JPH02232316A - 焼付け硬化性及び常温非時効性に優れた加工用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、自動車用外板などのごとく優れた深絞り性
をそなえるとともに加工後を終えた成品について高い塑
性変形抵抗が求められる、冷延鋼板の製造方法に関し、
特に高い焼付け硬化性（ＢＨ性）及び常温保存における
耐時効性を兼ね備えた加工用冷延鋼板の製造方法に関す
るものである．（従来の技術） 外板に用いるプレス成形品においては、物理的力による
外傷は大敵であり、このような製品の製造業者はできれ
ば外傷の生じにくい綱板の使用を望むものである。

衝突によるへこみ傷のつきにくさは耐デント性と呼ばれ
ているが、このような特性は一般に鋼板の降伏応力を上
げることによって得ることができる。

しかし一方加工に際しては加工時に要するエネルギー及
び形状の正確さの観点から、低降伏応力化が望まれてい
る。

このように相反する要求を解決する鋼板として、通常１
００〜２００℃程度の高温保持を含む塗装処理を、加工
後に施すと降伏応力が上昇するＢＨ（ＢａｋｅＨａｒｄ
ｅｎｉｎｇ）鋼板がある．この鋼板は通常固ｔ′Ｊｃ又
は固溶Ｎ、特に固溶Ｃを鋼中に存在させることにより、
塗装焼付け中の高温で固溶Ｃ等が、加工で生じた可動転
位に拡散して可動転位のモビリティを低下させることを
利用して硬化させるものである。

