JPH04325656A - 常温非時効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、自動車用などのプレ
ス成形性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原板として
も好適な、ＴＳ４０Ｋｇｆ／ｍｍ２以上の常温非時効型
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、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などのた
めの高強度化、 ・　　耐食性の向上による寿命延長をはかるため、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
鋼板が用いられるが、こ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、しかも、加工性の
劣化の少ないもっとも有力な強化元素であるＰは、亜鉛
めっき性を著しく阻害するという問題がある。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、加工用途向けにおいてもＣ量を
比較的多量（０．０５〜１．０ｗｔ％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、最適析出条件で処理する必要があるた
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る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１〜２Ｋｇ
ｆ／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、上記した従来手法による、絞
り性を有する鋼板の高強度化には限界があり、合金化溶
融亜鉛めっき鋼板用原板としても不適であった。

【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相として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、転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
のフェライトとはほとんど変りないことから、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、マルテンサイトなどにくらべると小さく、
より高強度を得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、この鋼板の目標とする特性値は以
下のとおりである。 ＴＳ≧４０Ｋｇｆ／ｍｍ２　 ＴＳ×Ｅｌ≧１８００Ｋｇｆ／ｍｍ２　・　％ｒ値（平
均）≧１．８ 焼鈍、合金化溶融亜鉛めっき、又は調質圧延直後、及び
、これらを常温で６カ月放置後共に、降伏点伸び＜０．
５％

【００１２】

【課題を解決するための手段】この発明の要旨は以下と
おりである。 １．　　Ｃ：０．００１ｗｔ％以上、０．０２５ｗｔ％
以下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１ｗｔ％以上、２．０ｗｔ％以下、Ｎｂ：０
．００１ｗｔ％以上、０．２ｗｔ％以下、Ｂ：０．００
０３ｗｔ％　以上、０．０１ｗｔ％　以下、Ａｌ：０．
００５ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％　以下、Ｐ：０．１
ｗｔ％以下　　及び Ｎ：０．００７ｗｔ％以下 を含み、さらに Ｎｉ：０．０５ｗｔ％　以上、３．０ｗｔ％以下、Ｍｏ
：０．０１ｗｔ％　以上、２．０ｗｔ％以下　　及びＣ
ｕ：０ｚ０５ｗｔ％　以上、５．０ｗｔ％以下のうちか
ら選んだ１種又は２種以上を含有し、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から
なることを特徴とする常温非時効型絞り用高張力冷延鋼
板。

【００１３】２．　　Ｃ：０．００１ｗｔ％以上、０．
０２５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１ｗｔ％以上、２．０ｗｔ％以下、Ｎｂ：０
．００１ｗｔ％以上、０．２ｗｔ％以下、Ｂ：０．００
０３ｗｔ％　以上、０．０１ｗｔ％　以下、Ａｌ：０．
００５ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％　以下、Ｐ：０．１
ｗｔ％以下　　及び Ｎ：０．００７ｗｔ％以下 を含み、さらに Ｎｉ：０．０５ｗｔ％　以上、３．０ｗｔ％以下、Ｍｏ
：０．０１ｗｔ％　以上、２．０ｗｔ％以下　　及びＣ
ｕ：０．０５ｗｔ％　以上、５．０ｗｔ％以下のうちか
ら選んだ１種又は２種以上と Ｃｒ：０．０５ｗｔ％　以上、３．０ｗｔ％以下　　及
びＴｉ：０．００５ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下のう
ちから選んだ１種又は２種とを含有し、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か
らなることを特徴とする常温非時効型絞り用高張力冷延
鋼板。

【００１４】３．　　上記１及び２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型絞り用高張
力冷延鋼板の製造方法。

【００１５】

【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、強化成分
でもあるＮｉ、Ｍｏ、Ｃｕのうち、いずれか１種以上を
適量含有させることが非常に有効であることを見出した
ことによるものである。

【００１６】まず、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの効果を実験結果
にもとづいて述べる。表１に示す、３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。

【００１７】

【表１】

【００１８】製造条件 ・　　熱間圧延　　　　スラブ加熱温度（ＳＲＴ）：１
２００℃熱延終了温度（ＦＤＴ）：９１０　℃ コイル巻取り温度（ＣＴ）：６００　℃仕上げ板厚：３
．５ｍｍ ・　　冷間圧延　　　　圧下率：７７％最終板厚：０．
８ｍｍ ・　　連続焼鈍　　　　加熱温度：８８０　〜９５０　
℃（１０℃刻み）冷却速度：３０℃／秒

