JP3150188B2 - 深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、冷延鋼板の製造方法
に関し、とくに高強度でかつ高ｒ値を有する冷延鋼板を
製造する方法を提案しようとするものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車の軽量化を図るために、近年、高
強度冷延鋼板が多用されるようになってきた。軽量化効
果は、使用する鋼板が高強度であるほど大きくなるた
め、自動車業界では、例えば内板及び外板用のパネル用
材料として引張強さが500MPa以上の冷延鋼板を使用して
いこうとする動向にある。しかしながら、このような高
強度化鋼板は、通常の軟鋼板に比べて成形性、特に深絞
り成形性は大きく劣化するのが一般的である。したがっ
て自動車の軽量化を進める上での課題として、より高強
度でしかも軟鋼板と変わらない良好な深絞り成形性を兼
備する冷延鋼板の要求が高まっている。

【０００３】このような冷延鋼板の製造方法としては、
例えば特開昭64-4429 号公報や特開平２-197545 号公報
に開示がある。これらの製造方法に共通する点は、0.5
〜3.0 wt％（以下単に％で示す）のCuを含有させて、こ
のCuを冷間圧延、再結晶焼鈍後にε−Cuとして析出させ
て、この析出強化を利用して高強度を得る点である。

【０００４】ところが前者の特開昭64-4429 号公報に示
された製造方法は、連続焼鈍工程を経て製造するもので
あるが、この焼鈍工程ではε−Cuの析出が生じない。し
たがって焼鈍後ではまだ軟質のままであるから、強度を
上げるためにはこの連続焼鈍に引き続きε−Cuの析出を
生じさせるための後熱処理が必要である。そのためこの
ような製造方法では従来の冷延鋼板よりも工程数が増加
するという欠点を有している。

【０００５】また後者の特開平２-197545 号公報に示さ
れた製造方法は、前者と同様に連続焼鈍後に別工程でε
−Cuの析出させる後熱処理を行う方法の他、連続焼鈍工
程における過時効処理帯にて、ε−Cuの析出を起こさせ
ることにより、後加熱処理なしで強化を図る方法も提案
されている。しかしながらこのような連続焼鈍方法を行
うにしても、実際の製造装置ではこの工程中でのε−Cu
の析出時間に制約があることから、当然にその析出量も
少なくなり、結果としてε−Cuの析出強化が不十分とな
る。したがってこのようなε−Cuの析出強化不足分を補
うために、他の強化成分、例えばMn，Ｐ，Ni，Si等の固
溶強化成分を多量に含有させなければならない。

【０００６】しかし、固溶強化による強化能は、比較的
小さいので、引張強さを例えば500MPa 以上とするため
には、かなり多量の含有が必要である。このことは経済
的不利益を増すことの他に、これらの成分のいくつかは
溶融亜鉛めっき等の次工程で表面処理を施す場合の障害
を惹起するという欠点を有している。この点、上掲特開
平２-197545 号公報ではCu以外の強化成分としてMn，N
i，Ｐ等を多量に含有させているから、上記した欠点を
呈するうれいが著しい。

【０００７】なおこの出願の発明者らは、この問題に鑑
みて、強化コストが比較的安価なＰによる固溶強化を最
大限に利用する配慮を行っていたが、過剰なＰ含有は、
やはり溶融亜鉛めっき性への悪影響あるいは二次加工ぜ
い性割れのうれい等の難点が解消されなかった。

【０００８】ところで、深絞り成形性を良好とするため
にはｒ値を高める必要があるが、このための手段として
上記の製造方法では、従来の軟鋼板で一般的に行われて
いる方法を採用している。すなわちＣ量を例えば前者の
製造方法では0.010 ％未満、後者の製造方法では0.0005
〜0.0120％のように、できるだけ低い範囲に抑え、しか
もTi，Nbを含有させる等によりＩＦ鋼(Interstitial Fr
ee鋼）化を図るというものである。しかし、このような
極低炭素鋼とすると、Ｃは強化因子としては何らの役割
も果たさず、そのため引張強さを500 MPa 以上とするた
めには、固溶強化成分を含有させざるを得ず、やはり前
記した問題が残っている。さらに過剰な固溶強化成分の
含有はｒ値を劣化させるので、高強度化を図るほど得ら
れるｒ値の水準は低下してしまう等の問題があった。

