JPH03257125A - 焼付硬化性超深絞り用鋼板の製造方法 - 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） 本発明は、プレス成形後の塗装焼付は工程で降伏応力が
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、その他制板構造物に通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） 乗用車その他網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
塗装焼付は工程（１７０℃ｌ２Ｏ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
焼付は硬化の機構である。

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く日本特許登録第１３８９
２３６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
低炭素へＱキルド綱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Ｚ
ｎ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
そのま一溶融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３０〜１１００ｐｐ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１案されてい
る。また炭素量７０ｐｐｍ以下の綱に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Ｔｌ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３０〜１００ｐｐ１１、窒素量は３０〜６０ｐｐ＋ｓ
含んでおり、このように炭素、窒素量が多い鯛では焼付
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できた。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７
０ｐｐｍ以下で、ＴｉとＮｂ、必要に応して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％赳のＮを含有するｍ（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（、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、超深絞り性を追究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　−４８／１４
Ｎ　−４８／３２ＳのＴｉが必要とされており、このＴ
ｉ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Ｂ１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Ｔｔ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、趨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であるいは一部を、Ｔ
ｉおよびＮｂによってＴｉＣ１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（３〜６
　ｋｇ／ｗ＊”）に制御できない問題があった。

（発明が解決しようとする諜ａ） 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趙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３〜６
　ｋｇｆ／ｓ＋ｇ”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、なかなか量産寞用
化されなかった。

なお、ここで焼付硬化量が３　ｋｇｆ／Ｉ１ｍ”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６　ｋｇｆ／＋ｕ＋”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３〜６　ｋｇｆ／ｍｓ”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
であるいは一部をＴｉＮとして析出、固着し、一方多量
の炭素の一部を、ＴｉＣ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ＴｉＮ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ＴｉＮ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量が多い七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ＴｉＳを形成し、次いでＴｉＣ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ＴｉＣ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）この時の鋼中金炭素量は８〜２８ｐｐｍ　、望ま
しくは１３〜２３ｐｐｍ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ＴｉＳに変わってＴｉ４ＣｘＳｚ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ＭｎＳとして析出し、
上記のＴｉＳが形成されないので、過剰のＴｉはＴｉＣ
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、Ｔｉｃ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″Ｃ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：　　０．０００８〜０．０２８％、Ｍｎ：　　０．
０４〜０．２５％、Ｐ：　０．００８％以下、　　ｓ：
ｏ、ｏｏ３〜０．０１５％、ｓｏｌ、八Ｑ：　０．１５
％以下、　Ｎ：　０．００２０％以下、Ｔｉ：　　０．
００３　〜０．０２０　　％、４８／１４Ｎ＜Ｔｉ＜４
８／１４Ｎ＋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 よりなる綱を溶製し、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、 ０８００℃より低温に低下しないようにして８００〜１
３００℃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１１３０〜１３
００℃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
ることなり８００″Ｃ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，Ｍｎ
、Ｎ、Ｓ、ＰＳＴｉ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ＭｎＳをなるべく形成させ
ないことである。

熱間圧延に麗しては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、■鋳造徒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、■
−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ＴｉｃやＴｉ４ＣｚＳ２を形成させずＴｉＳ
のみを形成させることになる。　Ｍｎが多いとＭｎＳが
多量にできるためＴｉＳが形成されず過剰のＴ１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Ｔ
ｉＮ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、Ｔｊ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、軟質な鰯深絞り用鋼板にあっては焼付硬化量
３〜６　ｋｇｆ／＋ａｍ”を得るために必要な固溶炭素
量は８〜２８ｐｐｍ　、望ましくは１３〜２３ｐｐ＋ｗ
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、Ｃ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Ｎ
ｂ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３ｏｐｐ
ｍ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綱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／ｗｍ”　、多くても８　ｋｇｆ／−鴎２
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８〜２８ｐｐ１ｍ、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生ない炭素量が適している。

Ｍｎ： Ｍｎは鋼中にあってＭｎＳ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ＭｎＳ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−ｎ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ＭｎＳが形成されＴｉＳ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ＴｉＣ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、０．０’０８
％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ＴｉＳを形成させＴｉＣ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ＴｉａＣｚ
Ｓｚ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ＴｉＳ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、Ｍｎが少ない綱では熱間脆性が生しる。よって
、Ｃ量は０．００３％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、０４１
５％超では鋼の延性が低下する。よってｓｏｌ、Ａ（２
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ＴｉＮとして固着し、Ｎによる時効を防止し、かつ
ＴｉＣ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ＴｉＮとして固着し得る量、すなわち４
８／１４Ｎ超とした。上限はすべてのＴｉがＴｉＮとＴ
ｉＳを形成し、ＴｉＣを形成しない範囲という意味で４
８／１４１１　＋４８／３２８未満とした。これ以上の
Ｔｉ量ではＴｉＣ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ＴｉＣ
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／
３２３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鯛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
０．００１５％超では焼鈍鋼板のｒ値を低下させてしま
うので０．０００２〜ｏ、ｏｏｉｓ％の適量添加が望ま
しい。このようなりの作用は固溶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
。

〜ｂ： 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ＮｂＣ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ｏ、ｏｏｉ％以上必要であり、一方Ｎｂ：０．０
０４％超ではＮｂＣ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ｏ、ｏｏｉ〜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ｍ
様によれば、 ０８００℃より低温に低下しないようにして８００〜１
３００℃にて均熱保持した後熱間圧延を開始するか、 ０８００℃より低温に低下したスラブを１１３０〜１３
００℃に均熱保持した後熱間圧延を開始するか、あるい
は ０８００℃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ｅｏｏ’ｃ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Ｔ→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″Ｃ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成品
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
。

すでに述べたように、いずれの場合にあっても熱間圧延
の終了温度は８００℃以上にする必要かある。

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Ｚｒ＋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同上させるのが
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／ｍｍ”と
なり、しかもそれらが安傷して得られるなど、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
〜１３００℃に１時間保持し熱間圧延を開始し、仕上温
度約９１０℃で３．２１１Ｎ厚まで熱間圧延し、５５０
℃で巻取った。これを方法■とする。

第１表 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時間保持後同樺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．
８　ｍｍ厚にまで冷間圧延し、次いで８２０℃１６ｓｅ
ｃ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、
ＪｒＳＳ号引張試験片を採取後、２％の予歪を加え、次
いで１７０℃ｌ２Ｏ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Ｏで示す。

その結果、方法■では１１３０℃以上の加熱により３　
ｋｇｆ／ｍｍ”以上の焼付硬化性が安定して得られてい
るのに対し、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／ａｍ”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方間の引張試験（ＪＩＳ　Ｓ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　≦２０　ｐｐｍ Ｍｎ　　５０．２５％（望ましくはＭｎ≦０．１５％）
Ｓ　２０．００３％ 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
フ、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３．２１１！１厚とし酸洗後、０
．８　ｍｍ厚まで冷間圧延し次いで８００℃、８　ｓｅ
ｃ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ＪＩＳＳ号試験片にてり、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。

（以下余白） 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３〜６　ｋｇｆ／ｍｓ＋”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量が多すきで値が低く、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、趨深絞り
性が得られず、かつＢＨ量はや−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
他制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。 あ７図 ｙ先イす万丈化量（リシ屍ｌン と値− 入うフオロ彎づＮｘ）’ｉ−（℃）

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （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. （２）重量％で、さらにＢ：０．０００２〜０．００１
   ５％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. （３）溶鋼を連続鋳造スラブとなした後 ［１］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
   、 ［２］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 ［３］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。