JPH04325655A - 常温非時効ｂｈ型絞り用高張力冷延鋼板及びその製造方法 - 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】 【０００１】 【産業上の利用分野】この発明は、たとえば、自動車の
パネル用など、プレス成形が要求される用途に適合し、
さらに、近年需要が増大している合金化溶融亜鉛めっき
鋼板用の原板としても好適な、ＴＳ　４５　ｋｇｆ／ｍ
ｍ２　以上の常温非時効ＢＨ型絞り用高張力冷延鋼板及
びその製造方法を提案するものである。 【０００２】近年の絞り用冷延鋼板に対する要求特性と
しては、 ・軽量化、コストダウン及び安全性の向上を目的とした
高強度化、 ・耐食性の向上による長寿命化を目的とした、とくに量
産が容易で耐食性にも優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板
のめっき原板としての適正化 などがあり、これらへの対応が望まれている。 【０００３】 【従来の技術】これまで、加工用冷延鋼板を高強度化す
る方法としては、 ・Ｐ、Ｍｎなどによる固溶強化、 ・マルテンサイトなどの複合組織化による強化、・Ｃｕ
などによる析出強化、 などがその代表的なものとして知られている。しかし、
上記において、固溶強化は、高強度とともに加工性の劣
化を伴うので、絞り用鋼板への適用には限界があり、Ｔ
Ｓ　４０ｋｇｆ／ｍｍ２程度がその上限である。しかも
加工性の劣化の少ないもっとも有効な強化成分であるＰ
は、亜鉛めっき性を著しく阻害するなどの問題を有して
いる。また、従来の複合組織強化は、第２相のマルテン
サイトやベイナイトを出現させるため、加工用向けにお
いてもＣを比較的多量（０．０５〜０．１　ｗｔ％程度
）　に必要とする。このためランクフォード値（ｒ値）
の劣化が著しく、絞り加工には不適である。さらに、亜
鉛めっきの合金化処理（約　５５０℃）　により、マル
テンサイトやベイナイトが焼き戻され、強度が低下する
ばかりでなく成型時にストレッチャーストレインが発生
するなどから合金化溶融亜鉛めっき鋼板用原板としても
不適である。さらに、析出強化は、その製造行程におい
て、最適析出条件で処理するる必要があるため、しばし
ば工程を制約する。とくに工程中に新たに析出処理工程
を組み入れ必要がある場合には生産性を著しく阻害する
。 【０００４】なお、厳密には析出強化ではないが、固溶
Ｃの転位への集積による時効硬化、すなわち、焼付塗装
時に時効させる焼付硬化性（ＢＨ性）を利用した鋼板が
、その製造工程に負担がかからないため例外的に多用さ
れている。しかしながら、ＢＨにより降伏強度が３〜５
ｋｇｆ／ｍｍ２　程度増加するため張り剛性は改善され
るものの、ＢＨによる引張り強さの増加が１〜２ｋｇｆ
／ｍｍ２　程度と小さいこと、加工前やめっき処理時で
の時効防止手段を必要とすることなどの問題を有してい
る。 【０００５】したがって、上記従来法では、絞り用とし
ての要求特性を満足するＴＳ４５ｋｇｆ／ｍｍ２　以上
の高張力冷延鋼板を得ることは困難であり、しかも、合
金化溶融亜鉛めっき鋼板用原板として好適なものはなか
った。 【０００６】このような状況のもと、発明者のうち１名
は他の４名と共同で、特開昭６０−１７４８５２号公報
に、新しいタイプの冷延鋼板とその製造方法として、極
低炭素鋼板のα−γ２相温度域焼鈍による、フェライト
相と低温変態フェライト相の複合組織を有する深絞り性
に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法を提案開示し
た。この鋼板は、第２相がマルテンサイトやベイナイト
を有する従来の複合組織鋼板とは異なり、その第２相は
、単位密度の高い低温変態フェライトであることが特徴
である。 【０００７】その低温変態フェライトの形態は鋼成分に
より異なるが、光学顕微鏡観察によれば、■　　粒界が
不規則に角張った結晶粒状、■　　析出物のように粒界
に添って存在する結晶粒状、■　　引っかき傷状の模様
を呈する結晶粒状又は結晶粒群状（比較的大きな第２相
粒中に亜粒界が多数見られる）、などのいずれかが単独
又は複合して分布しているもので、これらは、通常のフ
ェライトとは明確に区別でき、さらに、粒内の腐食され
た色調が、マルテンサイトやベイナイトとは異なり、通
常のフェライトとほとんど変わりないことから、マルテ
ンサイトやベイナイトとも明確に区別できるものである
。一方、透過電子顕微鏡による観察によれば、低温変態
フェライトは、粒界及び／又は粒内の転位密度が非常に
