JPH04246153A - 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH04246153A JPH04246153A JP2674991A JP2674991A JPH04246153A JP H04246153 A JPH04246153 A JP H04246153A JP 2674991 A JP2674991 A JP 2674991A JP 2674991 A JP2674991 A JP 2674991A JP H04246153 A JPH04246153 A JP H04246153A
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Landscapes
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、４０ｋｇｆ／ｍｍ２以
上の引張強さを有し、且つ、焼付硬化性、深絞り性に優
れた常温非時効性高強度冷延鋼板およびその製造方法に
関するものである。
上の引張強さを有し、且つ、焼付硬化性、深絞り性に優
れた常温非時効性高強度冷延鋼板およびその製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来技術】近年、自動車業界では車体軽量化による燃
費向上を目的として、自動車用鋼板の高強度化に対する
要求が従来にも増して高まっている。しかし、一般的に
は鋼板を高強度化すると、成形性が劣化し、所定の形状
が得られない場合が多い。したがって、自動車用鋼板、
特に外板に使用される冷延鋼板に対しては、常温非時効
性で且つ、プレス成形時には良好な成形性、形状凍結性
を有し、プレス成形後の焼付塗装処理により降伏強度が
上昇し、良好な耐デント性を示す鋼板、すなわち焼付硬
化性を有する鋼板が強く望まれている。しかも、このよ
うな焼付硬化性を有する鋼板に対しても、一層の高強度
化を図り薄肉化するため、引張強さ４０ｋｇｆ／ｍｍ２
以上の強度と優れた焼付硬化性、成形性を有する高強度
冷延鋼板が必要とされている。
費向上を目的として、自動車用鋼板の高強度化に対する
要求が従来にも増して高まっている。しかし、一般的に
は鋼板を高強度化すると、成形性が劣化し、所定の形状
が得られない場合が多い。したがって、自動車用鋼板、
特に外板に使用される冷延鋼板に対しては、常温非時効
性で且つ、プレス成形時には良好な成形性、形状凍結性
を有し、プレス成形後の焼付塗装処理により降伏強度が
上昇し、良好な耐デント性を示す鋼板、すなわち焼付硬
化性を有する鋼板が強く望まれている。しかも、このよ
うな焼付硬化性を有する鋼板に対しても、一層の高強度
化を図り薄肉化するため、引張強さ４０ｋｇｆ／ｍｍ２
以上の強度と優れた焼付硬化性、成形性を有する高強度
冷延鋼板が必要とされている。
【０００３】焼付硬化性を有する冷延鋼板あるいはその
製造方法に関しては、従来より種々提案されている。特
に近年の製鋼脱ガス技術、連続焼鈍技術の進歩により、
Ｃ含有量を０．０１ｗｔ％以下とした極低Ｃ鋼をベース
に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の炭窒化物形成元素を添加した鋼
板を連続焼鈍することにより製造する技術が提案されて
いる。
製造方法に関しては、従来より種々提案されている。特
に近年の製鋼脱ガス技術、連続焼鈍技術の進歩により、
Ｃ含有量を０．０１ｗｔ％以下とした極低Ｃ鋼をベース
に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の炭窒化物形成元素を添加した鋼
板を連続焼鈍することにより製造する技術が提案されて
いる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの従来
技術では、主として、Ｔｉ、Ｎｂの添加量を制御するこ
とにより固溶Ｃを残存させるか、或いは焼鈍時にＮｂ炭
化物を再固溶させることにより焼付硬化性を付与してい
るため、十分な焼付硬化量を得難く、また成分変動によ
る焼付硬化量のバラツキも大きい。一方、十分な焼付硬
化量を得ようとすると、常温時効性、深絞り性、延性が
劣化する。また、従来技術では引張り強さ４０ｋｇｆ／
ｍｍ２未満の鋼板が主であり、強度レベルも不十分であ
る。すなわち、このような従来技術を用いても、常温非
時効性で優れた焼付硬化性を有し、且つ成形性の良好な
高強度冷延鋼板という近年の厳しい要求を満足すること
は困難であった。
技術では、主として、Ｔｉ、Ｎｂの添加量を制御するこ
とにより固溶Ｃを残存させるか、或いは焼鈍時にＮｂ炭
化物を再固溶させることにより焼付硬化性を付与してい
るため、十分な焼付硬化量を得難く、また成分変動によ
る焼付硬化量のバラツキも大きい。一方、十分な焼付硬
化量を得ようとすると、常温時効性、深絞り性、延性が
劣化する。また、従来技術では引張り強さ４０ｋｇｆ／
ｍｍ２未満の鋼板が主であり、強度レベルも不十分であ
る。すなわち、このような従来技術を用いても、常温非
時効性で優れた焼付硬化性を有し、且つ成形性の良好な
高強度冷延鋼板という近年の厳しい要求を満足すること
は困難であった。
【０００５】また、極低Ｃ鋼にＴｉ、Ｖを複合添加した
冷延鋼板については、特開昭６１−２４６３２７号公報
、特公昭６１−１０００７号公報、特開昭６２−８３４
２６号公報、特開平２−１９４１２６号公報等に開示さ
れている。しかし、特開昭６１−２４６３２７号公報に
開示された技術では、安定して引張り強さ４０ｋｇｆ／
ｍｍ２以上を確保することは困難であり、焼付硬化性に
優れた引張り強さ４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度冷延
鋼板を目的とする本発明とは本質的に異なる技術である
。さらに、これらの従来技術には常温時効性については
何ら言及されていない。本発明者の検討によれば、これ
らの技術を用いても、引張強さ４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上
の強度レベルを有し、常温非時効性で優れた焼付硬化性
、延性、深絞り性を有する冷延鋼板を得ることは極めて
困難であった。また、これら従来技術にはＴｉ、Ｖ複合
添加鋼の焼付硬化性に対するＢの添加効果についても何
ら開示されていない。
冷延鋼板については、特開昭６１−２４６３２７号公報
、特公昭６１−１０００７号公報、特開昭６２−８３４
２６号公報、特開平２−１９４１２６号公報等に開示さ
れている。しかし、特開昭６１−２４６３２７号公報に
開示された技術では、安定して引張り強さ４０ｋｇｆ／
ｍｍ２以上を確保することは困難であり、焼付硬化性に
優れた引張り強さ４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度冷延
鋼板を目的とする本発明とは本質的に異なる技術である
。さらに、これらの従来技術には常温時効性については
何ら言及されていない。本発明者の検討によれば、これ
らの技術を用いても、引張強さ４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上
の強度レベルを有し、常温非時効性で優れた焼付硬化性
、延性、深絞り性を有する冷延鋼板を得ることは極めて
困難であった。また、これら従来技術にはＴｉ、Ｖ複合
添加鋼の焼付硬化性に対するＢの添加効果についても何
ら開示されていない。
【０００６】本発明はこのような従来技術の問題点に鑑
み、常温非時効性で４ｋｇｆ／ｍｍ２以上の優れた焼付
硬化性を有し、且つ良好な延性、深絞り性を有する引張
り強さ４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度冷延鋼板および
その製造方法を提供することを目的とするものである。
み、常温非時効性で４ｋｇｆ／ｍｍ２以上の優れた焼付
硬化性を有し、且つ良好な延性、深絞り性を有する引張
り強さ４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度冷延鋼板および
その製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は上記課題を解
決すべく鋭意研究を重ねた結果、以下のような事実を見
出し、本発明を完成するに至った。すなわち、Ｓｉ、Ｍ
ｎ、Ｐの固溶強化元素の添加量を調整して鋼板の高強度
化を図り、Ｃ、Ｓ、Ｎ量に対応する適量のＴｉと微量の
Ｖ、さらには微量のＢを複合添加することにより、常温
非時効性で４ｋｇｆ／ｍｍ２以上の優れた焼付硬化性を
有し、且つ良好な延性、深絞り性を有する高強度冷延鋼
板を得ることができること、さらに、このような組成の
鋼板に適切な条件で焼鈍および調質圧延を施すことによ
り、特性がさらに良好となることを見出した。
決すべく鋭意研究を重ねた結果、以下のような事実を見
出し、本発明を完成するに至った。すなわち、Ｓｉ、Ｍ
ｎ、Ｐの固溶強化元素の添加量を調整して鋼板の高強度
化を図り、Ｃ、Ｓ、Ｎ量に対応する適量のＴｉと微量の
Ｖ、さらには微量のＢを複合添加することにより、常温
非時効性で４ｋｇｆ／ｍｍ２以上の優れた焼付硬化性を
有し、且つ良好な延性、深絞り性を有する高強度冷延鋼
板を得ることができること、さらに、このような組成の
鋼板に適切な条件で焼鈍および調質圧延を施すことによ
り、特性がさらに良好となることを見出した。
【０００８】本発明は以上のような知見に基づきなされ
たもので、その構成は以下の通りである。 （１） Ｃ：０．００２０〜０．００６０ｗｔ％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０．９０〜２．
５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００ｗｔ％、Ｓ：
０．００６ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．
０６ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％以下を含有すると
ともに、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０但し、〔
％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：Ｍｎ含有
量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を満足し、且つ、Ｔｉを、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊が、 Ｔｉ＊≧０ ０．０００５≦｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦
０．００５０ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、さらにＶを０．００３〜０．