【０００９】なお、従来技術として、例えばTiＣ及びNb
Ｃの析出強化を利用する製造方法も知られている。しか
しこのタイプの高張力冷延鋼板では、高強度を得るため
に0.02％以上のＣ量を必須とするものであり、このよう
な高いＣ量とした場合には、従来、得られるｒ値の水準
は低く、具体的にはｒ値は約1.2 が限界であった。そこ
で高ｒ値を得るためにはどうしても前記したように、0.
02％以下の極低炭素とすることが必須の条件となってい
たのである。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】以上の従来技術の問題
点をまとめると次のとおりである。冷延鋼板において高
強度と高ｒ値を達成する手段として、極低炭素ＩＦ鋼に
析出強化を利用する方法は有効な手段であるが、連続焼
鈍でこのような鋼を製造する場合、ε−Cuの析出強化量
が不足するので後熱処理を必要とする。これを省略する
ためにはMn，Ｐ，Si等の固溶強化成分の多量な含有を必
要とするが、これは経済性、耐二次加工ぜい性等の点で
難点があり、これを回避しようとすれば、達成できる高
強度化に限界が生じる。一方、TiＣ，NbＣの析出強化を
利用する強化方法を採用する場合には高強度が得られ易
いが、強化のためにはＣ量を高くする必要があり、これ
は高ｒ値を得ることを不可能とする。

【００１１】この発明は、以上の従来技術の問題点を解
消するとともに、従来技術では到達できなかった水準の
高強度−高ｒ値バランスを有する冷延鋼板の製造方法を
提案することを目的とする。

【００１２】

【課題を解決するための手段】この発明は基本的にε−
Cuの析出強化と、TiＣ及び／又はNbＣの析出強化とい
う、２種類の析出強化を組み合わせた方式で強化する高
強度冷延鋼板の製造方法である。これらの強化方式の採
用により、前記した経済性、表面処理性、耐二次加工ぜ
い性等の観点から悪影響の多いMn，Si，Ｐ等の固溶強化
成分の含有をできるだけ抑制した上で、引張強さ500 MP
a 以上の高強度を達成することを技術思想とする製造方
法である。そしてこの発明はTiＣやNbＣによる析出強化
を発揮させる上で必須の要件となるＣ量が0.02％の範囲
において従来不可能とされていたｒ値1.7 以上という、
軟鋼板並みの高ｒ値を発揮させることを可能とする製造
方法である。このため、この発明では化学成分を最適化
するとともに熱延条件の最適化を図るために規制を行っ
たものである。

【００１３】すなわちこの発明は、次のとおりである。 (1) Ｃ：0.02％を超え0.14％以下、Si：1.5 ％以下、M
n：0.01〜1.5 ％、Cu：0.6 〜2.5 ％、Al：0.100 ％以
下、Ｎ：0.0100％以下、Ｓ：0.020 ％以下及びＰ：0.02
0 ％以下を含み、かつTi：1.0 ％以下、Nb：1.0 ％以下
の１種又は２種を、（Ti／４＋Nb／８）／Ｃが１以上を
満足する条件で含有する基本成分組成になり、残部はFe
及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを、950 〜1250℃
に加熱し、引き続き熱間圧延を、仕上温度が600 ℃以
上、950 ℃以下で行い、次いで700 ℃以下、室温以上の
温度で巻き取った後、冷間圧延を圧下率60〜95％で行
い、その後再結晶焼鈍を750 〜900 ℃で10 s以上施すこ
とを特徴とする深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法（第１発明）。

【００１４】(2) 第１発明に加えて、Ｂを0.0002〜0.01
0 ％含有することを特徴とする深絞り性に優れた高強度
冷延鋼板の製造方法（第２発明）。

【００１５】(3) 第１発明に加えて、Niを0.1 〜2.0 ％
含有することを特徴とする深絞り性に優れた高強度冷延
鋼板の製造方法（第３発明）。

【００１６】(4) 第１発明に加えて、Ｂを0.0002〜0.01
0 ％とNiを0.1 〜2.0 ％とを含有することを特徴とする
深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法（第４発
明）。