上記の硬化機構の問題点は、加工前に既に一部の転位が
固溶成分により固定されることから、加工に際して降伏
点伸びによるストレッチャーストレインと呼ばれる波状
の表面欠陥を生じることである．現在では、焼鈍後の調
質圧延と呼ばれる形状矯正のための極軽圧下冷間圧延を
利用して、可動転位を固溶成分から引き離しかつ表面に
歪集中部を生ぜしめ固熔Ｃ等をトラップして可動転位へ
の拡散を防ぐことにより、このような不都合の防止を図
っている． この手段は短期的には有効であるが、時効硬化現象の進
行自体を完全に抑えるものではなく、特にＢＨ量が下降
伏点で３　ｋｇｆ／ａｍ”以上の高ＢＨ鋼板の場合に顕
著であるが、加工前でも長期間の室温保存又は表面処理
ライン等における最高５５０℃程度の高温処理などで再
び固溶Ｃ等が容易に可動転位に拡散してしまう。したが
ってこれらの鋼板の使用条件は限られたものになってし
まうのが現状である． これに対し本出願人らは既に特公昭６１−１２００８号
公報などで全く新しい方式の高ＢＨ一非時効型鋼板を提
案している． すなわち、Ｎｂ，　Ｂを共同添加させた極低炭素鋼板を
Ａｃ１変態点以上のα相一Ｔ相共存温度域まで加熱し急
冷すると、アシキュラーフェライト＋フェライトの２相
組織となる．この組織は固！Ｃを含み高いＢＨ性を脊す
るが、歪の大きい、言い換えれば転位の密集したアシキ
ュラーフエライトにほとんどの固溶Ｃがトラップされて
いるため、焼鈍後も降伏点伸びをほとんど有しない．し
かしながら本発明者らの知見によれば、かかる鋼板とて
も常温における長期の時効を受けると降伏点伸びを生じ
てしまうという欠点があった．また上掲特公昭６１−１
２００８号公報などに示された鋼板は、ｒ値、伸び値な
どの加工性においても優れたものであったが、焼鈍温度
の上昇とともにこれらの加工特性が急激に劣化するため
、事実上最適焼鈍温度がＡｃ１変態点直上の１０℃程度
に限定され、安定した材質を工場生産で得るのが困難で
あった． （発明が解決しようとする課題） この発明の目的とするところは、自動車用外板用などの
冷延鋼板の製造において、加工性に優れかつ高い焼付け
硬化性（ＢＨ性）を有しながら、加工前の常温長期間保
存並びに加工を含まない再結晶温度以下の昇温などに対
する耐時効性（この明細書で常温耐時効性という）を兼
ね備えた加工用冷延鋼板の安定した製造方法を提案する
ことである． （課題を解決するための手段） この発明は、Ｃ　：　０．０１ｗｔχ　（以下単に％で
示す）以下、Ｓ１０．１χ以下、Ｍｎ　：　０，２　〜
２．０％、ｓｂ：０．００５　〜０．１Ｘ　、Ｂ　：　
０．０００５　〜０．（ＩＩＬ　Ａｌ　：　０．５Ｘ以
下及びＮ　：　　０．０２Ｘ以下を含有し、かつＢ　−
　（１１／１４Ｎ−１１／２７　Ａｌ）≧０．０００５
（χ）　　・・・〔１）を満足し、残部はＦｅ及び不可
避的不純物からなる組成の鋼を素材として熱間圧延を行
い、熱延仕上温度をＡｒ１変態点〜９００℃の範囲とし
、この熱間圧延で得られた熱延板に冷間圧延を施し、こ
の冷間圧延に引き続きＡｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋９
０℃の温度域まで加熱して少なくともＡｒ１変態点＋１
００“（，−Ａｒ１変態点−１００℃の温度範囲は冷却
速度７℃八以上で冷却する熱処理を行った後、圧下率０
．２〜５％の調質圧延を施すことを特徴とする焼付け硬
化性及び常温非時効性に優れた加工用冷延鋼板の製造方
法（第１発明）、及び Ｃ：０．０１χ以下、Ｓｉ　：　０．ＩＸ以下、Ｍｎ　
：　０．２　〜２．０′ｇ、Ｎｂ　：　０．００５　　
〜０．１％、　Ｂ　　：　０．０００５〜ｏ．ｏｉχ　
、　Ｐ　：０．０３　　〜０．１５％、Ａｌ　：　０．
５χ以下及びＮ　：　０．０２χ以下を含有し、かつ Ｂ　−　（１１／１４Ｎ−１１／２７＾１）≧０。００
０５　（χ）　　・・・（１）を満足し、残部はＦｅ及
び不可避的不純物からなる組成の鯛を素材として熱間圧
延を行い、熱延仕上温度をＡｒ＝変態点〜９００℃の範
囲とし、この熱間圧延で得られた熱延板に冷間圧延を施
し、この冷間圧延に引き続きＡｃ１変態点〜＾Ｃ１変態
点＋９０℃の温度域まで加熱して少なくともＡｒ１変態
点＋１００”（：−Ａｒ１変態点−１００℃の温度範囲
は冷却速度７℃／ｓ以上で冷却する熱処理を行った後、
圧下率０．２〜５％の調質圧延を施すことを特徴とする
焼付け硬化性及び常温非時効性に優れた加工用冷延鋼板
の製造方法（第２発明）、及び Ｃ　：　０．０００５　〜０．０１％、Ｓ５　：　０．
１χ以下、Ｍｎ：０．２〜２．０％、↑ｉ　：　０．０
０５〜０．０５％、Ｎｂ　：　０．００５〜０．１％、
Ｂ　：　０．０００５〜０．０１％、Ａｌ　：　０．５
χ以下Ｓ　：　０．０５χ以下及びＮ　：　０．０２χ
以下を含有し、かつＢ　−　（１１／１４Ｎ　−１１／
２７　Ａｔ　　１１／４８Ｔｉ）≧０．０００５（χ）
Ｃ　　（１２／４８Ｔｉ　　１２／３２　　Ｓ　　１２
／１４　　Ｎ）≧０。０００５　（χ）を満足し、残部
はＦｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋼を素材とし
て熱間圧延を行い、熱延仕上温度をＡｒ１変態点〜９０
０℃の範囲とし、この熱間圧延で得られた熱延板に冷間
圧延を施し、この冷間圧延に引き続きＡｃ１変態点〜Ａ
ｃ１変態点＋９０℃の温度域まで加熱して少なくともＡ
ｒ１変態点＋１００’（，ｙＡｒ（変態点−１００℃の
温度範囲は冷却速度７℃／ｓ以上で冷却する熱処理を行
った後、圧下率０．２〜５％の調質圧延を施すことを特
徴とする焼付け硬化性及び常温非時効性に優れた加工用
冷延鋼板の製造方法（第３発明）及び、 Ｃ　：　０．０００５　〜０．０１％、Ｓｉ　：　０．
ＩＸ以下、Ｍｎ　：　０．２　〜２，０％、Ｔｉ　：　
０．００５　〜０．０５Ｚ　、Ｎｂ　：　０．００５　
〜０．１％、Ｂ　：　０．０００５〜０，０１％、ｐ：
ｏ．ｏ３〜０．１５％、Ａｌ：０．５χ以下、Ｓ：０．
０５χ以下及びＮ　：　０．０２χ以下を含有し、かつ Ｂ．　　（１１／１４Ｎ　　１１／２７　Ａ１　　１１
／４８７ｉ）≧０．０００５（χ）Ｃ−（１２／４ＢＴ
ｆ−１２／３２　Ｓ　−１２／１４　Ｎ）≧０．０００
５（Ｘ）・・・（ｌ）′ ・・・（２） ・・・（１）′ ・・・（２） を満足し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる組成
の鋼を素材として熱間圧延を行い、熱延仕上温度をＡｒ
１変態点〜９００℃の範囲とし、この熱間圧延で得られ
た熱延板に冷間圧延を施し、この冷間圧延に引き続きＡ
ｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋９０℃の温度域まで加熱し
て少なくとも計１変態点＋１００”（：−Ａｒ１変態点
−１００℃の温度範囲は冷却速度７℃／ｓ以上で冷却す
る熱処理を行った後、圧下率０．２〜５％の調質圧延を
施すことを特徴とする焼付け硬化性及び常温非時効性に
優れた加工用冷延鋼板の製造方法（第４発明）である． ここに上記の熱処理は、工業的生産に当たっては連続焼
鈍工程として行われる。