０２０ｗｔ％の範囲で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度
冷延鋼板。
たもので、その構成は以下の通りである。 （１） Ｃ：０．００２０〜０．００６０ｗｔ％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０．９０〜２．
５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００ｗｔ％、Ｓ：
０．００６ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．
０６ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％以下を含有すると
ともに、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０但し、〔
％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：Ｍｎ含有
量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を満足し、且つ、Ｔｉを、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊が、 Ｔｉ＊≧０ ０．０００５≦｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦
０．００５０ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、さらにＶを０．００３〜０．
０２０ｗｔ％の範囲で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度
冷延鋼板。
【０００９】（２） Ｃ：０．００２０〜０．００６
０ｗｔ％、Ｓｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０
．９０〜２．５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００
ｗｔ％、Ｓ：０．００６ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０
．０１〜０．０６ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％以下
、Ｂ：０．０００５〜０．００１５ｗｔ％を含有すると
ともに、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０但し、〔
％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：Ｍｎ含有
量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を満足し、且つ、Ｔｉを、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊が、 Ｔｉ＊≧０ ０．０００５≦｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦
０．００５０ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、さらにＶを０．００３〜０．
０２０ｗｔ％の範囲で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度
冷延鋼板。
０ｗｔ％、Ｓｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０
．９０〜２．５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００
ｗｔ％、Ｓ：０．００６ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０
．０１〜０．０６ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％以下
、Ｂ：０．０００５〜０．００１５ｗｔ％を含有すると
ともに、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０但し、〔
％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：Ｍｎ含有
量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を満足し、且つ、Ｔｉを、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊が、 Ｔｉ＊≧０ ０．０００５≦｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦
０．００５０ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、さらにＶを０．００３〜０．
０２０ｗｔ％の範囲で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度
冷延鋼板。
【００１０】（３） Ｃ：０．００２０〜０．００６
０ｗｔ％、Ｓｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０
．９０〜２．５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００
ｗｔ％、Ｓ：０．００６ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０
．０１〜０．０６ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％以下
を含有するとともに、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０但し、〔
％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：Ｍｎ含有
量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を満足し、且つ、Ｔｉを、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊が、 Ｔｉ＊≧０ ０．０００５≦｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦
０．００５０ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、さらにＶを０．００３〜０．
０２０ｗｔ％の範囲で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる鋼を、熱間圧延および冷間圧延した後、８０
０℃以上、８７０℃以下の温度で連続焼鈍し、その後の
冷却過程において、均熱温度から少なくとも７００℃ま
でを１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、さらに伸
長率λ（％）が、 ［０．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊
｝］≦λ≦［１．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４
８）Ｔｉ＊｝］ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で調質圧延を施すことを特徴とする焼付
硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板の製造
方法。
０ｗｔ％、Ｓｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０
．９０〜２．５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００
ｗｔ％、Ｓ：０．００６ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０
．０１〜０．０６ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％以下
を含有するとともに、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０但し、〔
％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：Ｍｎ含有
量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を満足し、且つ、Ｔｉを、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊が、 Ｔｉ＊≧０ ０．０００５≦｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦
０．００５０ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、さらにＶを０．００３〜０．
０２０ｗｔ％の範囲で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる鋼を、熱間圧延および冷間圧延した後、８０
０℃以上、８７０℃以下の温度で連続焼鈍し、その後の
冷却過程において、均熱温度から少なくとも７００℃ま
でを１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、さらに伸
長率λ（％）が、 ［０．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊
｝］≦λ≦［１．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４
８）Ｔｉ＊｝］ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で調質圧延を施すことを特徴とする焼付
硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板の製造
方法。
【００１１】（４） Ｃ：０．００２０〜０．００６
０ｗｔ％、Ｓｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０
．９０〜２．５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００