高く、とくに、上記■の形態のものは、転位密度が非常
に高い部分と比較的低い部分とが層状になっている。 【０００８】このような、フェライト相と低温変態フェ
ライト相の複合組織を有する鋼板は、第２相の低温変態
フェライトが、転位密度が高いだけで実質的にはフェラ
イトであるので、５５０　℃程度の温度にさらされても
、マルテンサイトやベイナイトとは異なり、焼き戻しさ
れることはなく、このため合金化溶融亜鉛めっき鋼板用
原板としても好適である。さらに、この複合組織を有す
る鋼板は、通常の高温で再結晶した極低炭素フェライト
を母相とするため、従来の複合組織を有する鋼板にくら
べｒ値が非常に高い点でも優れ、しかも内部に局所歪み
を有する複合組織であるため、ＢＨ性と、常温時効に対
する抵抗力、すなわち、常温非時効性とを合せ持ってい
る。 【０００９】しかしながら、低温変態フェライトによる
強度上昇は、マルテンサイト等にくらべると小さく、絞
り用軟鋼板成分をベースとして考えた場合、ＴＳが４５
　ｋｇｆ／ｍｍ２　以上とするためには、強化成分の助
けが必要である。ところが、このような鋼板に、Ｍｎ，
　Ｎｂ，　Ｂなどの強化成分を多量に添加すると、加工
性が劣化し易くなり、とくに良加工性が得られる焼鈍温
度範囲が著しくせばめられ、生産性が阻害されるという
問題があった。 【００１０】 【発明が解決しようとする課題】この発明は、前記した
ような、高温変態フェライト相と転位密度の高い低温変
態フェライト相の複合組織を有する鋼板の高強度化に伴
う加工性、生産性の劣化を有利に解決し、絞り性に優れ
、かつ、常温非時効ＢＨ型で、合金化溶融亜鉛めっき鋼
板用原板としても好適な高張力冷延鋼板及びその製造方
法を提案することを目的とする。 【００１１】ここに、この鋼板の特性値としては、ＴＳ
≧　４５　ｋｇｆ／ｍｍ２ ＴＳ×Ｅｌ　≧　１８００　ｋｇｆ／ｍｍ２　・％ｒ値
（平均）≧　１．５ ＢＨ≧　３．５　ｋｇｆ／ｍｍ２ とし、さらに、焼鈍、合金化溶融亜鉛めっき、又は調質
圧延などの直後ではもちろんのこと、常温で６カ月放置
後でも、降伏点伸びが　０．５％未満であることを目標
とする。 【００１２】 【課題を解決するための手段】この発明の要旨は以下の
とおりである。 １．Ｃ：０．００８　ｗｔ％超え、０．０２５　ｗｔ％
以下、Ｓｉ：１．０　ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１　ｗｔ％以上、２．０　ｗｔ％以下、Ｎｂ
：０．２　ｗｔ％以下、ただし、　Ｃｗｔ％の５倍以上
、Ｂ：０．０００３ｗｔ％以上、０．０１ｗｔ％以下、
Ａｌ：０．００５　ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、
Ｐ：０．１　ｗｔ％以下及び Ｎ：０．００７　ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、組
織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変態
フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが４５　ｋｇｆ／
ｍｍ２　以上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型
絞り用高張力冷延鋼板。 【００１３】２．Ｃ：０．００８　ｗｔ％超え、０．０
２５　ｗｔ％以下、 Ｓｉ：１．０　ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１　ｗｔ％以上、２．０　ｗｔ％以下、Ｔｉ
：０．００５　ｗｔ％以上で、かつ、下記（１）　式を
満足し、さらに Ｎｂ：０．２　ｗｔ％以下、ただし、　Ｃｗｔ％の５倍
以上、Ｂ：０．０００３ｗｔ％以上、０．０１ｗｔ％以
下、Ａｌ：０．００５　ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以
下、Ｐ：０．１　ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０５０ｗｔ　％以下及び Ｎ：０．００７　ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、組
織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変態
フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが４５　ｋｇｆ／