（作　用） この発明において重要な点は、結晶組織の改善と調質圧
延の組み合わせにより、従来に勝る高ＢＨ性及び常温非
時効性の両立を実現した点である．この効果について以
下の実験結果により示す．鋼Ａ（重量％（以下同様）で
Ｃ　：　０．００２９％、Ｓｉ：　０．０１％、Ｍｎ　
：　０．５５％、Ｎｂ　：　０．０１０％、Ｂ　：　０
．００１５Ｘ　，　　Ｐ　：　０．０２４＄、Ａｌ　：
　０．０５６％、Ｓ　：　０．００８％、Ｎ：０．００
３１！　）及び鋼Ｂ　（　Ｃ　：　０．００４０Ｘ　Ｓ
Ｓｉ　：　０．０１％、Ｍｎ　：　０．２２Ｘ　，　Ｎ
ｂ　：　０．０２０％、Ｐ　：　０．０４５％、Ａｌ　
：　０．０５０％、Ｓ　：　０．０１２％、Ｎ　：　０
．００２７χ）の２種の成分になる鋼をそれぞれ連続鋳
造一熱間圧延一冷間圧延一連続焼鈍の工程を経て板厚０
．８　ｍｍの冷延鋼板とした． ｔｌ４Ａはこの発明の成分範囲の綱であり、スラブ加熱
温度は１２００℃，Ａｒｚ変態点８３０　℃に対して熱
延終了温度は８６０℃、熱延板板厚は３．５　ｙａｖｇ
、熱延板巻取り温度は５５０℃、またＡｃ１変態点９１
０℃に対して焼鈍温度は９４０℃〜Ａｒ１変態点，Ａｒ
１変態点８２０℃に対して９２０℃から７２０　℃まで
の平均冷却速度は２５℃／ｓであった． 一方鋼Ｂは従来型のＢＨｆＩＡ板において高ＢＨ性とな
るように製造条件及び成分を選んだもので、スラブ加熱
温度は１２００℃〜Ａｒ１変態点，Ａｒｌ変態点８４０
℃に対して熱延終了温度９００℃、熱延板板厚３．５　
１Ｉｌｍ、熱延板巻取り温度７００　℃、またＡｃ１変
態点９００℃に対して焼鈍温度は８６０℃、焼鈍温度（
８３０℃）から６００　℃までの平均冷却速度は２５℃
／ｓであった。

次いでＡ鋼板、Ｂ綱板共に調質圧延（スキンバス）をＯ
（無し）〜１，５％施した。

これらの鋼板につきＢＨ性を調べたところ調質圧延の有
無にかかわらずＡ＠ＯＢＨ量は５．５ｋｇｆ／＋＋ｍ’
　、Ｂ［のＢＨ量は３．５　ｋｇｆ／ｍｍ”　テあった
。

なおＢＨＩについては第４図に示すごとく公称歪２％予
歪時の公称応力と、予歪後１７０℃Ｘ２０分の時効処理
を施した後の下降伏点応力（公称）の差をとった． 第１図にこれらの鋼板の時効性に及ぼす調質圧延の効果
を示す。

同図から明らかなようにアシキュラーフエライト＋フェ
ライトの２相組織となったＡＮの、０．２％以上調質圧
延材は３０℃、６ケ月相当の時効処理を施してもほとん
ど降伏点伸びを生じず、０．５％以上の調質圧延材に至
っては時効処理を施しても全く降伏点伸びを生じない．
しかし従来の製法である調譬圧延なしでは、時効処理で
降伏点伸びを有するようになる．一方フエライト単相の
従来型高ＢＨｆｉ板Ｂは、調質圧延の有無にかかわらず
、常温時効性を示し降伏点伸びが生じてしまう．Ａ，Ｂ
両鋼について調質圧延なし、及び１％調質圧延（スキン
バス）の各２種類の鋼板を用意し、１００℃時効処理に
よる時効性、すなわち降伏点伸びの発生状況を調べた．
これらの結果を第２図に示す。

同図から明らかなようにＡ　ｍ　ＫＮ賞圧延材は３０℃
、６ケ月相当の時効処理を施しても降伏点伸びを生じな
い。しかし調質圧延なしでは焼鈍直後こそ降伏点伸びは
ないものの、時間とともに降伏点伸びを生じるようにな
ることがわかる．一方Ｂ＠は、調質圧延なしではもとか
ら降伏点伸びが高く外板向け加工用鋼板としては使い物
にならない。また調質圧延を施して降伏点伸びを一時的
に抑えても、すぐに時効してしまうことがわかる． このようにこの発明の方法による鋼板は、高いＢ｝｛性
を有しながら常温非時効性に優れている．この理由は次
のように推定される。

前述のようにＮｂ，　　Ｂを共同添加した極低炭素綱板
は、Ａｃｌ変態点以上のα相−Ｔ相共存温度域まで加熱
し急冷するとアシキュラーフェライト＋フェライトの２
相組織となる．この組織は固溶Ｃを含み高いＢＨ性を有
するが、歪の大きい、言い換えれば転位の密集したアシ
キュラーフエライトにほとんどの固溶Ｃがトラップされ
ているため、焼鈍後も降伏点伸びをほとんど有しない。

このような鋼板には調質圧延による降伏点伸び防止は不
要であると思われていたが、発明者らはこのような組織
であっても固溶Ｃが軟質であったフエライト相中の可動
転位にも時間とともに拡散し、やがては降伏点伸びを生
じることを防ぎ得ないこと、そしてこのような組織にな
る鋼板に限り予想外にも調質圧延が時効性の顕著な抑止
効果を付与することをつきとめたのである．アシキュラ
ーフェライト＋フエライトの２相組織への調質圧延は、
表面に歪を導入するだけでなく、アシキュラーフエライ
ト粒内部又はアシキュラーフェライトとフエライトとの
粒界に付加的な歪集中を生じさせて、軟質なフエライト
相中の可動転位への固溶Ｃの拡散を事実上問題に成らな
い程度に抑制し、加工により多量の転位が新たにフエラ
イト相中に導入されない限り時効しなくしているものと
考えられる。