ｗｔ％、Ｓ：０．００６ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０
．０１〜０．０６ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％以下
、Ｂ：０．０００５〜０．００１５ｗｔ％を含有すると
ともに、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０但し、〔
％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：Ｍｎ含有
量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を満足し、且つ、Ｔｉを、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊が、 Ｔｉ＊≧０ ０．０００５≦｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦
０．００５０ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、さらにＶを０．００３〜０．
０２０ｗｔ％の範囲で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる鋼を、熱間圧延および冷間圧延した後、８０
０℃以上、８７０℃以下の温度で連続焼鈍し、その後の
冷却過程において、均熱温度から少なくとも７００℃ま
でを１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、さらに伸
長率λ（％）が、 ［０．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊
｝］≦λ≦［１．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４
８）Ｔｉ＊｝］ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で調質圧延を施すことを特徴とする焼付
硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板の製造
方法。
０ｗｔ％、Ｓｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０
．９０〜２．５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００
ｗｔ％、Ｓ：０．００６ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０
．０１〜０．０６ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％以下
、Ｂ：０．０００５〜０．００１５ｗｔ％を含有すると
ともに、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０但し、〔
％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：Ｍｎ含有
量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を満足し、且つ、Ｔｉを、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊が、 Ｔｉ＊≧０ ０．０００５≦｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦
０．００５０ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、さらにＶを０．００３〜０．
０２０ｗｔ％の範囲で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる鋼を、熱間圧延および冷間圧延した後、８０
０℃以上、８７０℃以下の温度で連続焼鈍し、その後の
冷却過程において、均熱温度から少なくとも７００℃ま
でを１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、さらに伸
長率λ（％）が、 ［０．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊
｝］≦λ≦［１．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４
８）Ｔｉ＊｝］ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で調質圧延を施すことを特徴とする焼付
硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板の製造
方法。
【００１２】
【作用】以下、本発明の成分の限定理由について説明す
る。 Ｃ：本発明の主目的である焼付硬化性は固溶Ｃによる転
位の固着現象を利用したものであるため、Ｃは必須元素
である。十分な焼付硬化性を付与するためには少なくと
も０．００２０ｗｔ％以上のＣが必要である。一方、Ｃ
含有量が多くなると、焼付硬化性は大きくなるが常温時
効性も大きくなると同時に、深絞り性が劣化し、本発明
の目的に反することになる。Ｃが０．００６０ｗｔ％を
超えると、このような常温時効性、深絞り性の劣化を防
止するために、炭化物形成元素であるＴｉ、Ｖの多量の
添加を必要とするが、Ｔｉ、Ｖを多量に添加するとこれ
らの微細析出物が増加し、再結晶温度を上昇させるとと
もに粒成長性を劣化させる。その結果、やはり深絞り性
、延性を劣化させることになる。以上の理由から、本発
明ではＣ量を０．００２０〜０．００６０ｗｔ％に限定
する。
る。 Ｃ：本発明の主目的である焼付硬化性は固溶Ｃによる転
位の固着現象を利用したものであるため、Ｃは必須元素
である。十分な焼付硬化性を付与するためには少なくと
も０．００２０ｗｔ％以上のＣが必要である。一方、Ｃ
含有量が多くなると、焼付硬化性は大きくなるが常温時
効性も大きくなると同時に、深絞り性が劣化し、本発明
の目的に反することになる。Ｃが０．００６０ｗｔ％を
超えると、このような常温時効性、深絞り性の劣化を防
止するために、炭化物形成元素であるＴｉ、Ｖの多量の
添加を必要とするが、Ｔｉ、Ｖを多量に添加するとこれ
らの微細析出物が増加し、再結晶温度を上昇させるとと
もに粒成長性を劣化させる。その結果、やはり深絞り性
、延性を劣化させることになる。以上の理由から、本発
明ではＣ量を０．００２０〜０．００６０ｗｔ％に限定
する。
【００１３】Ｓ：Ｓは有害な元素であり、その含有量は
低いほど好ましい。本発明ではＴｉ添加により鋼中Ｓを
ＴｉＳとして析出固定させる。その際、Ｓが０．００６
ｗｔ％を超えると、Ｓを固定するために必要なＴｉ量が
増えることになり、コスト上昇をもたらすばかりでなく
、材質面でもＴｉＳが増加することにより延性、深絞り
性が劣化する。このため、Ｓの上限を０．００６ｗｔ％
に限定する。
低いほど好ましい。本発明ではＴｉ添加により鋼中Ｓを
ＴｉＳとして析出固定させる。その際、Ｓが０．００６
ｗｔ％を超えると、Ｓを固定するために必要なＴｉ量が
増えることになり、コスト上昇をもたらすばかりでなく
、材質面でもＴｉＳが増加することにより延性、深絞り
性が劣化する。このため、Ｓの上限を０．００６ｗｔ％
に限定する。
【００１４】Ｎ：ＮはＣに比べ常温時効性を劣化させる
程度が大きいため、極力低くすることが望ましい。本発
明においては焼付硬化性は固溶Ｃのみにより付与し、常
温時効性に対し有害な固溶ＮはＴｉによりＴｉＮとして
析出固定する。その際、Ｎが０．００２５ｗｔ％を超え
ると、常温非時効性とするために多量のＴｉ添加を必要
としコスト上昇をもたらすばかりでなく、材質面でもＴ
ｉＮが増えることにより延性、深絞り性が劣化する。こ
のため、Ｎの上限を０．００２５ｗｔ％に限定する。
程度が大きいため、極力低くすることが望ましい。本発
明においては焼付硬化性は固溶Ｃのみにより付与し、常
温時効性に対し有害な固溶ＮはＴｉによりＴｉＮとして
析出固定する。その際、Ｎが０．００２５ｗｔ％を超え
ると、常温非時効性とするために多量のＴｉ添加を必要
としコスト上昇をもたらすばかりでなく、材質面でもＴ
ｉＮが増えることにより延性、深絞り性が劣化する。こ
のため、Ｎの上限を０．００２５ｗｔ％に限定する。
【００１５】Ｓｏｌ．Ａｌ：本発明においてはＮはＴｉ
により固定するため、窒化物形成元素としてのＡｌの作
用は必ずしも必要ではない。しかし、Ａｌは強力な脱酸
材でありＴｉの酸化を抑制してＴｉの添加歩留を向上さ
せ、その結果として焼付硬化量のバラツキを小さくする
。この効果を発揮させるためには０．０１％以上の添加
が必要である。一方、０．０６ｗｔ％を超える過剰の添
加を行っても、その効果が飽和するばかりでなく、逆に
酸化物が増加することにより深絞り性および延性を劣化
させる。このため、Ｓｏｌ．Ａｌ量は０．０１〜０．０
６ｗｔ％に限定する。
により固定するため、窒化物形成元素としてのＡｌの作
用は必ずしも必要ではない。しかし、Ａｌは強力な脱酸
材でありＴｉの酸化を抑制してＴｉの添加歩留を向上さ
せ、その結果として焼付硬化量のバラツキを小さくする
。この効果を発揮させるためには０．０１％以上の添加
が必要である。一方、０．０６ｗｔ％を超える過剰の添
加を行っても、その効果が飽和するばかりでなく、逆に
酸化物が増加することにより深絞り性および延性を劣化
させる。このため、Ｓｏｌ．Ａｌ量は０．０１〜０．０
６ｗｔ％に限定する。
【００１６】Ｔｉ：Ｔｉは本発明において最も重要な元
素であり、前述したようにＳ、Ｎを固定し、固溶Ｃ量を
制御するために添加する。本発明においては、Ｎ時効を
抑制し常温非時効性とするためにＮをＴｉで固定し、Ｓ
による延性、深絞り性に対する悪影響を回避するために
ＳをＴｉで固定する。このためには、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊に関し、少なくともＴｉ＊≧０を満
足させるだけのＴｉを添加する必要がある。
素であり、前述したようにＳ、Ｎを固定し、固溶Ｃ量を
制御するために添加する。本発明においては、Ｎ時効を
抑制し常温非時効性とするためにＮをＴｉで固定し、Ｓ
による延性、深絞り性に対する悪影響を回避するために
ＳをＴｉで固定する。このためには、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊に関し、少なくともＴｉ＊≧０を満
足させるだけのＴｉを添加する必要がある。
【００１７】このような限定理由を実験結果に基づき説
明する。Ｃ：０．００３５ｗｔ％、Ｓｉ：０．２５ｗｔ
％、Ｍｎ：１．２２ｗｔ％、Ｐ：０．０３１ｗｔ％、Ｓ
：０．００３ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３８ｗｔ％