【００１７】

【作用】この発明において成分組成を上記の範囲に限定
した理由について説明する。 Ｃ：0.02％を超え0.14％以下 Ｃ量は、この発明において高強度化する上できわめて重
要な因子である。発明者らは、既に述べたこの発明の技
術思想、すなわちε−Cuの析出強化とTiＣないしはNbＣ
の析出強化という、２種類の析出強化を組み合わせた強
化方式による高強度化と高ｒ値化とを両立させる高強度
冷延鋼板の製造方法を実現するために、次の実験を行っ
た。

【００１８】Mn：0.10％、Si：0.01％、Al：0.040 ％、
Ｎ：0.0030％、Ｐ：0.010 ％、Ｓ：0.002 ％及びCu：1.
5 ％を含み、かつＣ量を0.0030〜0.16％の範囲で種々に
変化させ、さらにそれぞれのＣ量においてTi／Ｃの値が
原子比で1.0 〜1.1 となる量のTiを添加した鋼を溶製
し、鋼片とした後、加熱温度1100℃、仕上圧延温度800
℃、巻取温度400 ℃の条件で熱間圧延を施した。ついで
圧下率80％の条件で冷間圧延を行って板厚0.7 mmの鋼板
とした後、850 ℃で40 sの焼鈍を行い、続いて550 ℃ま
では冷却速度５℃/sで冷却した後、20℃/sの冷却速度で
室温まで冷却した。かくして得られた鋼板について、Ｃ
量が引張強度及びｒ値に及ぼす影響につき調べた結果を
図１にグラフで示す。

【００１９】図１から明らかなように、Ｃ量が0.02％以
下の領域ではＣ量の増加に伴う引張強さの上昇は小さ
く、引張強さ：500 MPa 以上の高強度が得られないのに
対して、Ｃ量が0.02％を超える領域では引張強さに対す
るＣ量の影響が大きくなり、Ｃ量の増加に伴って引張強
さが上昇し、500 MPa 以上の高強度が得られるようにな
る。そして、ｒ値はＣ量が異なっても大きな変化はな
く、0.02％を超える領域においても極低炭素領域の鋼と
ほとんど同等の良好な値を示す。同図から、この発明に
したがう範囲のＣ量、Ti量とした場合、ｒ値を劣化させ
ることなく高強度化できることが認められる。また、発
明者らは、上記の実験におけるTiに代えてこの発明の範
囲のNb添加、あるいはTiとNbの複合添加の場合にも同様
の結果が得られることを確認した。

【００２０】以上のように高Ｃ量でありながら良好なｒ
値を示すのは、そのＣがTiあるいはNbによって完全に固
定されＩＦ化していること、そして高強度化はＩＦ化に
際し生じたTiＣやNbＣが析出強化となって発現したため
と考えられる。すなわち、この発明は従来技術では考え
られなかった高いＣ量の範囲に定めた状態でＩＦ化する
ことにより、高強度化と高ｒ値化を両立させる新規な技
術である。Ｃ量は、以上の知見に従い、0.02％を超える
範囲としなければこの発明の目的とする高強度化と高ｒ
値化とが発揮されない。しかし、Ｃ量が0.14％を超える
とｒ値が劣化するとともに、あまりにも高強度化して伸
び特性等の点で深絞り成形用途に適しなくなること及び
溶接性等に悪影響が現れるので上限を0.14％とした。

【００２１】Si ：1.5 ％以下 Siは固溶強化成分として有効な成分である。この発明で
は強化のために必ずしも含有させることはないが、含有
させることによって強度−伸びバランスが改善する。こ
の効果を利用するには1.5 ％以下の範囲とする。という
のは、1.5 ％を超えて含有させると、表面性状が劣化す
るので好ましくないためである。なお上記の効果を利用
するためには、下限は0.1 ％以上とすることが望まし
い。

【００２２】Mn：0.01〜1.5 ％ MnはＳによる熱間ぜい性を阻止するうえで少なくとも0.
01％が必要であるので、下限を0.01％とした。一方、Mn
量を増加させてゆくと、固溶強化により鋼の強度が上昇
するものの、この含有量が多すぎるとｒ値が劣化したり
溶融亜鉛めっき性を阻害したりする等の悪影響が現れて
くるので、この問題を回避できる範囲としてその上限を
1.5 ％とした。