この発明においてもう１つの重要な点は、Ａｃ１変態点
をはるかに超える温度の焼鈍においてもｒ値、伸び値な
どの加工特性が劣化しない製造条件の知見である。これ
には熱延仕上温度が顕著な改善効果を有することが明ら
かになった．以下に、その効果を実験事実に沿って説明
する。

Ｃ　：　Ｑ．００２５％、Ｓｉ　：　０．Ｑ１％、Ｍｎ
　：　（１．５１Ｘ　，　Ｎｂ　：ｏ．ｏｉｏ％、Ｂ　
ｊ　Ｏ．００１５％、Ｐ　：　０．０１２ＸＳＡｌ　：
　０．０６０％、Ｓ　：　０．００８％、Ｎ　：　０．
００２７χの鋼を研究室で真空鋳造一熱間圧延一冷間圧
延一連続焼鈍（熱サイクルシミエレート）の工程を経て
板厚０．８　Ｉｌｔａの冷延鋼板とした．ここで工程条
件は、スラブ加熱温度は１２５０℃とし、熱延終了温度
は８００〜９１０℃の間で変化させた。なお熱延仕上温
度は９１０℃とし、熱延鋼板の空冷過程の測定により靜
ゴ変態点（空冷曲線の平坦部）は約８５０℃であった。

熱延板板厚は３．５　ｍｍ，熱延板巻取り温度は５００
℃相当である。

また焼鈍温度はＡｃ１変態点９１０℃に対して約８６０
〜１０１０℃程度まで変化させ（均熱５秒）、またＡｒ
１変態点（熱膨張測定による）８１０℃に対して９１０
℃から７１０℃までの平均冷却速度は２０℃／Ｓであっ
た．た． 焼鈍直後、調質圧延なしての機械的性質を測定した．な
お機械的性質の測定は、月３５号試験片を用い、ＢＨの
測定は第１図の場合と同様の方法をとった。

焼付け硬化性（Ｂｔｉ性）は、４．０〜５．５　ｋｇｆ
／ｓｕｍχ降伏強度（ＴＳ）は１８〜２０ｋｇｆ／ｓｍ
”　、破断強度（ＴＳ）は、３２〜３３ｋｇｆ／＋＋ｕ
＋＋”であった．焼鈍直後、調質圧延なしてのｒ値、伸
び及び陣伏点伸び特性を第３図に示す． 第３図からわかるように、９１０　℃熱延仕上材はＡｃ
ｌ変態点直上では優れた加工性を示すが、焼鈍温度が上
がるにつれて急速に加工性が劣化した．これは従来の常
識どおりであったが、この発明のごとく、熱延仕上温度
を８４０　℃と＾ｒ１変態点直上に近い値まで下げると
、焼鈍温度が上がってもほとんど加工性は劣化せず良好
である。更に熱延仕上温度を下げてＡｒ１変態点より下
の８００℃とすると、伸び値は高温熱延仕上材より劣化
しないものの、ｒ　｛！がａｉ端に低い。

なおいずれの熱延条件においても焼鈍温度がＡｃ１変態
点以下では陳伏点伸びが大きく、加工時にストレッチャ
ーストレインが顕著に現れるので加工には向かない．ま
た９５０℃程度以上の高温焼鈍ではいったん消えた降伏
点伸びがわずがながら再び現れるが、これは後述の調質
圧延により抑えることができる． さて第３図より明らかな如く、この発明による鋼板は従
来より広い温度範囲で良好な材質を安定して保つ．この
理由については明確ではないが、以下の如く推察される
。

Ａｃ１変態点以上の高温で焼鈍した鋼板が高いｒ値及び
伸び特性を示す機構はもともと明らかでないが、高温焼
鈍中にもα相が一部残留していて、この残留α相の分布
及び集合組織がこのような効果を及ぼしているものと考
えられる。ここで焼鈍温度が通常Ａｃ１変態点を１０℃
程度以上超えると残留α相の量は著しく減少し、このた
め加工性は劣化するものと思われる．一方Ａｒｚ変態点
直上で熱延仕上げされた熱延板は、微細な結晶粒径を有
する。このためこの発明では、残留α相の量が減少して
も粒径が微細なために結晶粒の個数としては高温でもか
なり残留していて、冷却時のα相成長核としてのａ＃Ｉ
９がさして低下しないために加工性を保つのではないか
と考えられる． 無論このような機構による加工性の保持には限界温度が
あるはずであり、事実第３図においても１０００℃を超
える焼鈍温度ではＡｒ３変態点直上で熱延仕上げした鋼
板においても加工性の劣化がみられる．すなわち残留α
相がほとんど消失したためと考えられるが、この現象は
この発明の成分系ではほぼＡｃ１変態点＋９０℃を超え
ると現れる。

以下各成分組成範囲の限定理由を述べる．ＣＴＣは、Ｂ
Ｈ性を付与するうえで重要な成分であるが、０．０１％
を超えるとこの発明の方法をもってしても常温非時効性
の維持は困難になる。また、Ｃ量は低いほど材質に有利
であり、０．０１％を超えると良好な加工性が得られな
くなる．したがってＣ量はＯ．０１％以下とする。なお
、高いＢＨ性を得るためにはｃｌは０．０００５％以上
あることが望ましく、特に後述のように強力な炭化物形
成成分であるＴｉを添加する第３及び第４発明では、固
溶Ｃ量がｏ．ｏｏｏｓ％以上は必須である．５３　：　
Ｓｉは、鋼板強度増のために若干の添加を妨げるもので
はないが、０．１％より多く存在すると、餌板の伸びお
よび絞り性を劣化させるので０．１％以下とする。