ｍｍ２　以上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型
絞り用高張力冷延鋼板。 記 　　Ｔｉ　ｗｔ％≦４８／３２　〔Ｓｗｔ％〕＋４８／
１４　〔Ｎｗｔ％〕　　───────　　（１）　【
００１４】３．Ｃ：０．００８　ｗｔ％超え、０．０２
５　ｗｔ％以下、 Ｓｉ：１．０　ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１　ｗｔ％以上、２．０　ｗｔ％以下、Ｔｉ
：下記（２）ｔ式を満足する範囲で含有し、さらにＮｂ
：０．２　ｗｔ％以下、ただし、下記（３）　式で計算
されるＣ＊　ｗｔ％の５倍以上、 Ｂ：０．０００３ｗｔ％以上、０．０１ｗｔ％以下、Ａ
ｌ：０．００５　ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、Ｐ
：０．１　ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０５０ｗｔ　％以下及び Ｎ：０．００７　ｗｔ％以下 とを含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、
組織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変
態フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが４５ｋｇｆ／
ｍｍ２　以上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型
絞り用高張力冷延鋼板。 記 　　　４８／１２〔Ｃｗｔ％〕＋４８／３２〔Ｓｗｔ％
〕＋４８／１４〔Ｎｗｔ％〕＞Ｔｉｗｔ％＞４８／３２
　　　〔Ｓｗｔ％〕＋４８／１４　〔Ｎｗｔ％〕　　　
　　　　　　　　　　　──────　（２）　　　　
　Ｃ　＊　ｗｔ　％＝〔Ｃｗｔ％〕＋１２／３２〔Ｓｗ
ｔ％〕＋１２／１４〔Ｎｗｔ％〕−１２／４８　〔Ｔｉ
ｗｔ％　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　─
─────　（３）【００１５】４．上記１，２及び３
の組成になる、それぞれの熱延板を、６０％以上の圧下
率で冷延後、γ変態開始温度以上、ＡＣ３変態点未満の
温度範囲での焼鈍につづいて、５℃／秒以上、１００　
℃／秒以下の速度で冷却することを特徴とする常温非時
効ＢＨ型絞り用高張力冷延鋼板の製造方法。 【００１６】 【作用】この発明は、前にも述べたように、通常の高温
変態フェライト相と転位密度の高い低温変態フェライト
相の複合組織を有する鋼板の、高強度化に伴う加工性の
劣化を改善しようとするもので、その改善には、Ｃ及び
Ｎｂの適量添加が有効であることを見出したことによる
ものである。 【００１７】まず、Ｃの効果について実験結果をもとに
述べる。表１に示す主としてＣ含有量の異なる２種類の
成分組成になる連鋳スラブを用い、以下に示す条件で冷
延板を製造し、引張り特性を調査した。 【００１８】 【表１】 【００１９】製造条件 ・熱間圧延　　　　スラブ加熱温度　（ＳＲＴ）　：　
１２００　℃熱延終了温度　　　（ＦＤＴ）　：　　９
００　℃コイル巻取り温度（ＣＴ）　：　　６５０　℃
仕上げ板厚　　　　：　３．２　ｍｍ ・冷間圧延　　　　圧下率　　　　　　　　：　７８　
％最終板厚　　　　　　：　０．７　ｍｍ・連続焼鈍　
　　　加熱温度　　　　　　：Ａ鋼　８８０〜９２０　
℃（５℃刻み） ：Ｂ鋼　９１０〜９５０　℃（５℃刻み）冷却速度　　
　　　　：　３０　℃／秒【００２０】この調査結果を
図１に示す。図１は　ＴＳ　−　Ｅｌバランスにおよぼ
すＣの影響を示したものである。図１から明らかなよう
に、Ｃ含有量が　０．００３６　ｗｔ％と少ないＢ鋼は
、ＴＳが４５　ｋｇｆ／ｍｍ２近傍でＥｌ　が急激に低
下し、かつ、この値以上のＴＳが得られていないのに対
し、Ｃ含有量が　０．０１１ｗｔ％のＡ鋼は、Ｅｌ　の
急激な低下は見られず、ＴＳ−　Ｅｌ　バランスも良好
で、４５　ｋｇｆ／ｍｍ２以上のＴＳが得られている。 したがって、Ａ鋼は、高強度化及び２相域焼鈍における
材質安定性に優れていることがわかる。 【００２１】ところで、従来から、Ｃ含有量を増加する
とｒ値の著しい低下が不可避であるということが信じら
れてきた。実際に、この実験での高温変態フェライト相
と低温変態フェライト相の複合組織を有する鋼板におい
