温に低下しないようにして800〜1300℃に
て均熱保持した後熱間圧延を開始するか、 800℃より低温に低下したスラブを1130〜1300℃に均
熱保持した後熱間圧延を開始するか、あるいは 800℃より低温に低下しないようにして均熱保持する
ことなく800℃以上で熱間圧延を開始するか するのである。

ここに、スラブが800℃より低温になるとγ→α変態
時にTi−Ｃ系析出物が出ることがあるので焼付硬化量が
不安定になる。したがって、連続鋳造スラブを800℃よ
りも低温に低下させない場合はそのまま熱間圧延しても
よいし、また800〜1300℃の温度で均熱してから圧延し
てもよい。

しかし、スラブ温度が800℃より低温になるとその部
分にはTi−Ｃ系の析出物ができる場合があるのでこれを
溶体化させる必要がある。このためにはスラブ加熱温度
を1130℃以上にする必要が生じる。一方1300℃超ではエ
ネルギー的にロスが多いだけで効果がないのでその場合
上限を1300℃とした。

なお、スラブの温度は位置により100℃程度異なるこ
とが多い。本明細書に示した温度は実質的に最終製品と
なりかつ最終成品の材料特性に大きな影響を及ぼす部分
の温度である。スラブのコーナーなどの特殊な部分の温
度は除外される。大略スラブの幅および長さの中央部の
表面あるいは板厚中心温度で代表されると考えてよい。

すでに述でたように、いずれの場合にあっても熱間圧
延の終了温度は800℃以上にする必要がある。

このようにして得られた熱延鋼板は、次いで、慣用の
脱スケール、冷間圧延、そして再結晶焼鈍、例えば連続
焼鈍による再結晶焼鈍が行われる。

なお、冷間圧延は圧下率50〜90％がよい。再結晶焼鈍
は箱焼鈍でも連続焼鈍でも溶融Znめっき処理に先行する
連続熱処理により行ってもよい。この再結晶焼鈍は冷間
圧延組織を再結晶させ深絞り性を向上させるのが目的で
ある。このための焼鈍温度は600〜900℃が好ましい。

次いで、再結晶焼鈍済み鋼板は、特に制限はないが、
必要に応じて２％以下程度の圧下率の調質圧延をして出
荷される。

このようにして本発明により得られた冷延鋼板は、伸
び49％以上、ｒ値2.0以上というすぐれた超深絞り性を
有するとともに焼付硬化量も３〜6kgf/mm²となり、しか
もそれらが安定して得られるなど、すぐれた特性を有す
るものである。

次に、実施例によって本発明をさらに具体的に説明す
るが、これはあくまでも本発明の例示であり、これによ
り本発明が限定されるものではない。

実施例１ 第１表に示す成分に調整された鋼Ａをスラブとなした
後、該スラブを800℃以下にしないようにして1000〜130
0℃に１時間保持し熱間圧延を開始し、仕上温度約910℃
で3.2mm厚まで熱間圧延し、550℃で巻取った。これを方
法とする。

一方、スラブを一旦500℃に冷却し次いで加熱し種々
の温度に１時間保持後同様の熱間圧延と巻取りを行っ
た。これを方法とする。

これら熱間圧延板を酸洗により脱スケールした後、0.
8mm厚にまで冷間圧延し、次いで820℃、6secの連続焼鈍
を行った。次いで圧下率0.2％の調質圧延後焼付硬化性
を測定した。すなわち、焼付硬化性は、JIS5号引張試験
片を採取後、２％の予歪を加え、次いで170℃、20分の
熱処理をして再引張を行いその時の降伏応力の上昇量を
焼付硬化量とした。

これらの結果を第１図にグラフにまとめて示す。方法
の結果を●で、方法の結果を○で示す。

その結果、方法では1130℃以上の加熱により3kgf/m
m²以上の焼付硬化性が安定して得られているのに対し
て、方法ではすべてのスラブ加熱温度で安定した焼付
硬化性が得られている。

なお、この他にスラブを鋳造後そのまま直ちに1100〜
900℃で熱間圧延した場合（方法とする）には同一処
理後3.9kgf/mm²の焼付硬化量が得られていた。

本発明によるスラブの熱履歴を経た材料は熱間圧延、
冷間圧延、再結晶焼鈍後、所望の焼付硬化量を安定して
得られることが明らかである。

実施例２ 第１表の鋼Ａに示す成分をベースとしてＮ、Mn、Ｓ、
Ｐを変えた鋼を溶製し前述の方法でかつ1220℃にスラ
ブを再加熱し同様の方法で冷延鋼板となし焼付硬化量を
測定した。また、３方向の引張試験（JIS 5号試験片）
により焼付硬化前のｒ値を求めた。なお、Ｎ量を変える
場合は、Ti−48/14N量が一定になるようにTi量も同時に
変更した。その結果を第２図に示す。