【００２３】Cu：0.6 〜2.5 ％ Cuは、この発明では重要な強化成分である。この発明で
利用するCuの強化機構はこの成分の固溶強化機能ではな
く、ε−Cuの析出強化機能である。このε−Cuの析出強
化機能を発揮させるためには、0.6 ％以上の含有が必要
である。しかし、Cu含有量が多い鋼を1200℃以上の酸化
雰囲気中で長時間加熱すると、鋼の表皮化の結晶粒界に
Cuが濃化し、これが熱間ぜい性を惹起する等の問題を起
こす。これを回避するためにこの発明ではCuの上限を2.
5 ％とした。

【００２４】Al：0.100 ％以下 Alは、脱酸成分として鋼の清浄度を高める成分である
が、この効果は0.100 ％以上では飽和するのでその上限
を0.100 ％とした。 Ｎ：0.0100％以下 Ｎは、ｒ値を高める上で悪影響を及ぼす成分であるの
で、0.010 ％以下に抑える必要があり、上限を0.010 ％
とした。 Ｓ：0.020 ％以下 Ｓは、熱間ぜい性や非金属介在物による加工性劣化を招
くので少ない方が望ましく、この観点から0.02％を上限
とした。 Ｐ：0.020 ％以下 Ｐは、固溶強化能が大きく、強度上昇に有効であるが、
一方において結晶粒界に偏析し結晶粒界強度を弱めて二
次加工ぜい性割れを起こし易くすること、及び溶融亜鉛
めっき等の表面処理性を悪化させる等の悪影響がある。
したがってこの問題を回避するためにその上限を0.020
％とした。

【００２５】Ti：1.0 ％以下、Nb：1.0 ％以下の１種又
は２種 Ti及びNbは、この発明ではｒ値を高めつつ強度上昇を図
る上で極めて重要な成分である。この目的を達成するた
めには（Ti／４＋Nb／８）／Ｃが１以上を満足する条件
で含有しなければならない。この条件を満足しない場合
には、強度上昇とｒ値の改善を両立できない。しかしTi
量またはNb量の含有効果はそれぞれ1.0 ％を超える範囲
では飽和するとともに、経済的に不利益を来すので、上
限をそれぞれ1.0 ％とした。なお（Ti／４＋Nb／８）／
Ｃの最適範囲は約1.02〜1.3 であり、この範囲を超えて
も効果には大きな差はないのでこの範囲とすることが経
済的にも有利である。

【００２６】Ｂ：0.0002〜0.010 ％ 第２、第４発明においては、以上の基本成分に加えてＢ
を含有させる。Ｂは、深絞り成形を行う用途の材料で問
題となる二次加工ぜい性割れを阻止する上で有効な成分
である。したがってこの効果を発揮させるためには少な
くとも0.0002％が必要である。しかし0.010 ％を超える
範囲で使用してもその効果は飽和するばかりでなく、ｒ
値を劣化させる作用を行うので上限を0.010 ％とした。

【００２７】Ni：0.1 〜2.0 ％ 第３、第４発明においては、上記の基本成分に加えてNi
を含有させる。Niは、上述したCuのもつ熱間ぜい性に対
する悪影響を防止する作用を有する成分である。したが
って熱間ぜい性が生じ易い加熱温度1150℃以上の条件、
あるいはCu量が1.5 ％を超えて含有する場合などには0.
1 ％以上を含有させることが有効である。しかし高価な
成分であるので経済的観点から上限を2.0 ％に定めた。

【００２８】この発明は、基本的に以上の化学組成を有
する鋼を熱間圧延、冷間圧延及び再結晶焼鈍を施すこと
によって得られる。次に最適な機械的性質を得るための
熱間圧延、冷間圧延及び再結晶焼鈍条件について述べ
る。熱間圧延に際する加熱温度の条件は、高いｒ値を得
るために、またCuの持つ熱間ぜい性を防止する上で重要
である。すなわち加熱温度が1250℃を超えると、Cuによ
る熱間ぜい性が非常に生じ易くなるので避けるべきであ
る。また加熱温度が高くなるに従って、強度上昇には有
利になるものの、ｒ値が急激に低下する。したがってこ
の観点からも加熱温度の上限は1250℃に抑えることが望
ましい。一方加熱温度を低下してゆくと、高いｒ値が得
られ易くなる。これは熱延板での結晶粒径が微細になる
ことによる効果である。また、この熱延板の結晶粒微細
化効果は、冷延再結晶後の結晶粒にも継承されるので、
結晶粒微細化による最終製品での強度上昇効果も生まれ
る。しかし加熱温度が950 ℃に未満になると、加熱時点
でのTiＣないしはNbＣの溶体化が不十分となって、これ
らが熱延巻取後、あるいは冷延再結晶焼鈍時に析出する
ことによる析出強化による強度上昇効果が発揮されなく
なる。したがって加熱温度の下限は950 ℃とすることが
必要である。なお高強度化と高ｒ値化とを両立させ、し
かもCuのもつ熱間ぜい性をも防止するという観点からみ
た場合の最も最適な加熱条件は、1000〜1150℃の範囲で
ある。