、Ｎ：０．００２２ｗｔ％を含有し、これにＴｉを０．
００４ｗｔ％、０．０１０ｗｔ％、０．０１６ｗｔ％、
０．０２０ｗｔ％、０．０２４％の４水準、さらにＶを
０．００２ｗｔ％、０．００６ｗｔ％、０．０１０ｗｔ
％の３水準で含有する計１２鋼種の鋼を溶製し、熱間圧
延により３．８ｍｍに仕上げ、５６０℃で巻取った。酸
洗後、０．７ｍｍに冷間圧延し、次いで均熱温度８６０
℃で連続焼鈍した後、伸長率１．０％の調質圧延を施し
た。これらの鋼板のｍｅａｎ−ｒ値とＡＩの測定結果を
図１に示す。なお、これらの鋼板の引張強さは４０〜４
１ｋｇｆ／ｍｍ２であった。図１より、Ｔｉ＊≧０の範
囲で高ｍｅａｎ−ｒ値、低ＡＩとなり、良好な深絞り性
、常温非時効性が得られることが判る。但し、Ｖ添加量
が後述する本発明範囲を下回る場合には、Ｔｉ＊≧０と
しても良好な深絞り性、常温非時効性を得ることができ
ない。
明する。Ｃ：０．００３５ｗｔ％、Ｓｉ：０．２５ｗｔ
％、Ｍｎ：１．２２ｗｔ％、Ｐ：０．０３１ｗｔ％、Ｓ
：０．００３ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３８ｗｔ％
、Ｎ：０．００２２ｗｔ％を含有し、これにＴｉを０．
００４ｗｔ％、０．０１０ｗｔ％、０．０１６ｗｔ％、
０．０２０ｗｔ％、０．０２４％の４水準、さらにＶを
０．００２ｗｔ％、０．００６ｗｔ％、０．０１０ｗｔ
％の３水準で含有する計１２鋼種の鋼を溶製し、熱間圧
延により３．８ｍｍに仕上げ、５６０℃で巻取った。酸
洗後、０．７ｍｍに冷間圧延し、次いで均熱温度８６０
℃で連続焼鈍した後、伸長率１．０％の調質圧延を施し
た。これらの鋼板のｍｅａｎ−ｒ値とＡＩの測定結果を
図１に示す。なお、これらの鋼板の引張強さは４０〜４
１ｋｇｆ／ｍｍ２であった。図１より、Ｔｉ＊≧０の範
囲で高ｍｅａｎ−ｒ値、低ＡＩとなり、良好な深絞り性
、常温非時効性が得られることが判る。但し、Ｖ添加量
が後述する本発明範囲を下回る場合には、Ｔｉ＊≧０と
しても良好な深絞り性、常温非時効性を得ることができ
ない。
【００１８】一方、Ｔｉ添加量が多すぎる場合は、固溶
Ｃが減少し、深絞り性および常温時効性に対しては有利
であるが、十分な焼付硬化性が得られない。すなわち、
Ｔｉで全量のＣを固定せずに一部残存させ、残りのＣは
Ｖで固定する必要がある。Ｔｉの上限の限定理由を実験
結果に基づき以下に示す。Ｃ：０．００２２ｗｔ％を含
み、これにＴｉを０．０１６ｗｔ％、０．０１９ｗｔ％
、０．００２２ｗｔ％の３水準、Ｖを０．００８ｗｔ％
、０．０２３ｗｔ％の２水準で添加した鋼と、Ｃ：０．
００３４ｗｔ％を含み、これにＴｉを０．０１９ｗｔ％
、０．０２２ｗｔ％、０．０２６ｗｔ％の３水準、Ｖを
０．００８ｗｔ％、０．０２３ｗｔ％の２水準で添加し
た鋼の計１２鋼種の鋼を熱間圧延後、板厚０．６５ｍｍ
まで冷間圧延し、８４０℃で連続焼鈍後、伸長率１．０
％の調質圧延を施した。これらの鋼板のＢＨの測定結果
を図２に示す。なお、上記鋼の他の成分はＳｉ：０．３
８ｗｔ％、Ｍｎ：１．９８ｗｔ％、Ｐ：０．０４２ｗｔ
％、Ｓ：０．００４ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２６
ｗｔ％、Ｎ：０．００２０ｗｔ％であり、引張強さは４
６〜４７ｋｇｆ／ｍｍ２であった。図２に示すように、 ｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≧０．０００５但
し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） とすることにより、高い焼付硬化性が得られることが判
る。以上の結果から、Ｔｉの上限は｛〔％Ｃ〕−（１２
／４８）Ｔｉ＊｝≧０．０００５と限定する。但し、後
述するようにＶ添加量が本発明範囲を超える場合には、
｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≧０．０００５と
しても十分な焼付硬化性は得られない。
Ｃが減少し、深絞り性および常温時効性に対しては有利
であるが、十分な焼付硬化性が得られない。すなわち、
Ｔｉで全量のＣを固定せずに一部残存させ、残りのＣは
Ｖで固定する必要がある。Ｔｉの上限の限定理由を実験
結果に基づき以下に示す。Ｃ：０．００２２ｗｔ％を含
み、これにＴｉを０．０１６ｗｔ％、０．０１９ｗｔ％
、０．００２２ｗｔ％の３水準、Ｖを０．００８ｗｔ％
、０．０２３ｗｔ％の２水準で添加した鋼と、Ｃ：０．
００３４ｗｔ％を含み、これにＴｉを０．０１９ｗｔ％
、０．０２２ｗｔ％、０．０２６ｗｔ％の３水準、Ｖを
０．００８ｗｔ％、０．０２３ｗｔ％の２水準で添加し
た鋼の計１２鋼種の鋼を熱間圧延後、板厚０．６５ｍｍ
まで冷間圧延し、８４０℃で連続焼鈍後、伸長率１．０
％の調質圧延を施した。これらの鋼板のＢＨの測定結果
を図２に示す。なお、上記鋼の他の成分はＳｉ：０．３
８ｗｔ％、Ｍｎ：１．９８ｗｔ％、Ｐ：０．０４２ｗｔ
％、Ｓ：０．００４ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２６
ｗｔ％、Ｎ：０．００２０ｗｔ％であり、引張強さは４
６〜４７ｋｇｆ／ｍｍ２であった。図２に示すように、 ｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≧０．０００５但
し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） とすることにより、高い焼付硬化性が得られることが判
る。以上の結果から、Ｔｉの上限は｛〔％Ｃ〕−（１２
／４８）Ｔｉ＊｝≧０．０００５と限定する。但し、後
述するようにＶ添加量が本発明範囲を超える場合には、
｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≧０．０００５と
しても十分な焼付硬化性は得られない。
【００１９】Ｖ：Ｖは前述のＴｉとともに極めて重要な
元素であり、その添加量は最適範囲に調整しなければな
らない。ＶはＴｉで固定されていないＣを固定する。図
１および図２に示したように、Ｔｉ添加量を適正化して
も、Ｖ添加量が少ない場合には冷間圧延前に固溶Ｃが残
存し、深絞り性が劣化するとともに、常温時効性が劣化
し、常温非時効とすることができない。一方、Ｖ添加量
が多すぎると、深絞り性、常温時効性に対しては有利で
あるが、十分な焼付硬化性が得られない。
元素であり、その添加量は最適範囲に調整しなければな
らない。ＶはＴｉで固定されていないＣを固定する。図
１および図２に示したように、Ｔｉ添加量を適正化して
も、Ｖ添加量が少ない場合には冷間圧延前に固溶Ｃが残
存し、深絞り性が劣化するとともに、常温時効性が劣化
し、常温非時効とすることができない。一方、Ｖ添加量
が多すぎると、深絞り性、常温時効性に対しては有利で
あるが、十分な焼付硬化性が得られない。
【００２０】Ｖ添加量の影響を調べるため、Ｃ：０．０
０２９ｗｔ％、Ｓ：０．００２ｗｔ％、Ｎ：０．００１
８ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１４ｗｔ％、Ｓｉ：０．４５ｗ
ｔ％、Ｍｎ：１．４６ｗｔ％、Ｐ：０．０３７ｗｔ％を
含有し、これにＶを０．００２〜０．０２６ｗｔ％の範
囲で添加した鋼を、熱間圧延、冷間圧延により０．７０
ｍｍの板厚とし、８５０℃で連続焼鈍後、伸長率１．０
％の調質圧延を施した。これらの鋼板のＢＨ、ＡＩの測
定結果を図３に示す。なお、これらの鋼板の引張強さは
４５〜４６ｋｇｆ／ｍｍ２であった。図３から明らかな
ように、Ｖ：０．００３〜０．０２０ｗｔ％とすること
により、常温非時効性で高い焼付硬化性を得ることがで
きる。以上の結果から、Ｖ添加量は０．００３〜０．０
２０ｗｔ％に限定する。
０２９ｗｔ％、Ｓ：０．００２ｗｔ％、Ｎ：０．００１
８ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１４ｗｔ％、Ｓｉ：０．４５ｗ
ｔ％、Ｍｎ：１．４６ｗｔ％、Ｐ：０．０３７ｗｔ％を
含有し、これにＶを０．００２〜０．０２６ｗｔ％の範
囲で添加した鋼を、熱間圧延、冷間圧延により０．７０
ｍｍの板厚とし、８５０℃で連続焼鈍後、伸長率１．０
％の調質圧延を施した。これらの鋼板のＢＨ、ＡＩの測
定結果を図３に示す。なお、これらの鋼板の引張強さは
４５〜４６ｋｇｆ／ｍｍ２であった。図３から明らかな
ように、Ｖ：０．００３〜０．０２０ｗｔ％とすること
により、常温非時効性で高い焼付硬化性を得ることがで
きる。以上の結果から、Ｖ添加量は０．００３〜０．０
２０ｗｔ％に限定する。
【００２１】さらに、焼付硬化性、常温時効性はＣ、Ｔ
ｉ、Ｖの各添加量に相互に関連して変化するものと考え
られるため、これらの添加量の影響について調べた。す
なわち、Ｃ：０．００２０〜０．００６０ｗｔ％を含有
し、且つＴｉ＊≧０の範囲内でＣ、Ｔｉ量を変化させる
ことにより｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝値を０
．０００５、０．００１５、０．００２５、０．００４
０の４水準に調整し、これにＶを添加量を種々変化させ
て添加した鋼と、Ｖを０．００８ｗｔ％、０．０１７ｗ
ｔ％の２水準で添加し、且つＣ、Ｔｉ量を上記範囲内で
変化させ｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝値を種々
変化させた鋼を溶製した。なお、他の成分はＳｉ：０．
３０〜０．３３ｗｔ％、Ｍｎ：１．１６〜１．２０ｗｔ
％、Ｐ：０．０２８〜０．０３１ｗｔ％である。これら
の鋼を熱間圧延、冷間圧延により０．６５ｍｍの板厚と
し、８５０℃で連続焼鈍後、伸長率１．０〜１．４％の
調質圧延を施した。これらの鋼板のＢＨ、ＡＩの測定結
果を図４に示す。同図より、Ｖ：０．００３〜０．０２
０ｗｔ％であっても、 ｛（１２／５１）〔％Ｖ〕｝＞［５．０｛〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊｝］ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） の場合には十分な焼付硬化性が得られず、また、｛（１
２／５１）〔％Ｖ〕｝＜［０．５｛〔％Ｃ〕−（１２／
４８）Ｔｉ＊｝］ の場合には常温非時効性とすることができないことが判
る。これら図３、図４の結果から、Ｖ添加量は０．００
３〜０．０２０ｗｔ％で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ に限定する。
ｉ、Ｖの各添加量に相互に関連して変化するものと考え
られるため、これらの添加量の影響について調べた。す
なわち、Ｃ：０．００２０〜０．００６０ｗｔ％を含有
し、且つＴｉ＊≧０の範囲内でＣ、Ｔｉ量を変化させる
ことにより｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝値を０