この結果、本発明の範囲外の成分でも高い焼付硬化量
が得られることもあるが、 Ｎ≦20ppm Mn≦0.25％（望ましくはMn≦0.15％） Ｓ≧0.003％ では焼付硬化量が安定して高く、ｒ値も十分高いこと、
またＰ≦0.008％では必要な焼付硬化量は保持しつつ、
ｒ値は著しく高いことがわかる。

実施例３ 第２表に示す成分の鋼を種々のスラブ保持条件下で85
0℃以上で熱間圧延し3.2mm厚とし酸洗後、0.8mm厚まで
熱間圧延し次いで800℃、8secの連続焼鈍を行い、さら
に1.2％の調質圧延を行った。焼付硬化量の測定は実施
例１と同じである。引張試験はJIS5号試験片にてＬ、
Ｃ、Ｔ、３方向に引張って求めた。

結果を第２表に併せて示す。

本発明による鋼板はｒ値が2.2以上と高く焼付硬化量
も３〜6kgf/mm²の範囲内に入っていることがわかる。こ
れに対して 比較例13はＣ量が多すぎｒ値が低い上に焼付硬化量が
高すぎる。

比較例14はMn量が多すぎｒ値が低い上に焼付硬化量が
不足している。

比較例15はＰ量が多すぎｒ値が低く、伸びも低い。

比較例16はＳ量が少なすぎ焼付硬化量が不足してい
る。

比較例17はＮ量が多すぎ焼付硬化量が不足している。

比較例18はＣ量が少なすぎ焼付硬化量が不足してい
る。

比較例19はTi量が多すぎ焼付硬化量が不足している。

比較例20はTi−48/14Nが負のためｒ値が低く焼付硬化
量が高すぎる。

比較例21はTi−48/14N−48/32Sが正のため焼付硬化量
が低すぎる。

比較例22はNb量が多すぎて焼付硬化量が不足している
上にｒ値と伸びが低い。

比較例23もNb量およびＢ量が多すぎて焼付硬化量が不
足している上にｒ値と伸びが低い。

比較例24は仕上温度を750℃にした以外は発明例１に
同じ場合であるが、ｒ値と伸びが低くなり、超深絞り性
が得られず、かつBH量はやゝ低い。

（発明の効果） 以上のように本発明方法によれば著しく良好なプレス
成形性、特に超深絞り性を有しつつ適当な焼付硬化能を
有した鋼板が安定して製造可能となるわけで、自動車そ
の他鋼板構造物の強度の確保と軽量化に大きく寄与する
ものである。

【図面の簡単な説明】

第１図ないし第２図は、本発明の実施例の結果をまとめ
て示すグラフである。

フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−69923（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−11924（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−276931（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−32519（ＪＰ，Ａ) 特公 平７−76376（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/04 - 9/48 C22C 38/00 - 38/60

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、 C:0.0008〜0.0028％、Mn:0.04〜0.25％、 P:0.008％以下、S:0.003〜0.015％、 sol.Al:0.15％以下、N:0.0020％以下、 Ti:0.003〜0.020％ 48/14N＜Ti＜48/14N＋48/32S 残部Feおよび不可避的不純物 より成る組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造スラブとな
   した後、熱間圧延を800℃以上で終了し、その後、冷間
   圧延と再結晶焼鈍を行うことを特徴とする焼付硬化性超
   深絞り用鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】重量％で、さらにB:0.0002〜0.0015％およ
   びNb:0.001〜0.004％以下の１種または２種を含む組成
   を有する鋼を用いる請求項１記載の焼付硬化性超深絞り
   用鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】溶鋼を連続鋳造スラブとなした後 800℃より低温に低下しないようにして800〜1300℃に
   て均熱保持した後熱間圧延を開始するか、 800℃より低温に低下したスラブを1130〜1300℃に均
   熱保持した後熱間圧延を開始するか あるいは 800℃より低温に低下しないようにして均熱保持する
   ことなく800℃以上で熱間圧延を開始するか のいずれかを採用し、次いで、熱間圧延を800℃以上で
   終了する請求項１または２記載の焼付硬化性超深絞り用
   鋼板の製造方法。