ても、Ｃ含有量の増加によりｒ値は低下することが一般
的である。 【００２２】しかし、発明者らは、Ｃ含有量が　０．０
２５ｗｔ％以下の高温変態フェライト相と低温変態フェ
ライト相の複合組織を有する鋼板においては、このｒ値
の低下を回避できる手段のあることを突きとめた。 【００２３】以下にその実験結果について述べる。表２
に示す、Ｎｂ　の含有量を変えたグループＣ、及びＴｉ
　の含有量を変えたグループＤの成分組成になる鋼スラ
ブを、以下に示す条件で製造した製品板についてｒ値を
測定した。 【００２４】 【表２】 【００２５】製造条件 ・熱間圧延　　　　ＳＲＴ：　１２５０　℃ＦＤＴ：　
　９００　℃ ＣＴ　　：　　６２０　℃ 仕上げ板厚：　３．５　ｍｍ ・冷間圧延　　　　圧下率　：　８０　％仕上げ板厚：
　０．７ｍｍ ・連続焼鈍　　　　加熱温度　　：　９１０℃冷却速度
　　：　９５　℃／秒 ・調質圧延　　　　伸び率　　　　：　０．８％上記ｒ
値の測定結果を図２に示す。図２は、ｒ値におよぼすＮ
ｂ　及びＴｉ　の影響を示したものである。図２におい
て、Ｔｉ　＊　は有効Ｔｉ　でＴｉ　＊　＝〔Ｔｉ〕−
４８／３２　〔Ｓ〕−４８／１４〔Ｎ〕で計算した値で
ある。図２から明らかなように、Ｎｂ　を含有させた場
合（Ｃグループ）、すなわち、ＣをＮｂ　で固定した場
合に高いｒ値が得られることがわかる。 【００２６】この場合のＮｂ　の役割については以下の
ように推定される。ｒ値を結晶粒成長性との関連で捉え
た場合、焼鈍中のα単相温度域では、軟鋼板の場合と同
様粒成長性が良好であるほどｒ値は高くなる。この観点
からはＣの固定成分の添加が有利である。一方、α−γ
共存温度域においては、ｒ値の低下を防止するためにγ
相の粗大化を抑制することが必要であり、そのためには
、Ｃが固溶状態である方が有利である。Ｎｂ　によるＣ
の固定は、ちようどγ変態温度域付近を境にＮｂ　Ｃが
分解することから、これ以上の温度ではＣを固溶状態に
し、上記の最適条件を作り出すものと考えられる。 【００２７】なお、前記表１及び表２の各鋼とも、γ変
態開始温度以上の２相域焼鈍では、第２相（低温変態フ
ェライト相）が１〜７０％出現し、常温非時効性及びＢ
Ｈ性を示した。また、これらの第２相の形態は、Ｃ，Ｔ
ｉ　及びＮｂ　の含有量により前記した３種類のいずれ
かの形態が単独又は複合した形であらわれるが、その形
態や結晶粒の絶対的な大きさと加工性との間にはさした
る相関は認められなかった。 【００２８】ただし、強化成分を比較的多量に含有した
鋼では、第２相粒径が母相（高温変態フェライト相）粒
径より大きく成長する傾向にあり、平均して母相粒径の
３倍を超える大きさになるが、この発明の成分組成範囲
にあり優れた加工性を示す鋼板にあっては、第２相粒径
が平均して母相粒径の３倍以下であった。このことは、
先に述べたα粒成長促進・γ粒成長抑制が、材質に好影
響をおよぼすという考えを支持するものである。 【００２９】つぎに、この発明の成分組成の限定理由に
ついて記す。 Ｃ：０．００８　ｗｔ％超え〜　０．０２５ｗｔ％Ｃは
、０．００８　ｗｔ％以下では加工性を損わずに高強度
が得られない。一方、０．０２５　ｗｔ％を超えるとｒ
値の劣化を抑制できず、また、第２相がマルテンサイト
化するため合金化溶融亜鉛めっき処理を施すと軟化・常
温歪時効などの弊害がでる。したがって、その含有量は
　０．００８ｗｔ％超え、０．０２５　ｗｔ％以下とす
る。 【００３０】Ｓｉ　：　１．０ｗｔ％以下Ｓｉは、１．
０　ｗｔ％を超えると変態点が上昇し高温焼鈍が必要に
なる。また、溶融亜鉛めっき向けの用途ではめっきがつ
きにくくなる。したがって、その含有量は１．０　ｗｔ
％以下とする。ただし、強度を上げ、強度−伸びバラン
スを多小改善するので　０．０５　ｗｔ％以上含有させ
ることが好ましい。これは、第２相へのＣの濃度を促進
するためと考えられる。 【００３１】Ｍｎ　：　０．１〜２．０　ｗｔ％Ｍｎは
、０．１　ｗｔ％未満では有害な硫化物　（ＦｅＳ）が
形成される。また、２．０　ｗｔ％を超えると強度−伸
びバランスが極度に悪くなる。したがって、その含有量
は　０．１ｗｔ％以上、２．０　ｗｔ％以下とするが、
望ましくは１．０　ｗｔ％以下が好ましい。 【００３２】Ｎｂ　：　０．２ｗｔ％以下、ただし、Ｃ
＊　の５倍以上 Ｎｂは、Ｂとの共存で、低温変態フェライトの形成を促
進するため不可欠の成分である。Ｎｂを固溶Ｃの５倍以
上（重量％）含有させることにより、前記したように、
焼鈍時の初期には炭化物として存在して固溶Ｃによるｒ