．０００５、０．００１５、０．００２５、０．００４
０の４水準に調整し、これにＶを添加量を種々変化させ
て添加した鋼と、Ｖを０．００８ｗｔ％、０．０１７ｗ
ｔ％の２水準で添加し、且つＣ、Ｔｉ量を上記範囲内で
変化させ｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝値を種々
変化させた鋼を溶製した。なお、他の成分はＳｉ：０．
３０〜０．３３ｗｔ％、Ｍｎ：１．１６〜１．２０ｗｔ
％、Ｐ：０．０２８〜０．０３１ｗｔ％である。これら
の鋼を熱間圧延、冷間圧延により０．６５ｍｍの板厚と
し、８５０℃で連続焼鈍後、伸長率１．０〜１．４％の
調質圧延を施した。これらの鋼板のＢＨ、ＡＩの測定結
果を図４に示す。同図より、Ｖ：０．００３〜０．０２
０ｗｔ％であっても、 ｛（１２／５１）〔％Ｖ〕｝＞［５．０｛〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊｝］ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） の場合には十分な焼付硬化性が得られず、また、｛（１
２／５１）〔％Ｖ〕｝＜［０．５｛〔％Ｃ〕−（１２／
４８）Ｔｉ＊｝］ の場合には常温非時効性とすることができないことが判
る。これら図３、図４の結果から、Ｖ添加量は０．００
３〜０．０２０ｗｔ％で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ に限定する。
【００２２】さらに、図４に示すようにＣ≦０．００６
０％、Ｔｉ＊≧０であっても、 ｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝＞０．００５０の
場合には、ＡＩが高くなり常温非時効性とすることがで
きない。以上の理由から、Ｔｉの下限として、｛〔％Ｃ
〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦０．００５０と規定する
。
０％、Ｔｉ＊≧０であっても、 ｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝＞０．００５０の
場合には、ＡＩが高くなり常温非時効性とすることがで
きない。以上の理由から、Ｔｉの下限として、｛〔％Ｃ
〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦０．００５０と規定する
。
【００２３】Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ：Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐはそれぞ
れ鋼板の強度上昇に有効な固溶強化元素であるが、Ｓｉ
：０．１５ｗｔ％未満、Ｍｎ：０．９０ｗｔ％未満、Ｐ
：０．０２５ｗｔ％未満では、これら３元素を複合添加
したとしても目的とする引張強さ４０ｋｇｆ／ｍｍ２以
上を安定して得ることが困難となる。一方、０．６５ｗ
ｔ％を超えるＳｉの添加は、熱間圧延時のスケール剥離
性を劣化させるため表面性状を損ない、さらに溶融亜鉛
メッキを施す場合に亜鉛メッキの密着性を劣化させると
いう欠点がある。このためＳｉは０．６５ｗｔ％以下、
好ましくは０．５０ｗｔ％以下に限定する。また、Ｐは
Ｓｉ、Ｍｎに比べ固溶強化能が大きく、強度上昇に有効
であるが、０．１００ｗｔ％を超える添加は耐２次加工
脆性を著しく劣化させるため、０．１００ｗｔ％以下、
好ましくは０．０６０ｗｔ％以下に限定する。ＭｎはＳ
ｉ、Ｐに比べ固溶強化能は小さいが、深絞り性、延性そ
の他の特性に対する悪影響が小さいため、目標強度レベ
ルに応じて２．５０ｗｔ％まで添加することができる。 ２．５０ｗｔ％を超える添加は、Ａ３変態点を著しく低
下させるともに粒成長性を劣化させ、その結果として、
延性、深絞り性の劣化、降状強度の上昇をもたらす。以
上の理由により、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰはそれぞれＳｉ：０．
１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０．９０〜２．５０ｗｔ
％、Ｐ：０．０２５〜０．１００ｗｔ％に限定する。
れ鋼板の強度上昇に有効な固溶強化元素であるが、Ｓｉ
：０．１５ｗｔ％未満、Ｍｎ：０．９０ｗｔ％未満、Ｐ
：０．０２５ｗｔ％未満では、これら３元素を複合添加
したとしても目的とする引張強さ４０ｋｇｆ／ｍｍ２以
上を安定して得ることが困難となる。一方、０．６５ｗ
ｔ％を超えるＳｉの添加は、熱間圧延時のスケール剥離
性を劣化させるため表面性状を損ない、さらに溶融亜鉛
メッキを施す場合に亜鉛メッキの密着性を劣化させると
いう欠点がある。このためＳｉは０．６５ｗｔ％以下、
好ましくは０．５０ｗｔ％以下に限定する。また、Ｐは
Ｓｉ、Ｍｎに比べ固溶強化能が大きく、強度上昇に有効
であるが、０．１００ｗｔ％を超える添加は耐２次加工
脆性を著しく劣化させるため、０．１００ｗｔ％以下、
好ましくは０．０６０ｗｔ％以下に限定する。ＭｎはＳ
ｉ、Ｐに比べ固溶強化能は小さいが、深絞り性、延性そ
の他の特性に対する悪影響が小さいため、目標強度レベ
ルに応じて２．５０ｗｔ％まで添加することができる。 ２．５０ｗｔ％を超える添加は、Ａ３変態点を著しく低
下させるともに粒成長性を劣化させ、その結果として、
延性、深絞り性の劣化、降状強度の上昇をもたらす。以
上の理由により、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰはそれぞれＳｉ：０．
１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０．９０〜２．５０ｗｔ
％、Ｐ：０．０２５〜０．１００ｗｔ％に限定する。
【００２４】さらに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐは前記範囲内にお
いても、目標強度レベルに応じて各添加量を調整する必
要がある。そこで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ量を種々変化させた
鋼板についてその機械的特性を調べた。すなわち、｛〔
％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝：０．００１５〜０．
００２０、Ｖ：０．００５〜０．００８ｗｔ％とし、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、ＰをそれぞれＳｉ：０．１５〜０．４５ｗｔ
％、Ｐ：０．０２５〜０．０４５ｗｔ％、Ｍｎ：０．９
０〜２．３０ｗｔ％の範囲で種々変化させた鋼を溶製し
、熱間圧延、冷間圧延により０．７０ｍｍとし、Ｓｉ、
Ｐ、Ｍｎ量に応じて８１５〜８６５℃の温度で連続焼鈍
した後、伸長率１．０％の調質圧延を施した。これらの
鋼板の引張強さの測定結果を図５に示す。同図より明ら
かなように、パラメータとして、３（〔％Ｓｉ〕−０．
０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１５）＋１４（〔％Ｐ〕−
０．０１） 但し、〔％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：
Ｍｎ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を用いた場合、このパラメータと引張強さとの間には非
常に良い相関関係がある。すなわち、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０とするこ
とにより、ＴＳ≧４０ｋｇｆ／ｍｍ２となる。 このため本発明では｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（
〔％Ｍｎ〕−０．１５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）
｝≧２．０と限定する。
いても、目標強度レベルに応じて各添加量を調整する必
要がある。そこで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ量を種々変化させた
鋼板についてその機械的特性を調べた。すなわち、｛〔
％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝：０．００１５〜０．
００２０、Ｖ：０．００５〜０．００８ｗｔ％とし、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、ＰをそれぞれＳｉ：０．１５〜０．４５ｗｔ
％、Ｐ：０．０２５〜０．０４５ｗｔ％、Ｍｎ：０．９
０〜２．３０ｗｔ％の範囲で種々変化させた鋼を溶製し
、熱間圧延、冷間圧延により０．７０ｍｍとし、Ｓｉ、
Ｐ、Ｍｎ量に応じて８１５〜８６５℃の温度で連続焼鈍
した後、伸長率１．０％の調質圧延を施した。これらの
鋼板の引張強さの測定結果を図５に示す。同図より明ら
かなように、パラメータとして、３（〔％Ｓｉ〕−０．
０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１５）＋１４（〔％Ｐ〕−
０．０１） 但し、〔％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：
Ｍｎ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を用いた場合、このパラメータと引張強さとの間には非
常に良い相関関係がある。すなわち、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０とするこ
とにより、ＴＳ≧４０ｋｇｆ／ｍｍ２となる。 このため本発明では｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（
〔％Ｍｎ〕−０．１５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）
｝≧２．０と限定する。
【００２５】Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐの添加量を調節して、上記
パラメータを目標強度レベルに応じた値になるようにす
ることにより、目標とする強度レベルを得ることができ
る。例えば、ＴＳ：４５ｋｇｆ／ｍｍ２クラスの高強度
冷延鋼板とする場合には、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧３．０となるよ
うに、Ｓｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０．９