Ｍｎ　：　Ｆｉｎは、深絞り性を劣化させずに鋼板の変
態温度をさげることのできる成分であり、また鋼板強度
を上げるのにも有効である，Ｍｎｌが０．２％に満たな
いとα相一Ｔ相共存温度域が高くなり不経済な高温焼鈍
を余儀なくされるのみならず、２相組織化のためには焼
鈍の際に冷却速度は５０℃八以上が必要となる．一方Ｍ
ｎ量の２．０％を超える過剰な添加は、鋼板の伸び及び
絞り性と強度とのバランスを劣化させるうえ、Ｍｎは溶
鋼中で吸熱反応を起こすために溶鋼温度の低下によって
真空脱ガス処理が不可能となる。したがってＭｎ添加量
は０．２〜２．０％の範囲とする。

Ｎｂ　：　Ｎｂは、Ｂと共存ずることにより冷却時のＴ
→α変態を低温側に下げ、アシキュラーフエライト士フ
エライト２相組織化を促進させる。また集合組織におい
てもＢの共存下で顕著な（１１１）方位の集積を生じさ
せ、加工性（特にｒ値）を上げる．これらの効果は０．
００５〜０．１％の間で最も有効である，　Ｎｂ量が０
．　００５％に満たないと２相組織化及び集合組織改善
効果が不十分であり、また０．１％を超える添加は添加
効果が飽和するのみならず伸びの著しい劣化を招き、強
度一加工性バランスを低下させる。したがってＮｂ添加
量は０．００５〜０．１％とする。

ＢＩＢは、前述のようにＮｂと共存することにより冷却
時のＴ→α変態を低温側に下げ、アシキュラーフエライ
ト＋フエライト２相組織化を促進させる。また集合組織
においてもＮｂの共存下で顕著な（１１１）方位の集積
を生じさせ、加工性（特にｒ値）を上げる。更に加工用
鋼板に必要とされる耐２次加工ぜい性の改善にもＢの添
加は有効である。

これらの効果はｏ．ｏｏｏｓ〜０，０１％の間で最も有
効である。Ｂｉｌが０．　０００５％に満たないと２相
組織化及び集合組織改善効果が不十分であり、また０．
０１％を超える添加は添加効果が飽和するのみならず、
伸びの著しい劣化を招き、強度一加工性バランスを低下
させる。したがってＢ添加量はｏ．ｏｏｏｓ〜０．０１
％とする。

Ａｌ：この発明でＡ１は、主に脱酸及びＮをＡｌＮとし
５て固定しＢＮ形成によるＢ歩留まりの低下を防ぐこと
を目的として添加する．Ｎと結合していない固溶Ｂを前
述の理由により０．０００５％以上確保するためにはＢ
及びＮとの関係で Ｂ　−　（１．１／１４Ｎ−１１／２７　Ａｌ）≧０．
０００５（χ）更に第３発明、第４発明のＴｉ添加の場
合には、ＴＩにもＮ固定の働きがあるので Ｂ　−　（１１／１４Ｎ　−１１／２７　Ａｔ−１１／
４８Ｔｉ）≧０．０００５（χ）を満たす量のＡｌ添加
が必要である。一方０．５％を超えるＡ１添加は表面性
状に悪影響を及ぼすので０．５％以下に抑えなければな
らず、好ましくは０．１％以下が良い。したがってＡｌ
に関しては０．５％以下、かつ Ｂ　−　（１１／１４Ｎ−１１／２７　Ａｌ）≧０．０
００５（χ）又はＢ　−　（１１／１４　Ｎ　−　１１
／２７　Ａｌ　−　１１／４８Ｔｉ）≧０．０００５（
χ）を満たす量とする。

ＮＵＮは、深絞り性を劣化させるうえ、Ａｌで固定しな
いとＢと結合し、Ｂの添加効果を大幅に低下させるので
その量が多いほどＡｌの必要量が増加し不経済である．
また固溶Ｎは常温時効性が元々高いので、この発明では
焼付け硬化成分には用いない．したがってＮ量はできる
限り低めに抑えるのが望ましいが、工程の経済性から許
容量を０．０２％以下とする。好ましくはＮｉは０．０
０６％以下に抑えるのがよい。

Ｐ：第２発明、第４発明では鋼板強化を目的としてＰを
添加する．Ｐについては鋼板強化成分として０．１５％
以下の添加ならばこの発明の効果を損なうものではない
。一方Ｐの鋼板強化の効果は０．０３％以上添加しない
とほとんど表れないので、Ｐを添加する第２発明、第４
発明ではＰ量を０．０３〜０．１５％とする必要がある
。