【００２９】次にこの発明では、熱間圧延の仕上圧延温
度を600 ℃〜950 ℃の範囲に規制する。この理由を以下
に詳述する。従来の軟鋼板においては、熱延後の鋼板に
おける結晶粒界を細かくする程ｒ値を高める作用がある
ことが知られている。とは言うものの、この従来の、例
えば極低炭素ＩＦ鋼のように、この発明の鋼よりもＣ及
びTiないしはNb量が低い鋼では、熱間圧延における結晶
粒の微細化が進まず、したがって上記の効果を有効に利
用することが難しかった。また仕上圧延温度をAr₃ 変態
点よりも低くした場合には、熱延後の鋼板の結晶粒径が
以上に大きくなる現象が生じて、ｒ値が著しく劣化す
る。したがって、その悪影響を避けるために従来鋼の仕
上圧延は通常、Ar ₃ 変態点以上とするため、約850 ℃以
上の温度領域で行われるのが一般的である。

【００３０】これに対し、この発明者らの研究によれ
ば、この発明に従い、Ｃ量及びTi量ないしはNb量を高め
た鋼を加熱温度を好ましくは1150℃以下という、低い加
熱条件で熱間圧延した場合、次の理由により結晶粒の微
細化が著しく進展することが分かった。第一は、加熱時
の初期オーステナイト粒径が非常に小さくなることの効
果である。この効果は、特に仕上圧延段階でのオーステ
ナイト粒の動的再結晶微細化を惹起させ、結晶粒の微細
化を進展させる。この微細化効果は、仕上圧延温度を例
えばこの発明の範囲の高い側を選択した場合に有効に作
用する。しかし仕上圧延温度が950 ℃を超える条件とし
た場合、この効果が小さくなって、ｒ値改善効果が消失
するからこの発明では仕上圧延温度の上限は950 ℃とし
た。第二は、Ｃ量が多いこととCuを含有することのため
に従来の軟鋼板に比べてAr₃ 変態点が低下し、オーステ
ナイト範囲がより低温まで存在するので、制御圧延効果
による結晶粒微細化が進展する。この効果は特に仕上圧
延温度をこの発明の範囲の低い側を選択した場合に有効
となる。この発明の鋼スラブの成分組成範囲を選べば、
上記の効果は、例えば仕上圧延温度がAr₃ 変態点以下と
なるような条件としても有効となる。しかしながら仕上
圧延温度が600 ℃に満たないような条件では、熱間圧延
が非常に困難となるので、この発明では下限を600 ℃と
した。

【００３１】巻取温度は、700 ℃以下とする。この理由
は、上記の仕上圧延過程及び巻取段階でTiＣないしはNb
Ｃの析出が生じるわけであるが、巻取温度が700 ℃を超
える条件とすると、これらの析出物が粗大化して、最終
製品での強度上昇に寄与しなくなるからである。一方、
巻取温度は仕上圧延温度を最適化すれば室温まで低くし
ても高いｒ値及び高強度化をともに達成することが可能
である。すなわちこの発明は、上記したように熱延母板
での結晶粒の微細化を進展させることを一方の骨子とす
る高ｒ値化冷延鋼板の製造方法であるが、もう一方の高
ｒ値化手段として、従来の知見のように熱延終了段階に
おいて固溶ＣをTiＣないしはNbＣとして固定し、ＩＦ鋼
とすることを利用するものである。そのためには熱延後
の状態でTiＣないしはNbＣの析出を十分に進展させるこ
とが重要であるが、仕上圧延温度を例えば800 〜700 ℃
といったこの発明の範囲の低い側に選択した場合には、
歪誘起析出によって仕上圧延直後にTiＣないしはNbＣの
析出が速やかに完了するので、巻取温度を例えば500 〜
室温のような低い条件としても固溶Ｃの固定が不足する
ことはなく、したがってｒ値の劣化は起こらない。しか
し、仕上圧延温度を例えば850 〜950 ℃といった高い条
件を選択した場合には上記のような歪誘起析出作用が起
こり難くなるので、その場合には巻取後にTiＣないしは
NbＣの析出を進行させるために巻取温度は700 〜550 ℃
の範囲を選択するのがよい。