０〜２．５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００ｗｔ
％の範囲内でＳｉ、Ｍｎ、Ｐの添加量を設定すればよい
。
パラメータを目標強度レベルに応じた値になるようにす
ることにより、目標とする強度レベルを得ることができ
る。例えば、ＴＳ：４５ｋｇｆ／ｍｍ２クラスの高強度
冷延鋼板とする場合には、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧３．０となるよ
うに、Ｓｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０．９
０〜２．５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００ｗｔ
％の範囲内でＳｉ、Ｍｎ、Ｐの添加量を設定すればよい
。
【００２６】Ｂ：Ｂは粒界に偏析することにより粒界を
強化し、２次加工脆性を防止する作用を有することは従
来からよく知られていることであるが、本発明において
は上記作用に加え、さらに、焼付硬化性を向上させる効
果があることを知見した。このような効果を見出した実
験結果に基づき、Ｂ添加量の限定理由を説明する。 ｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝が０．０００３、
０．０００６、０．００１２の３水準で、Ｖ：０．００
４ｗｔ％、Ｓｉ：０．２８ｗｔ％、Ｍｎ：１．０１ｗｔ
％、Ｐ：０．０４６ｗｔ％を含有する鋼に、Ｂを０．０
０１８ｗｔ％以下の範囲で添加し、この鋼を熱間圧延、
冷間圧延により０．７０ｍｍとし、８５０℃の温度で連
続焼鈍した後、伸長率１．０％の調質圧延を施した。図
６に、これら鋼板のＢＨ、ｍｅａｎ−ｒ値の測定結果を
示す。同図から明らかなように、０．０００５ｗｔ％以
上のＢ添加により、Ｂ無添加の場合に比べ焼付硬化性が
向上することが判る。しかし、本発明範囲を下回る｛〔
％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝：０．０００３の場合
には、Ｂを０．０００５ｗｔ％以上添加しても焼付硬化
性はほとんど向上していない。一方、０．００１５％を
超える過剰のＢ添加を行っても、焼付硬化性はそれ以上
格別向上せず、却って深絞り性を著しく劣化させる。こ
のため、Ｂ添加量は０．０００５〜０．００１５％に限
定する。なお、Ｂ添加により焼付硬化性が向上する理由
については必ずしも明らかではないが、Ｂが粒界に偏析
することにより、粒界近傍の固溶Ｃおよび焼鈍時に再固
溶するＣの一部が粒界に偏析することを抑制し、｛〔％
Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝値が同一であっても、焼
付硬化性に有効に寄与するＣ量が実質的に増えることに
よるものと推定される。
強化し、２次加工脆性を防止する作用を有することは従
来からよく知られていることであるが、本発明において
は上記作用に加え、さらに、焼付硬化性を向上させる効
果があることを知見した。このような効果を見出した実
験結果に基づき、Ｂ添加量の限定理由を説明する。 ｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝が０．０００３、
０．０００６、０．００１２の３水準で、Ｖ：０．００
４ｗｔ％、Ｓｉ：０．２８ｗｔ％、Ｍｎ：１．０１ｗｔ
％、Ｐ：０．０４６ｗｔ％を含有する鋼に、Ｂを０．０
０１８ｗｔ％以下の範囲で添加し、この鋼を熱間圧延、
冷間圧延により０．７０ｍｍとし、８５０℃の温度で連
続焼鈍した後、伸長率１．０％の調質圧延を施した。図
６に、これら鋼板のＢＨ、ｍｅａｎ−ｒ値の測定結果を
示す。同図から明らかなように、０．０００５ｗｔ％以
上のＢ添加により、Ｂ無添加の場合に比べ焼付硬化性が
向上することが判る。しかし、本発明範囲を下回る｛〔
％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝：０．０００３の場合
には、Ｂを０．０００５ｗｔ％以上添加しても焼付硬化
性はほとんど向上していない。一方、０．００１５％を
超える過剰のＢ添加を行っても、焼付硬化性はそれ以上
格別向上せず、却って深絞り性を著しく劣化させる。こ
のため、Ｂ添加量は０．０００５〜０．００１５％に限
定する。なお、Ｂ添加により焼付硬化性が向上する理由
については必ずしも明らかではないが、Ｂが粒界に偏析
することにより、粒界近傍の固溶Ｃおよび焼鈍時に再固
溶するＣの一部が粒界に偏析することを抑制し、｛〔％
Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝値が同一であっても、焼
付硬化性に有効に寄与するＣ量が実質的に増えることに
よるものと推定される。
【００２７】本発明における鋼板は、鋼組成を上記範囲
に調整した上で、常法に従い製造することができる。し
かし、さらに良好な特性とするためには、連続焼鈍条件
、調質圧延条件を規制することが有効である。
に調整した上で、常法に従い製造することができる。し
かし、さらに良好な特性とするためには、連続焼鈍条件
、調質圧延条件を規制することが有効である。
【００２８】以下、そのような製造条件について説明す
る。上記組成に調整されたスラブは常法に従い熱間圧延
される。熱延条件については特に限定しないが、以下の
ような条件（加熱温度、仕上温度、巻取温度、仕上板厚
）で実施することが好ましい。加熱温度はオ−ステナイ
ト粒を微細化し、深絞り性の向上を図るためには低い方
が好ましいが、低くなり過ぎると仕上温度をＡｒ３変態
点以上とすることが困難となるため、１０５０〜１２５
０℃とすることが好ましい。また、仕上温度がＡｒ３変
態点よりも低下すると深絞り性が劣化するため、仕上温
度はＡｒ３変態点以上とすることが好ましい。本発明に
おいては、ＮはＴｉＮとしてスラブ加熱中に既に析出し
ているため、材質の巻取温度依存性は小さく、低温巻取
が可能である。しかし、５００℃未満の巻取温度では、
熱延板の板形状を良好に保つことが困難となる。一方、
巻取温度を７５０℃を超える高温にすると、酸洗性が著
しく劣化する。このため、巻取温度は５００〜７５０℃
とすることが好ましい。また、仕上板厚は、冷間圧延率
を確保するため、２．０ｍｍ以上とすることが好ましい
。その後、酸洗し冷間圧延を行うが、冷間圧延率は深絞
り性の向上を図るためには６０％以上とすることが望ま
しい。引き続き行う焼鈍は連続焼鈍で行なう。バッチ焼
鈍では徐加熱、徐冷の熱サイクルとなるため、Ｖ炭化物
の再固溶、再析出を制御することが困難であり、焼付硬
化性の変動、低下を招く。このため、急速加熱、急速冷
却が可能な連続焼鈍ラインまたは亜鉛メッキやＡｌメッ
キ等の溶融メッキラインで連続焼鈍を行なう。この連続
焼鈍では、鋼中炭化物ＶＣを再固溶させ焼付硬化性を付
与することに加え、深絞り性、延性の向上を図るために
は高温の均熱が望ましく、均熱温度８００℃以上とする
。一方、８７０℃を超えるような高温で焼鈍すると、焼
付硬化性はさらに良好となるが、ＴｉＣの再固溶が生じ
て常温時効性も大きくなり、さらに、Ａｃ３変態点を超
える温度域となると、降伏強度が著しく上昇するととと
もに深絞り性も劣化するようになるため、均熱温度は８
７０℃以下とする。均熱時間については、十分な再結晶
、粒成長を起させ、且つ生産性を劣化させないようにす
るためは１０秒以上、３分以下とすることが好ましい。
る。上記組成に調整されたスラブは常法に従い熱間圧延
される。熱延条件については特に限定しないが、以下の
ような条件（加熱温度、仕上温度、巻取温度、仕上板厚
）で実施することが好ましい。加熱温度はオ−ステナイ
ト粒を微細化し、深絞り性の向上を図るためには低い方
が好ましいが、低くなり過ぎると仕上温度をＡｒ３変態
点以上とすることが困難となるため、１０５０〜１２５
０℃とすることが好ましい。また、仕上温度がＡｒ３変
態点よりも低下すると深絞り性が劣化するため、仕上温
度はＡｒ３変態点以上とすることが好ましい。本発明に
おいては、ＮはＴｉＮとしてスラブ加熱中に既に析出し
ているため、材質の巻取温度依存性は小さく、低温巻取
が可能である。しかし、５００℃未満の巻取温度では、
熱延板の板形状を良好に保つことが困難となる。一方、
巻取温度を７５０℃を超える高温にすると、酸洗性が著
しく劣化する。このため、巻取温度は５００〜７５０℃
とすることが好ましい。また、仕上板厚は、冷間圧延率
を確保するため、２．０ｍｍ以上とすることが好ましい
。その後、酸洗し冷間圧延を行うが、冷間圧延率は深絞
り性の向上を図るためには６０％以上とすることが望ま
しい。引き続き行う焼鈍は連続焼鈍で行なう。バッチ焼
鈍では徐加熱、徐冷の熱サイクルとなるため、Ｖ炭化物
の再固溶、再析出を制御することが困難であり、焼付硬
化性の変動、低下を招く。このため、急速加熱、急速冷
却が可能な連続焼鈍ラインまたは亜鉛メッキやＡｌメッ
キ等の溶融メッキラインで連続焼鈍を行なう。この連続
焼鈍では、鋼中炭化物ＶＣを再固溶させ焼付硬化性を付
与することに加え、深絞り性、延性の向上を図るために
は高温の均熱が望ましく、均熱温度８００℃以上とする
。一方、８７０℃を超えるような高温で焼鈍すると、焼
付硬化性はさらに良好となるが、ＴｉＣの再固溶が生じ
て常温時効性も大きくなり、さらに、Ａｃ３変態点を超
える温度域となると、降伏強度が著しく上昇するととと
もに深絞り性も劣化するようになるため、均熱温度は８
７０℃以下とする。均熱時間については、十分な再結晶
、粒成長を起させ、且つ生産性を劣化させないようにす
るためは１０秒以上、３分以下とすることが好ましい。
【００２９】さらに、均熱温度から少なくとも７００℃
までの平均冷却速度を１０℃／秒以上とする。１０℃／
秒未満の平均冷却速度では、７００℃以上の高温域にお
いて固溶Ｃの一部が再析出し易くなり、焼付硬化性の低
下をもたらす。室温まで冷却する途中の７００℃未満の
温度域においても、冷却速度は速いほうが好ましいが、
特に限定するものではない。
までの平均冷却速度を１０℃／秒以上とする。１０℃／
秒未満の平均冷却速度では、７００℃以上の高温域にお
いて固溶Ｃの一部が再析出し易くなり、焼付硬化性の低
下をもたらす。室温まで冷却する途中の７００℃未満の
温度域においても、冷却速度は速いほうが好ましいが、
特に限定するものではない。
【００３０】さらにその後、調質圧延を行うが、調質圧
延の伸長率λ（％）を適切な範囲に制御することが望ま
しい。本発明の製造方法においては、Ｃの一部をＴｉで
、残りのＣはＶで固定し、焼鈍時にＶＣを再固溶させる
ことにより適量の固溶Ｃを残存させることができる。 そのため、調質圧延の伸長率λはＴｉで固定されないＣ
量に応じて定めることが重要である。調質圧延の影響を
調べるため、Ｃ：０．００４８ｗｔ％、Ｓ：０．００３
ｗｔ％、Ｎ：０．００２１ｗｔ％、Ｓｉ：０．２３ｗｔ