値の劣化を防止し、後期においては、炭化物が分解して
ＢＨ性を付与するという、この発明にとって最も重要な
働きをする。しかし、０．２　ｗｔ％を超えて含有させ
ると加工性に対する悪影響が顕著となり、また、コスト
高ともなる。したがって、その含有量は　０．２ｗｔ％
以下、ただし、Ｃ＊　の５倍以上とする。ここに、Ｃ＊
　は、Ｔｉ　が、Ｔｉ　＝４８／３２　〔Ｓ〕＋４８／
１４　〔Ｎ〕以下の場合、Ｃ＊　＝〔Ｃ〕、この式を超
える場合、Ｃ＊　＝〔Ｃ〕＋１２／３２　〔Ｓ〕＋１２
／４８　〔Ｎ〕−１２／４８　〔Ｔｉ〕である。 【００３３】Ｂ：０．０００３〜０．０１ｗｔ％Ｂは、
Ｎｂとの共存で低温変態フェライトの形成を促進するた
め不可欠の成分であるが、０．０００３ｗｔ％以下では
効果がなく、また、０．０１ｗｔ％を超えると加工性へ
の悪影響が顕著になる。したがって、その含有量は０．
０００３　ｗｔ％以上、０．０１ｗｔ％以下とする。 【００３４】Ａｌ　：　０．００５　〜０．１０ｗｔ％
Ａｌ　は、精錬時の脱酸に必要な成分で、そのためには
　０．００５ｗｔ％以上含有させることを必要とするが
、０．１０ｗｔ％を超えて含有させると介在物が増加し
、材質を劣化させる。したがって、その含有量は　０．
００５ｗｔ％以上　０．１０　ｗｔ％以下とする。 【００３５】Ｐ：０．１　ｗｔ％以下 Ｐは、０．１　ｗｔ％を超えて含有させると偏析による
表面欠陥が顕著になるばかりでなく、溶融亜鉛めっき向
けの用途ではめっきがつきにくくなる。また、第２相に
よる強化を弱める点不利である。したがって、その含有
量は　０．１ｗｔ％以下とするが、望ましくは０．０５
ｗｔ％以下が好ましい。 【００３６】Ｎ：０．００７　ｗｔ％以下、Ｎは、０．
００７　ｗｔ％を超えると加工性、常温非時効性を劣化
させ、また、ＢＮの形成によりＢの歩止りを悪くする。 したがって、その含有量は　０．００７ｗｔ％以下とす
る。 【００３７】Ｔｉ：　０．００５〜Ｔｉｗｔ％＜４８／
１２　〔Ｃｗｔ％〕＋４８／３２　〔Ｓｗｔ％〕＋４８
／１４　〔Ｎｗｔ％〕Ｔｉ　は、Ｓ，Ｎを固定し、Ｂ歩
止りの向上及び材質への悪影響を抑制する。さらに余剰
のＴｉ　が存在する場合、すなわち、Ｔｉ　ｗｔ％＞４
８／３２　〔Ｓｗｔ％〕＋　４８／１４〔Ｎｗｔ％〕の
場合には、Ｎｂ　より効率よく固溶Ｃを固定するので、
０．００５　ｗｔ％以上含有させることで、より優れた
加工性が期待できる。しかし、多量に含有させると表面
欠陥を生じやすく、さらにＴｉ　炭化物は分解し難いの
で、固溶Ｃを全てＴｉ　で固定してしまうとＢＨ性が得
られず、Ｎｂ　によりＣを固定したときの特有の現象と
思われる高いｒ値も得られなくなる。したがって、その
含有量は０．００５ｗｔ％以上で、かつ、Ｔｉ　ｗｔ％
＜４８／１２　〔Ｃｗｔ％〕＋　４８／３２　〔Ｓｗｔ
％〕＋　４８／１４〔Ｎｗｔ％〕で計算される値以下と
する。 Ｓ：０．０５０ｗｔ　％以下 Ｓは熱間加工脆化を起こすので、上限を０．０５０　％
とする。またＴｉでＳを析出させた場合でも、Ｓが０．
０５０　％を超えると介在物が増加することによる加工
性劣化を引きおこす。 【００３８】つぎに、この発明の製造工程を以下に述べ
る。スラブの製造は、常法の連鋳法又は造塊法でよく、
また、熱延も、通常の工程通りの、Ａｒ３変態点以上の
仕上げ温度で行なえばよい。 【００３９】コイルの巻取り温度も特に規定するもので
はないが、Ｎｂ　炭化物を適度な粒径に析出させるため
には　６００〜７００　℃の温度範囲が好適である。 【００４０】冷延においては、圧下率が６０％未満では
、その後の焼鈍時における変態開始の遅延によるものと
考えられるが、第２相が粗大化し、前記した母相フェラ
イト粒径との比が３倍を超えてしまい、加工性が劣化す
る。したがって、冷延圧下率は６０％以上を必要とする
。 【００４１】焼鈍は、いうまでもなくγ変態開始温度よ
り高温で行なわなければ複合組織化しない。しかしα−
γ共存温度域以上で焼鈍すると、ｒ値に有利な結晶方位
の形成に寄与する残留α粒も焼鈍中に消失してしまうう
え、第２相の比率が高くなり過ぎ、さらに、冷却時に第
２相が粗大化して母相フェライト粒径との比が３倍を超
える組織となるため、加工性が著しく損なわれる。した
がって、焼鈍温度は、γ変態開始温度以上、ＡＣ３変態
点未満とする。 【００４２】焼鈍後の冷却速度は、Ｎｂ　・Ｂの複合添
加であるので、２相化するのにさほどの急冷は必要とし
ないが、それでも５℃／秒未満の徐冷では低温までγ粒
が残存しにくく、十分な低温変態フェライト相が出現し