【００３２】冷間圧延の圧下率は、ｒ値を高めるために
は少なくとも60％が必要であり、これを満足しない場合
には再結晶後にｒ値を高めるのに有効な集合組織の発達
が不足するので、良好な深絞り成形性を得ることができ
ない。この発明では冷間圧下率を95％までの範囲で高く
するほどｒ値が改善されるが、95％を超えるとその効果
が飽和するばかりでなく、冷間圧延が困難となるので上
限を95％とした。

【００３３】冷間圧延後の再結晶焼鈍は、750 〜900 ℃
で10 s以上保持する条件で行わなければならない。これ
は再結晶を十分に起こさせ、かつ再結晶後にｒ値を高め
るための集合組織の発達を行わせる上で必要な要件であ
る。焼鈍温度が750 ℃未満の条件では 再結晶が不十分
となり、また900 ℃を超えるとオーステナイト領域とな
るのでいずれもｒ値を向上させる集合組織の形成が阻害
されるのでこのような焼鈍条件は避けなければならな
い。またこれらの焼鈍温度での保持時間が10 s未満であ
る場合にも再結晶が十分に進行しないので好ましくな
い。なお焼鈍方法は上記の要件を満たすならば連続焼
鈍、箱焼鈍のいずれでもよい。Cuは上記の焼鈍加熱時に
いったん素地に固溶し、焼鈍後の冷却過程においてε−
Cuとして再析出する。このε−Cuの析出を起こさせるた
めには、焼鈍後の冷却過程の650 〜500℃の温度範囲に
おける冷却速度を20℃/s以下にすることが望ましい。

【００３４】

【実施例】

実施例１ 表１に示す成分組成になるＡ〜Ｏの鋼スラブを用意し
た。

【００３５】

【表１】

【００３６】これらの鋼スラブを、表２に示す製造条件
で熱間圧延を施し、巻取り、板厚4.6 mmの熱延鋼板を得
た。得られた鋼板を酸洗により脱スケールした後、冷間
圧延を施して厚み0.7 mmにした後、同表に示す条件で連
続焼鈍を行った。

【００３７】

【表２】

【００３８】かくして得られた冷延鋼板について、JIS
５号引張試験片を作製して引張試験を行い、引張特性と
ｒ値を調べた。またこの鋼板より採取したブランク板を
用いて直径33mmの平底ポンチによる絞り比2.0 の円筒深
絞りを行い、得られた成形品に対して種々の温度で落重
テストを実施して何℃でぜい性破壊を起こすかを測定す
ることによって、二次加工ぜい性割れ感受性を調査し
た。以上の測定結果を表３にまとめて示す。

【００３９】

【表３】

【００４０】この発明に従う適合例Ａ〜Ｉ、及びＯは、
51kgf/mm² （500 MPa)を超える引張強さと、1.7 を超え
る極めて高いｒ値を有し、しかも耐二次加工ぜい性に優
れた高強度深絞り用冷延鋼板としての特性を持つことが
わかる。これに対し、この発明の成分組成範囲を外れた
比較例Ｊ〜Ｎは、高強度が得られていてもｒ値が低かっ
たり、またはｒ値が良好であっても高強度化が不十分で
あったり、あるいは高強度、高ｒ値が得られたとしても
耐二次加工ぜい性が劣るなど、この適合例と匹敵する高
強度深絞り用冷延鋼板としての総合特性が得られないこ
とがわかる。