％、Ｍｎ：１．３１ｗｔ％、Ｐ：０．０２９ｗｔ％、Ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．０３２ｗｔ％、Ｖ：０．０１７ｗｔ％
を含有し、これにＴｉを０．０１２ｗｔ％、０．０１８
ｗｔ％、０．０２３ｗｔ％、０．０２８ｗｔ％の４水準
で添加した鋼を溶製し、これを熱間圧延、冷間圧延によ
り０．７ｍｍの板厚とし、８５５℃で連続焼鈍した後、
０．２〜２．２％の種々の伸長率で調質圧延を施し、得
られた鋼板の機械的特性、ＢＨ、ＡＩを調べた。これら
の鋼板は、いずれも引張強さ４０〜４２ｋｇｆ／ｍｍ２
、ＢＨ≧４ｋｇｆ／ｍｍ２、ＡＩ≦２ｋｇｆ／ｍｍ２を
示したが、伸長率により降状点伸び、降状強度、全伸び
は異なっていた。図７にこれらの結果を示す。同図から
明らかなように、 ［０．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊
｝］≦λ（％）≦［１．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１
２／４８）Ｔｉ＊｝］ とすることにより、確実に降状点伸びを消去し、降状強
度の上昇、延性の劣化を抑制することができる。すなわ
ち、伸長率λを上記範囲に限定することにより、さらに
良好な成形性を有する鋼板とすることができる。なお、
本発明が対象とする冷延鋼板は、電気亜鉛メッキ、溶融
亜鉛メッキおよび合金化溶融亜鉛メッキ等の素材となる
鋼板を含むものである。
延の伸長率λ（％）を適切な範囲に制御することが望ま
しい。本発明の製造方法においては、Ｃの一部をＴｉで
、残りのＣはＶで固定し、焼鈍時にＶＣを再固溶させる
ことにより適量の固溶Ｃを残存させることができる。 そのため、調質圧延の伸長率λはＴｉで固定されないＣ
量に応じて定めることが重要である。調質圧延の影響を
調べるため、Ｃ：０．００４８ｗｔ％、Ｓ：０．００３
ｗｔ％、Ｎ：０．００２１ｗｔ％、Ｓｉ：０．２３ｗｔ
％、Ｍｎ：１．３１ｗｔ％、Ｐ：０．０２９ｗｔ％、Ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．０３２ｗｔ％、Ｖ：０．０１７ｗｔ％
を含有し、これにＴｉを０．０１２ｗｔ％、０．０１８
ｗｔ％、０．０２３ｗｔ％、０．０２８ｗｔ％の４水準
で添加した鋼を溶製し、これを熱間圧延、冷間圧延によ
り０．７ｍｍの板厚とし、８５５℃で連続焼鈍した後、
０．２〜２．２％の種々の伸長率で調質圧延を施し、得
られた鋼板の機械的特性、ＢＨ、ＡＩを調べた。これら
の鋼板は、いずれも引張強さ４０〜４２ｋｇｆ／ｍｍ２
、ＢＨ≧４ｋｇｆ／ｍｍ２、ＡＩ≦２ｋｇｆ／ｍｍ２を
示したが、伸長率により降状点伸び、降状強度、全伸び
は異なっていた。図７にこれらの結果を示す。同図から
明らかなように、 ［０．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊
｝］≦λ（％）≦［１．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１
２／４８）Ｔｉ＊｝］ とすることにより、確実に降状点伸びを消去し、降状強
度の上昇、延性の劣化を抑制することができる。すなわ
ち、伸長率λを上記範囲に限定することにより、さらに
良好な成形性を有する鋼板とすることができる。なお、
本発明が対象とする冷延鋼板は、電気亜鉛メッキ、溶融
亜鉛メッキおよび合金化溶融亜鉛メッキ等の素材となる
鋼板を含むものである。
【００３１】
【実施例】〔実施例１〕表１ないし表５に示す鋼組成の
２０鋼種の鋼を、スラブ加熱温度１２００℃、仕上温度
８９０℃、巻取温度６３０℃の条件で３．５ｍｍの板厚
に熱間圧延し、酸洗後、０．７ｍｍの板厚に冷間圧延し
た。このうちの鋼種Ａ〜Ｇ、Ｌ、Ｍ、Ｏ、Ｐ、Ｑ（１２
鋼種）については８５０℃の均熱温度で、また、残りの
鋼種Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｎ、Ｒ、Ｓ、Ｔ（８鋼種）につい
ては８３０℃の均熱温度で、それぞれ連続焼鈍し、次い
で、伸長率１．０％の調質圧延を施した後、機械的特性
、ＢＨ、ＡＩを測定した。これらの測定結果を表６およ
び表７に示す。なお、ＢＨ、ＡＩはそれぞれ、２％予歪
み後１７０℃×２０分、８％予歪み後１００℃×６０分
の熱処理を行い、熱処理前後での降状強度の上昇量で評
価した。
２０鋼種の鋼を、スラブ加熱温度１２００℃、仕上温度
８９０℃、巻取温度６３０℃の条件で３．５ｍｍの板厚
に熱間圧延し、酸洗後、０．７ｍｍの板厚に冷間圧延し
た。このうちの鋼種Ａ〜Ｇ、Ｌ、Ｍ、Ｏ、Ｐ、Ｑ（１２
鋼種）については８５０℃の均熱温度で、また、残りの
鋼種Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｎ、Ｒ、Ｓ、Ｔ（８鋼種）につい
ては８３０℃の均熱温度で、それぞれ連続焼鈍し、次い
で、伸長率１．０％の調質圧延を施した後、機械的特性
、ＢＨ、ＡＩを測定した。これらの測定結果を表６およ
び表７に示す。なお、ＢＨ、ＡＩはそれぞれ、２％予歪
み後１７０℃×２０分、８％予歪み後１００℃×６０分
の熱処理を行い、熱処理前後での降状強度の上昇量で評
価した。
【００３２】〔実施例２〕表１および表２に示す鋼符号
Ａ、Ｇと同様な鋼組成をベ−ス成分とする鋼にＢを添加
し、実施例１と同様な条件で熱間圧延、冷間圧延した後
、８５０℃の均熱温度で連続焼鈍し、次いで、伸長率１
．０％の調質圧延を施した。これらの鋼板の機械的特性
、ＢＨ、ＡＩの測定結果をＢ添加量とともに表８に示す
。
Ａ、Ｇと同様な鋼組成をベ−ス成分とする鋼にＢを添加
し、実施例１と同様な条件で熱間圧延、冷間圧延した後
、８５０℃の均熱温度で連続焼鈍し、次いで、伸長率１
．０％の調質圧延を施した。これらの鋼板の機械的特性
、ＢＨ、ＡＩの測定結果をＢ添加量とともに表８に示す
。
【００３３】〔実施例３〕表１および表３に示す鋼種Ｂ
、Ｋおよび表８に示す鋼種Ａ２を、実施例１と同様な条
件で熱間圧延した後、表９に示す種々の条件で冷間圧延
、連続焼鈍および調質圧延し、得られた鋼板の機械的特
性、ＢＨ、ＡＩを測定した。これらの測定結果を表１０
ないし表１２に示す。
、Ｋおよび表８に示す鋼種Ａ２を、実施例１と同様な条
件で熱間圧延した後、表９に示す種々の条件で冷間圧延
、連続焼鈍および調質圧延し、得られた鋼板の機械的特
性、ＢＨ、ＡＩを測定した。これらの測定結果を表１０
ないし表１２に示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】
【表５】
【００３９】
【表６】
【００４０】
【表７】
【００４１】
【表８】
【００４２】
【表９】
【００４３】
【表１０】
【００４４】
【表１１】
【００４５】
【表１２】
【図１】Ｔｉ＊がｍｅａｎ−ｒ値、ＡＩに及ぼす影響を
示す図である。
示す図である。
【図２】｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝がＢＨに
及ぼす影響を示す図である。
及ぼす影響を示す図である。
【図３】Ｖ添加量がＢＨ、ＡＩに及ぼす影響を示す図で
ある。
ある。
【第４図】Ｖ添加量、｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ
＊｝がＢＨ、ＡＩに及ぼす影響を示す図である。
＊｝がＢＨ、ＡＩに及ぼす影響を示す図である。
【第５図】３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕
−０．１５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）がＴＳに及
ぼす影響を示す図である。
−０．１５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）がＴＳに及
ぼす影響を示す図である。
【第６図】Ｂ添加量がＢＨ、ｍｅａｎ−ｒ値に及ぼす影
響を示す図である。
響を示す図である。
【第７図】調質圧延後の降状点伸び、降状強度、全伸び
に対する｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝、調質圧
延の伸長率λの影響を示す図である。
に対する｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝、調質圧
延の伸長率λの影響を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．００２０〜０．００６０ｗｔ
％、Ｓｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０．９０
〜２．５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００ｗｔ％
、Ｓ：０．００６ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１
〜０．０６ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％以下を含有
するとともに、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０但し、〔
％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：Ｍｎ含有
量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を満足し、且つ、Ｔｉを、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊が、 Ｔｉ＊≧０ ０．０００５≦｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦
０．００５０ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、さらにＶを０．００３〜０．
０２０ｗｔ％の範囲で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度
冷延鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ：０．００２０〜０．００６０ｗｔ
％、Ｓｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０．９０
〜２．５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００ｗｔ％
、Ｓ：０．００６ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１
〜０．０６ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％以下、Ｂ：