ない。一方、１００　℃／秒を超えての冷却は不要であ
るうえ、板の形状悪化をもたらす。したがって、焼鈍後
の冷却速度は５℃／秒以上、１００　℃／秒以下とする
。 【００４３】調質圧延は、特に必要としないが、板の形
状矯正のため伸び率３％以下で行ってもさしつかえない
。 【００４４】 【実施例】表３に示す成分組成に調製した、この発明の
適合鋼９種類と比較鋼６種類の連鋳スラブを、それぞれ
、表４に示す条件で、熱延（仕上げ板厚：１．６　〜３
．５ｍｍ　）、冷延（仕上げ板厚：０．７ｍｍ　）、焼
鈍、及び一部について、合金化溶融亜鉛めっき又は調質
圧延を行い製品板とした。 【００４５】 【表３】 【００４６】 【表４】 【００４７】なお、表４における合金化溶融亜鉛めっき
は、連続めっきライン（ＣＧＬ）で、焼鈍−溶融亜鉛め
っき−合金化処理（５５０　℃・２０秒）　を施したも
ので、めっきの付着状態にはなんら問題はなかった。 【００４８】上記製品板について、引張り特性、ｒ値、
ＢＨ、常温非時効性、組織調査などを行った。これらの
調査結果を表５にまとめて示す。 【００４９】 【表５】 【００５０】ここに、各測定条件は以下のとおりである
。引張り特性：ＪＩＳＺ　２２０１の５号試験片を使用
して測定した。 【００５１】ｒ値（平均）：１５％引張り時の値を、３
点法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方
向に４５度方向）及びＣ方向（圧延方向に９０度方向）
の平均値を ｒ値（平均）＝（ｒＬ　＋２ｒＤ　＋ｒＣ　）／４とし
て求めた。 【００５２】ＢＨ：２％の引張りひずみ時の応力（σ２
　）と、２％の引張り予ひずみを与えた後除荷し、さら
に　１７０℃２０分間の時効処理を行った後の降伏応力
（σＹ　）とを測定し、 ＢＨ＝（σＹ　）−（σ２　） として求めた。 【００５３】常温非時効性：焼鈍直後の引張り試験（引
張り速度１０ｍｍ／ｍｉｎ）　における降伏伸び　（Ｙ
Ｅｌ）と、１００　℃×１０時間　（３０℃×６カ月相
当）の時効処理後、上記と同様に降伏伸びを求め評価し
た。 【００５４】表５から明らかなように、この発明の適合
例はＴＳが４５　ｋｇｆ／ｍｍ２以上であり、かつ、Ｂ
Ｈ性、常温非時効性、加工性ともに優れた特性を示し、
さらにＣＧＬによる合金化処理、調質圧延などによって
も材質が劣化することはない。 【００５５】一方、比較例は、 １Ｄ：焼鈍温度がγ変態温度より低いため、α単相とな
り、常温非時効性が得られていない。 １Ｅ：焼鈍後の冷却速度が遅いため、ほとんどα単相と
なり、常温非時効性が得られていない。 １Ｆ：冷延圧下率が低いため、第２相の粒径が母相にく
らべ大きくなり過ぎ、良好な加工性が得られていない、
７Ｂ：焼鈍温度がα−γ共存温度域より高いため、良好
な加工性が得られていない。 １０：Ｃ量が低く、強度を上げたため、良好な材質が得
られない。 １１Ａ，　１１Ｂ，　１２：Ｃ含有量が高く、第２相の
マルテンサイト化により良好な材質が得られていない。 特にｒ値が低い。 １３：Ｎｂ　含有量が高く、加工性に悪影響を与えてい
る。 １４：Ｎｂ　が固溶Ｃの加工性への悪影響を抑制できる
ほど十分に含有していないため、良好な加工性が得られ
ていない。（Ｎｂ　＜５Ｃ＊）。 １５　：Ｔｉ　が固溶Ｃを全て固定してしまい、良好な
加工性が得られていない（Ｔｉ＞４８／１２　〔Ｃ〕＋
４８／３２　〔Ｓ〕＋４８／１４　〔Ｎ〕）。 など、それぞれいずれかの特性が適合例にくらべ劣って
いる。 【００５６】 【発明の効果】この発明は、Ｃ及びＮｂ　の含有量を適
正化することにより、高温変態フェライト相と低温変態
フェライト相の複合組織を有する鋼板の高強度化に伴う
加工性の劣化を改善するものであり、この発明によって
得られる高張力冷延鋼板は、常温非時効ＢＨ型で、良好
な絞り性を有し、かつ、合金化溶融亜鉛めっき処理を施
しても材質劣化がなく、自動車用などに有利に用いるこ
とができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】焼鈍後の鋼板の　ＴＳ　−　Ｅｌ　バランスに
およぼすＣの影響を示すグラフである。

【図２】焼鈍後の鋼板のｒ値におよぼすＮｂ　及びＴｉ
　の影響を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 【請求項１】Ｃ：０．００８　ｗｔ％超え、０．０２５