Ｔｉ：第３発明、第４発明においては加工性の改善、Ｂ
歩留まりの向上のために若干量のＴｉを添加す不。Ｔｉ
の効果を出すためには０．００５％以上の添加が必要で
あるが、０．０５％を超える添加は添加効果の点で不経
済であるばかりで無く、変態点の上昇による生産性のコ
スト増も招く。またＢＨ性の確保のためには固溶Ｃ量を
０．０００５％以上確保することが必要であり、有効Ｔ
ｉ　（ＴｉＮ，　ＴｉＳ形成分を除いたＴｉ）に関して
、 Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／３２　Ｓ　−１２／１４
　Ｎ）≧０．０００５（Ｚ）を満たさなければならない
ことになる。またＮ固定効果については、前述の有効Ｂ
　ｉｌ　：　０．０００５％以上という条件から Ｂ　−　（１．１／１４　Ｎ　−　１１／２７　　八ｌ
　　　１１／４８Ｔｉ）≧０．０００５（χ）を満たせ
ばいいことがわかる．したがってＴ＋の最適添加量は、
０．００５〜０．０５％でかつＣ−（１２／４８Ｔｉ−
１２／３２　Ｓ　−１２／１４　Ｎ）≧０．０００５（
χ）および Ｂ　−　（１１／１４　Ｎ−１１／２７Ａｌ−　１１／
４８Ｔｉ）≧０．　０００５　（χ）を満たず量である
。

なおこの発明においては鋼中一般成分としてのＳについ
ては特に規定する必要がない。しがしながらＳについて
加工用鋼板としてのコストに見合った範囲で低減するこ
とが望ましく、０．０５％以下にすることが好ましい。

また前述のＴｉ添加の場合には有効Ｔｉ量を考慮するう
えでＳ添加量は重要な意味を持つ。

次にこの発明の鋼板製造条件の限定理由を以下に述べ灸
。

まず製鋼については常法に従って行えばよく、特にこの
発明ではそれらの条件の限定は必要としないが、コスト
及び品質の点で連続鋳造法を用いることが望ましい。

熱間圧延については、前述のようにＡｃ１変態点をはる
かに超える温度の焼鈍においても加工性を劣化させない
ためには熱延仕上温度の限定が有効なことがら熱延仕上
温度はＡｒ＝変態点直上付近とする必要がある。具体的
にはＡｒユ変態点〜９００℃でこの発明の目的の一つで
ある良好な加工性は得られるが、高温焼鈍において安定
した材質を得ようとするならば望ましくはＡｒ３変態点
〜Ａｒｆｆ変態点＋５０℃の範囲で仕上げることとする
。その他の条件については特に規定するものではなく、
常法に従って行えばよい。巻取り温度は、通常の５５０
〜７００℃程度で充分に優れた材質が得られる。

冷間圧延についても常法に従って行えばよく、特にこの
発明ではそれらの条件の限定は必要としないが、再結晶
及びα一γ変態の迅速な進行のためには５０％以上の冷
延圧下率が望ましい。

この発明において熱処理は、箱焼鈍法では２相組織化に
不十分なので、連続焼鈍法が望ましい。

また２相組織化ずるためには当然のことながら連続焼鈍
の焼鈍温度を少なくともＡｃ１変態点以上のα相−Ｔ相
共存温度域まで加熱することが重要である。一方前述の
ようにＡｃ１変態点＋９０℃を超えると残留α相の消失
によると思われる加工性劣化が機構的に避けがたいので
、焼鈍温度はＡｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋９０℃とす
る必要がある。なおＡｃ１変態点直上の焼鈍では材質値
の変動がやや大きく、また工場生産につきものの成分、
均熱、測定設備のばらつきなどを考慮すると、Ａｃ１変
態点＋１０℃以上の焼鈍温度を確保することが望ましい
。

また焼鈍後の冷却時にＴ相の少なくとも一部がアシキュ
ラーフェライトとなるためには焼鈍後の冷却速度を大き
くとる必要があるが、この急冷を要するのはＡｒ１変態
点付近だけであるので、この急冷温度範囲はＡｒ１変態
点＋１００℃−Ａｒ１変態点１００℃の温度域に限るも
のとする。かかる温度域の冷却速度が７℃／ｓに満たな
いとγ和からアシキュラーフェライトが生じず、したが
ってＡｒ１変態点＋１００℃〜＾ｒ１変態点−１００℃
の温度域の冷却速痩は７℃／ｓ以上とするが、この温度
域の冷却速度が５０℃／Ｓを超えるとｒ値、伸びとも劣
化が若干目立つようになるのでＡｒ１変態点＋１００゜
（−Ａｒ１変態点−１００　℃の温度域の冷却速度は７
℃／ｓ〜５０℃／ｓの範囲が望ましい。

かくして得られたアシキュラーフェライト＋フェライト
２相組織鋼板に０．２〜５％の圧下率にて調質圧延を施
すことで、この発明の目的とする焼付け硬化性及び常温
非時効性に優れた加工用冷延鋼板を得ることができる。

この発明の方法で製造した鋼板は本来降伏伸びはほとん
ど生じないが、０．２％に満たない圧下率では常温時効
を充分抑制することができない。また、５％を超える圧
下率では調質圧延を施すと加工歪による可動転位の増加
によってかえって歪時効を促進する結果となる。

したがって調質圧延の圧下率は０．２〜５％の範囲とす
る。なお優れた加工性を重視するならば、〔板厚（ａＩ
ｌ）Ｘ１．５　〕％を超える圧下率は若干鋼板が硬質化
するので避けることが望ましい。すなわちこのような目
的においてはｌ！ｌｍ圧延の圧下率は０．２％〜〔板厚
（ｎｕ＋＋）Ｘ１．５　）％とすることが望ましい．一
方常温非時効性を重視するならば〔板厚（＋ｗｍ）Ｘ０
．７　）％に満たない圧下率では極長時間の常温保持に
よりわずかながら時効を生じるので〔板厚（ｌｌＩｌｍ
）Ｘ０．７　）％以上の圧下が望ましい。すなわちこの
ような目的においては調質圧延の圧下率は 〔板厚（ｍｍ）　Ｘ　０．　７ 〕 ％〜５％とすることが望 ましい。