【００４１】実施例２ 表１に示す鋼Ａの成分組成の鋼スラブを用意した。これ
らの鋼スラブを表４に示す製造条件で熱間圧延を施し、
巻取り、板厚4.6mm の熱延鋼板を得た。得られた鋼板を
酸洗により脱スケールした後、冷間圧延を施して厚み0.
7mm にした後、同表に示す条件で連続焼鈍を行った。

【００４２】

【表４】

【００４３】かくして得られた冷延鋼板について、JIS
５号引張試験片を作製して引張試験を行い、引張特性と
ｒ値を調べた。またこの鋼板より採取したブランク板を
用いて直径33mmの平底ポンチによる絞り比2.0 の円筒深
絞りを行い、得られた成形品に対して種々の温度で落重
テストを実施して何℃でぜい性破壊を起こすかを測定す
ることによって、二次加工ぜい性割れ感受性を調査し
た。以上の測定結果を表５にまとめて示す。

【００４４】

【表５】

【００４５】この発明に従う適合例ａ〜ｄは第１発明範
囲の製造条件で熱延した場合の熱延仕上温度の条件を本
発明範囲で変化させた場合の製造例であり、同じく比較
例ｅは熱延仕上温度が本発明範囲の上限を超えた場合の
製造例である。また、ｆ〜ｇは熱延加熱温度を変化させ
た場合の製造例で、このうちｇおよびｈは本発明に従う
適合例、ｆは熱延加熱温度が本発明範囲の下限を、同じ
くｉは上限をそれぞれ逸脱した場合の製造例である。

【００４６】表５から明らかなように、この発明に従う
適合例ａ〜ｄおよびｇ，ｈは51kgf/mm² (500MPa)を超え
る引張強さと、1.7 を超える極めて高いｒ値を有し、し
かも耐２次加工ぜい性に優れた高強度深絞り用冷延鋼板
としての特性を持つことがわかる。これに対し、この発
明の熱延仕上温度範囲を外れた比較例ｅではｒ値が低
く、また熱延加熱温範囲の下限を外れた比較例ｆでは引
張強さが低く、同じく上限を外れた比較例ｉではｒ値が
劣るなどこの適合例と匹敵する高強度深絞り用冷延鋼板
としての総合特性が得られないことがわかる。

【００４７】

【発明の効果】以上詳述したように、この発明によれ
ば、従来達成できなかった水準の高強度特性と高ｒ値特
性とを兼備し、しかも耐二次加工ぜい性でも優れる高強
度深絞り用冷延鋼板が低コストで製造でき、特にこの発
明に従い製造した鋼板を自動車のパネル類及びメンバー
類に使用した場合には、車体の軽量化に大きくするもの
であり、その産業上の意義、利益は著しく大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、Ｃ量が引張強度及びｒ値に及ぼす影響
につき調べた結果を示すグラフフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−271759（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 9/48,8/04 C22C 38/00 - 38/60

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：0.02wt％を超え0.14wt％以下、 Si：1.5 wt％以下、 Mn：0.01〜1.5 wt％、 Cu：0.6 〜2.5 wt％、 Al：0.100 wt％以下、 Ｎ：0.0100wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下及び Ｐ：0.020 wt％以下 を含み、かつ Ti：1.0 wt％以下、 Nb：1.0 wt％以下 の１種又は２種を、（Ti／４＋Nb／８）／Ｃが１以上を
   満足する条件で含有する基本成分組成になり、残部はFe
   及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを、 950 〜1250℃に加熱し、 引き続き熱間圧延を、仕上温度が600 ℃以上、950 ℃以
   下で行い、 次いで700 ℃以下、室温以上の温度で巻き取った後、 冷間圧延を圧下率60〜95％で行い、 その後再結晶焼鈍を750 〜900 ℃で10 s以上施すことを
   特徴とする深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方
   法。
2. 【請求項２】 基本成分組成に加えて Ｂ：0.0002〜0.010 wt％ を含有する請求項１記載の深絞り性に優れた高強度冷延
   鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 基本成分組成に加えて Ni：0.1 〜2.0 wt％ を含有する請求項１記載の深絞り性に優れた高強度冷延
   鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 基本成分組成に加えて Ｂ：0.0002〜0.010 wt％及び Ni：0.1 〜2.0 wt％ を含有する請求項１記載の深絞り性に優れた高強度冷延
   鋼板の製造方法。