   　ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０　ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１　ｗｔ％以上、２．０　ｗｔ％以下、Ｎｂ
   ：０．２　ｗｔ％以下、ただし、　Ｃｗｔ％の５倍以上
   、Ｂ：０．０００３ｗｔ％以上、０．０１ｗｔ％以下、
   Ａｌ：０．００５　ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、
   Ｐ：０．１　ｗｔ％以下及び Ｎ：０．００７　ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、組
   織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変態
   フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが４５　ｋｇｆ／
   ｍｍ２　以上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型
   絞り用高張力冷延鋼板。 【請求項２】Ｃ：０．００８　ｗｔ％超え、０．０２５
   　ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０　ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１　ｗｔ％以上、２．０　ｗｔ％以下、Ｔｉ
   ：０．００５　ｗｔ％以上で、かつ、下記（１）　式を
   満足し、さらに Ｎｂ：０．２　ｗｔ％以下、ただし、　Ｃｗｔ％の５倍
   以上、Ｂ：０．０００３ｗｔ％以上、０．０１ｗｔ％以
   下、Ａｌ：０．００５　ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以
   下、Ｐ：０．１　ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０５０ｗｔ　％以下及び Ｎ：０．００７　ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、組
   織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変態
   フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが４５　ｋｇｆ／
   ｍｍ２　以上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型
   絞り用高張力冷延鋼板。 記 　　Ｔｉ　ｗｔ％≦４８／３２　〔Ｓｗｔ％〕＋４８／
   １４　〔Ｎｗｔ％〕　　───────　　（１）　【
   請求項３】Ｃ：０．００８　ｗｔ％超え、０．０２５　
   ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０　ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１　ｗｔ％以上、２．０　ｗｔ％以下、Ｔｉ
   ：下記（２）　式を満足する範囲で含有し、さらにＮｂ
   ：０．２　ｗｔ％以下、ただし、下記（３）　式で計算
   されるＣ＊　ｗｔ％の５倍以上、 Ｂ：０．０００３ｗｔ％以上、０．０１ｗｔ％以下、Ａ
   ｌ：０．００５　ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、Ｐ
   ：０．１　ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０５０ｗｔ　％以下及び Ｎ：０．００７　ｗｔ％以下 とを含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成になり、
   組織が高温変態フェライト相及び転位密度の高い低温変
   態フェライト相の複合組織を有し、ＴＳが４５ｋｇｆ／
   ｍｍ２以上であることを特徴とする常温非時効ＢＨ型絞
   り用高張力冷延鋼板。 記 　　　４８／１２〔Ｃｗｔ％〕＋４８／３２〔Ｓｗｔ％
   〕＋４８／１４〔Ｎｗｔ％〕＞Ｔｉｗｔ％＞４８／３２
   　　　〔Ｓｗｔ％〕＋４８／１４　〔Ｎ　ｗｔ％〕　　
   　　　　───────　（２）　　　Ｃ＊　ｗｔ％＝
   　〔Ｃｗｔ％〕＋１２／３２〔Ｓｗｔ％〕＋１２／１４
   〔Ｎｗｔ％〕−１２／４８　〔Ｔｉｗｔ％〕　　　　　