（実施例） 実施例１ 表１に示す種々の成分組成になる鋼を準備した。

／ これらの供試鋼スラブを連続鋳造にて製造し、１２００
℃に加熱したのち粗圧延（圧下率８８％）、仕上げ圧延
（圧下率８８％、熱延仕上温度：表２に示す）を経て板
厚３．５　ｍｍのホットコイルとし、その１０．８ｍｍ
まで冷間圧延を行った。その後表２に示す条件で連続焼
鈍及び調質圧延を行った。

このようにして得られた冷延鋼板の材質調査結果を表３
に示す。なおＢＨＩは、第４図に示すごとく下陣伏点を
とった。

表３から明らかなように本発明例であるＮｏ．　Ｌ　Ａ
２，３，４，１０，及び１１は、いずれも優れた加工性
を示すのみならず、高いＢ　Ｉ−｛性と優れた常温非時
効性を有することがわかる。

一方、成分がこの発明に適合しない比較例ＮＯ、５，６
，７，８，９．１２また工程条件がこの発明に適合しな
い比較例Ｎｏ．ＩＢ．　ＩＣ，　１０，　ＩＥ，　ＩＦ
はいずれも本発明例に比してＢＨ性又は常温非時効性に
劣る上、加工性及び強度で劣るものが多く、この発明の
方法が優れていることが明白である。

すなわち比較例Ｎα５はＮｂを含有しないため、また比
較例ＮＯ．６はＢを含有しないために、いずれも加工性
、特にｒ値の劣化を招き、さらに常温時効が容易に進行
してしまう。また比較例Ｎｏ．　９も八１が少な＜　Ｂ
　一（ｌ！／１４　Ｎ−１１／２７八ｌ）≧０．０００
５χを満たさないので有効な固溶Ｂ量が確保されていな
いためＢ無添加の比較例ｊ４α６同様に加工性及び常温
非時効性の劣化が生じている。

比較例Ｎｏ．　７は、Ｃを０．０１５０％と多量に含有
しているため、ＢＨ性は高いものの加工性は悪く、又常
温非時効性にきわめて劣り時効前からかなりの降伏点伸
びを示す。逆に過剰添加のＴｉによりＣ（１２／４８Ｔ
ｉ−１２／３２　Ｓ　　１２／１４　Ｎ）≧０．　００
０５′＆を満たさす固溶Ｃが不足している比較例Ｎｏ．
　１２は、ＢＨ性を有しないうえ、熱延板結晶粒径が微
細に成りにくいためか加工性も劣化している。

比較例Ｎα８は、ｉｎの含有量が０．１２％と低いため
、高温焼鈍を要するのみならず十分な２相組織が得られ
ず中途半端な加工性、Ｂ　ｉ｛性及び常温非時効性とな
っている。

比較例ｔｈｌＢは、Ａｃ１変態点より低温で焼鈍してい
るためにフエライト単柑組織であり、Ｂ　Ｈ量、常温非
時効性とも不十分であり加工性もやや劣る。

比較例ＮαＩＣは、焼鈍後の冷却速度が小さいため、十
分に２相ｍ織化せず加工性、常温非時効性とも悪い。

比較例Ｎｏ．ｌＤは、！！Ｉ質圧延なし、また比較例Ｎ
αＩＥは、調質圧延圧下率０．１％と低い。これらはい
ずれも常温非時効性に劣る。

また比較例ＮαＩＦのように熱延仕上温度がＡｒ３変態
点を下回るとｒ値が１しく悪い。

実施例２ 実施例１の本発明法ＩＡ及び比較法ＩＤで製造した冷延
鋼仮を焼鈍一調質圧延後、溶融亜鉛めっきラインに通板
した。めっきラインの均熱サイクルは５５０℃Ｘ１５秒
であった。

めっき後の鋼板ＩＡの材質はＹＳ：１８．８　ｋｇｆ／
ｍｍ”、ＴＳ：３１．９　ｋｇｆ／ｍｍ”　、伸び値４
９．８％、ｒ値２．３８で加工性はめっき前とほとんど
変わらず、またＢＨ，ｉｌ５．５　ｋｇｆ／ａｍ”　、
降伏伸び０．０％と優れたＢＨ性及び常温非時効性もそ
のままである。

一方鋼板ＩＤは、めっき後のＢ　Ｈ５．Ｏ　ｋｇ４／ｎ
＋ｒｓ”降伏点伸び１．２％となり、これに伴い材質も
ＹＳ：２１．３　ｋｇｆ／ａｍ”　、ＴＳ：３２．Ｏ　
ｋｇｆ／ｍｍ”　、伸び値４５．６％、ｒ値１．９６で
加工性も若干劣化していた。

（発明の効果） この発明によって、加工性、高ＢＨ性及び常温非時効性
を兼ね備えた冷延鋼板の工業的な安定生産が可能となり
、特に外板加工用鋼板として容易な加工と優れた強度を
もたらすこととなった。これは、従来の加工用ＢＨ鋼板
が時効性ゆえに使用できなかった条件下での用途、例え
ば常に在庫を確保するために必要な長期の保存向け、長
期の船旅を要する輸出向け、５００℃程度の高温をくぐ
らす合金化めっきの原板向け等の適用の道を開くもので
ある。