０．０００５〜０．００１５ｗｔ％を含有するとともに
、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０但し、〔
％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：Ｍｎ含有
量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を満足し、且つ、Ｔｉを、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊が、 Ｔｉ＊≧０ ０．０００５≦｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦
０．００５０ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、さらにＶを０．００３〜０．
０２０ｗｔ％の範囲で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度
冷延鋼板。 - 【請求項３】 Ｃ：０．００２０〜０．００６０ｗｔ
％、Ｓｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０．９０
〜２．５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００ｗｔ％
、Ｓ：０．００６ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１
〜０．０６ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％以下を含有
するとともに、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０但し、〔
％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：Ｍｎ含有
量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を満足し、且つ、Ｔｉを、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊が、 Ｔｉ＊≧０ ０．０００５≦｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦
０．００５０ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、さらにＶを０．００３〜０．
０２０ｗｔ％の範囲で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる鋼を、熱間圧延および冷間圧延した後、８０
０℃以上、８７０℃以下の温度で連続焼鈍し、その後の
冷却過程において、均熱温度から少なくとも７００℃ま
でを１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、さらに伸
長率λ（％）が、 ［０．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊
｝］≦λ≦［１．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４
８）Ｔｉ＊｝］ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で調質圧延を施すことを特徴とする焼付
硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板の製造
方法。 - 【請求項４】 Ｃ：０．００２０〜０．００６０ｗｔ
％、Ｓｉ：０．１５〜０．６５ｗｔ％、Ｍｎ：０．９０
〜２．５０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５〜０．１００ｗｔ％
、Ｓ：０．００６ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１
〜０．０６ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％以下、Ｂ：
０．０００５〜０．００１５ｗｔ％を含有するとともに
、 ｛３（〔％Ｓｉ〕−０．０１）＋（〔％Ｍｎ〕−０．１
５）＋１４（〔％Ｐ〕−０．０１）｝≧２．０但し、〔
％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｍｎ〕：Ｍｎ含有
量（ｗｔ％） 〔％Ｐ〕：Ｐ含有量（ｗｔ％） を満足し、且つ、Ｔｉを、 Ｔｉ＊＝〔％Ｔｉ〕−（４８／３２）〔％Ｓ〕−（４８
／１４）〔％Ｎ〕 但し、〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（ｗｔ％）〔％Ｓ〕：Ｓ
含有量（ｗｔ％） 〔％Ｎ〕：Ｎ含有量（ｗｔ％） で定義されるＴｉ＊が、 Ｔｉ＊≧０ ０．０００５≦｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊｝≦
０．００５０ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、さらにＶを０．００３〜０．
０２０ｗｔ％の範囲で、且つ、 ０．５≦［（１２／５１）｛〔％Ｖ〕／（〔％Ｃ〕−（
１２／４８）Ｔｉ＊）｝］≦５．０ 但し、〔％Ｖ〕：Ｖ含有量（ｗｔ％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる鋼を、熱間圧延および冷間圧延した後、８０
０℃以上、８７０℃以下の温度で連続焼鈍し、その後の
冷却過程において、均熱温度から少なくとも７００℃ま
でを１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、さらに伸
長率λ（％）が、 ［０．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４８）Ｔｉ＊
｝］≦λ≦［１．１＋２００×｛〔％Ｃ〕−（１２／４
８）Ｔｉ＊｝］ 但し、〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（ｗｔ％） を満足する範囲で調質圧延を施すことを特徴とする焼付
硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2674991A JPH0776410B2 (ja) | 1991-01-29 | 1991-01-29 | 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2674991A JPH0776410B2 (ja) | 1991-01-29 | 1991-01-29 | 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04246153A true JPH04246153A (ja) | 1992-09-02 |
| JPH0776410B2 JPH0776410B2 (ja) | 1995-08-16 |
Family
ID=12201943
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2674991A Expired - Fee Related JPH0776410B2 (ja) | 1991-01-29 | 1991-01-29 | 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0776410B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996014444A3 (en) * | 1994-11-07 | 1996-07-25 | Bethlehem Steel Corp | Bake hardenable vanadium containing steel |
| US5656102A (en) * | 1996-02-27 | 1997-08-12 | Bethlehem Steel Corporation | Bake hardenable vanadium containing steel and method thereof |
-
1991
- 1991-01-29 JP JP2674991A patent/JPH0776410B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996014444A3 (en) * | 1994-11-07 | 1996-07-25 | Bethlehem Steel Corp | Bake hardenable vanadium containing steel |
| US5556485A (en) * | 1994-11-07 | 1996-09-17 | Bethlehem Steel Corporation | Bake hardenable vanadium containing steel and method of making thereof |
| AU688178B2 (en) * | 1994-11-07 | 1998-03-05 | Isg Technologies Inc. | Bake hardenable vanadium containing steel |
| EP1096030A2 (en) * | 1994-11-07 | 2001-05-02 | Bethlehem Steel Corporation | Bake hardenable vanadium containing steel |
| EP1096030A3 (en) * | 1994-11-07 | 2001-11-21 | Bethlehem Steel Corporation | Bake hardenable vanadium containing steel |
| US5656102A (en) * | 1996-02-27 | 1997-08-12 | Bethlehem Steel Corporation | Bake hardenable vanadium containing steel and method thereof |
| WO1997032051A1 (en) * | 1996-02-27 | 1997-09-04 | Bethlehem Steel Corporation | Bake hardenable vanadium containing steel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0776410B2 (ja) | 1995-08-16 |
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