   　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
   　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　─
   ─────　（３）【請求項４】Ｃ：０．００８　ｗｔ
   ％超え、０．０２５　ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０　ｗｔ
   ％以下、 Ｍｎ：０．１　ｗｔ％以上、２．０　ｗｔ％以下、Ｎｂ
   ：０．２　ｗｔ％以下、ただし、Ｃｗｔ％の５倍以上、
   Ｂ：０．０００３ｗｔ％以上、０．０１ｗｔ％以下、Ａ
   ｌ：０．００５　ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、Ｐ
   ：０．１　ｗｔ％以下、及び Ｎ：０．００７　ｗｔ％以下 を含有する組成になる熱延板を、６０％以上の圧下率で
   冷延後、γ変態開始温度以上、ＡＣ３変態点未満の温度
   範囲での焼鈍につづいて、５℃／秒以上、１００　℃／
   秒以下の速度で冷却することを特徴とする常温非時効Ｂ
   Ｈ型絞り用高張力冷延鋼板の製造方法。 【請求項５】Ｃ：０．００８　ｗｔ％超え、０．０２５
   　ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０　ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１　ｗｔ％以上、２．０　ｗｔ％以下、Ｔｉ
   ：０．００５　ｗｔ％以上で、かつ、下記（１）　式を
   満足し、さらに Ｎｂ：０．２　ｗｔ％以下、ただし、　Ｃｗｔ％の５倍
   以上、Ｂ：０．０００３ｗｔ％以上、０．０１ｗｔ％以
   下、Ａｌ：０．００５　ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以
   下、Ｐ：０．１　ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０５０ｗｔ　％以下及び Ｎ：０．００７　ｗｔ％以下 を含有する組成になる熱延板を、６０％以上の圧下率で
   冷延後、γ変態開始温度以上、ＡＣ３変態点未満の温度
   範囲での焼鈍につづいて、５℃／秒以上、１００　℃／
   秒以下の速度で冷却することを特徴とする常温非時効Ｂ
   Ｈ型絞り用高張力冷延鋼板の製造方法。 記 　　Ｔｉ　ｗｔ％≦４８／３２　〔Ｓｗｔ％〕＋４８／
   １４　〔Ｎｗｔ％〕　　───────　　（１）　【
   請求項６】Ｃ：０．００８　ｗｔ％以上、０．０２５　
   ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０　ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１　ｗｔ％以上、２．０　ｗｔ％以下、Ｔｉ
   ：下記（２）　式を満足する範囲で含有し、さらにＮｂ
   ：０．２　ｗｔ％以下、ただし、下記（３）　式で計算
   されるＣ＊　ｗｔ％の５倍以上、 Ｂ：０．０００３ｗｔ％以上、０．０１ｗｔ％以下、Ａ
   ｌ：０．００５　ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、Ｐ
   ：０．１　ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０５０ｗｔ　％以下及び Ｎ：０．００７　ｗｔ％以下 とを含有する組成になる熱延板を、６０％以上の圧下率
   で冷延後、γ変態開始温度以上、ＡＣ３変態点未満の温
   度範囲での焼鈍につづいて、５℃／秒以上、１００　℃
   ／秒以下の速度で冷却することを特徴とする常温非時効
   ＢＨ型絞り用高張力冷延鋼板の製造方法。 記 　　　４８／１２〔Ｃｗｔ％〕＋４８／３２〔Ｓｗｔ％
   〕＋４８／１４〔Ｎｗｔ％〕＞Ｔｉｗｔ％＞４８／３２
   　　　〔Ｓｗｔ％〕＋４８／１４　〔Ｎｗｔ％〕　　　
   　　　　　　　　　　　　　──────　（２）　　
   　　　Ｃ＊　ｗｔ％＝　〔Ｃｗｔ％〕＋１２／３２〔Ｓ
   ｗｔ％〕＋１２／１４〔Ｎｗｔ％〕−１２／４８　〔Ｔ
   ｉｗｔ％〕　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
   　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
   　──────　（３）