【図面の簡単な説明】

第１図は、常温非時効性に及ぼす調質圧延の効果を示し
たグラフ、 第２図は、常温時効性に関して本発明鋼と従来鋼とを比
較して示したグラフ、 第３図は、焼鈍直後、調質圧延なしでのｒ値、伸び及び
降伏点伸び特性を示すグラフ、第４図は、焼付け硬化性
（ＢＨ性）の測定方法を示す図である。 第１図 盲周１ｉ丘敲圧下千Ｃ％ノ ３Ｌ ＠２図 第４図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．２〜２．０ｗｔ％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％、 Ｂ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％、 Ａｌ：０．５ｗｔ％以下及び Ｎ：０．０２ｗｔ％以下 を含有し、かつ Ｂ−（１１／１４Ｎ−１１／２７Ａｌ）≧０．０００５
   （ｗｔ％）を満足し、残部はＦｅ及び不可避的不純物か
   らなる組成の鋼を素材として 熱間圧延を行い、熱延仕上温度をＡｒ＿３変態点〜９０
   ０℃の範囲とし、 この熱間圧延で得られた熱延板に冷間圧延を施し、 この冷間圧延に引き続きＡｃ＿１変態点〜Ａｃ＿１変態
   点＋９０℃の温度域まで加熱して少なくともＡｒ＿１変
   態点＋１００℃〜Ａｒ＿１変態点−１００℃の温度範囲
   は冷却速度７℃／ｓ以上で冷却する熱処理を行った後、 圧下率０．２〜５％の調質圧延を施すこと を特徴とする焼付け硬化性及び常温非時効性に優れた加
   工用冷延鋼板の製造方法。 ２、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．２〜２．０ｗｔ％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％、 Ｂ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％、 Ｐ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、 Ａｌ：０．５ｗｔ％以下及び Ｎ：０．０２ｗｔ％以下 を含有し、かつ Ｂ−（１１／１４Ｎ−１１／２７Ａｌ）≧０．０００５
   （ｗｔ％）を満足し、残部はＦｅ及び不可避的不純物か
   らなる組成の鋼を素材として 熱間圧延を行い、熱延仕上温度をＡｒ＿３変態点〜９０
   ０℃の範囲とし、 この熱間圧延で得られた熱延板に冷間圧延を施し、 この冷間圧延に引き続きＡｃ＿１変態点〜Ａｃ＿１変態
   点＋９０℃の温度域まで加熱して少なくともＡｒ＿１変
   態点＋１００℃〜Ａｒ＿１変態点−１００℃の温度範囲
   は冷却速度７℃／ｓ以上で冷却する熱処理を行った後、 圧下率０．２〜５％の調質圧延を施すこと を特徴とする焼付け硬化性及び常温非時効性に優れた加
   工用冷延鋼板の製造方法。 ３、Ｃ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．２〜２．０ｗｔ％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％、 Ｂ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％、 Ａｌ：０．５ｗｔ％以下 Ｓ：０．０５ｗｔ％以下及び Ｎ：０．０２ｗｔ％以下 を含有し、かつ Ｂ−（１１／１４Ｎ−１１／２７Ａｌ−１１／４８Ｔｉ
   ）≧０．０００５（ｗｔ％）Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１
   ２／３２Ｓ−１２／１４Ｎ）≧０．０００５（ｗｔ％）
   を満足し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる組成
   の鋼を素材として 熱間圧延を行い、熱延仕上温度をＡｒ＿３変態点〜９０
   ０℃の範囲とし、 この熱間圧延で得られた熱延板に冷間圧延を施し、 この冷間圧延に引き続きＡｃ＿１変態点〜Ａｃ＿１変態
   点＋９０℃の温度域まで加熱して少なくともＡｒ＿１変
   態点＋１００℃〜Ａｒ＿１変態点−１００℃の温度範囲
   は冷却速度７℃／ｓ以上で冷却する熱処理を行った後、 圧下率０．２〜５％の調質圧延を施すこと を特徴とする焼付け硬化性及び常温非時効性に優れた加
   工用冷延鋼板の製造方法。 ４、Ｃ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．２〜２．０ｗｔ％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％、 Ｂ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％、 Ｐ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、 Ａｌ：０．５ｗｔ％以下 Ｓ：０．０５ｗｔ％以下及び Ｎ：０．０２ｗｔ％以下 を含有し、かつ Ｂ−（１１／１４Ｎ−１１／２７Ａｌ−１１／４８Ｔｉ
   ）≧０．０００５（ｗｔ％）Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１
   ２／３２Ｓ−１２／１４Ｎ）≧０．０００５（ｗｔ％）
   を満足し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる組成
   の鋼を素材として 熱間圧延を行い、熱延仕上温度をＡｒ＿３変態点〜９０
   ０℃の範囲とし、 この熱間圧延で得られた熱延板に冷間圧延を施し、 この冷間圧延に引き続きＡｃ＿１変態点〜Ａｃ＿１変態
   点＋９０℃の温度域まで加熱して少なくともＡｒ＿１変
   態点＋１００℃−Ａｒ＿１変態点−１００℃の温度範囲
   は冷却速度７℃／ｓ以上で冷却する熱処理を行った後、 圧下率０．２〜５％の調質圧延を施すこと を特徴とする焼付け硬化性及び常温非時効性に優れた加
   工用冷延鋼板の製造方法。