【００１９】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Ｎｉ，　Ｍｏ又はＣｕの影
響を示したものである。図１から明らかなように、Ｎｉ
，　Ｍｏ，　Ｃｕなどを含有していないＣ鋼は、ＴＳ４
０Ｋｇｆ／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、Ｎｉ、Ｍｏ
又はＣｕを含有させたＡ鋼及びＢ鋼は、ＴＳの上昇にと
もなうＥｌの急激な低下は見られずＴＳ−Ｅｌ　バラン
スが良好であり、高強度化ができ、２相域焼鈍における
材質安定性に優れていることを示している。

【００２０】Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｕが上記のような効果を
有する理由は明確ではないが、 ・　　これらの成分が粒界移動抑制傾向を持つこと、・
　　この鋼板において加工性と強度が最適となるために
は、α→γ変態開始以前の再結晶段階では粒成長し易く
、変態中は逆に粒成長が抑制される必要があにこと、の
２点から、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｕが丁度変態点付近を堺に
高温側で多量に固溶した状態になり、γ粒成長を抑制す
るのではないかと推定される。

【００２１】なお、表１の各鋼とも、γ変態開始温度以
上の焼鈍では、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ＢＨ性を示した。ま
た、これらの第２相の形態は、Ｃ，　Ｎｉ，　Ｍｏ及び
Ｃｕ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。

【００２２】ただし、別途の実験結果によれば、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。

【００２３】つぎに、この発明の成分組成の限定理由に
ついて記す。 Ｃ：０．００１　〜０．０２５ｗｔ％ Ｃは、０．００１ｗｔ％未満では軟質化しやすく、高強
度を得るためには合金の多量添加が必要であるばかりで
なく、工業的に０．００１ｗｔ％未満を実現させること
は不経済である。 一方、０．０２５ｗｔ％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・歪時効などの弊害が
でる。したがって、その含有量は０．００１ｗｔ％以上
、０．０２５ｗｔ％以下とする。

【００２４】Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下 Ｓｉは、１．０ｗｔ％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
１．０ｗｔ％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０．０５ｗｔ％　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
化を促進するためと考えられる。

【００２５】Ｍｎ：０．１　〜２．０ｗｔ％Ｍｎは、０
．１ｗｔ％未満では有害な硫化物（Ｆｅ　Ｓ）が形成さ
れる。また、２．０ｗｔ％を超えると強度−伸びバラン
スが極度に劣化する。したがって、その含有量は０．１
ｗｔ％以上、２．０ｗｔ％以下とするが、望ましくは１
．０ｗｔ％以下とし、その強度低下分をＮｉ、Ｍｏ、Ｃ
ｕで補うことが好ましい。

【００２６】Ｎｂ：０．００１　〜０．２ｗｔ％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り、そのためには０．００１ｗｔ％
以上を必要とする。しかし、０．２ｗｔ％を超えると加
工性への悪影響が顕著になり、コスト高にもなる。した
がって、その含有量は０．００１ｗｔ％以上、０．２ｗ
ｔ％以下とする。

【００２７】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り、０．０００３ｗｔ％　未満では
その効果がない。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０．０００３ｗｔ％　以上、０．０１ｗｔ％　以下と
する。

【００２８】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０．０
０５ｗｔ％以上含有させることを必要とするが、０．１
０ｗｔ％　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．
１０ｗｔ％　以下とする。

【００２９】Ｐ：０．１ｗｔ％以下 Ｐは、鋼の強化成分であるが、０．１ｗｔ％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０．０５ｗｔ％　以下とし、その強度低下分
をＮｉ，Ｍｏ，　Ｃｕで補うことが好ましい。

【００３０】Ｎ：０．００７ｗｔ％以下Ｎは、０．００
７ｗｔ％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。

【００３１】Ｎｉ：０．０５〜３．０ｗｔ％，　Ｍｏ：
０．０１〜２．０ｗｔ％，　Ｃｕ：０．０５〜５．０ｗ
ｔ％ Ｎｉ，　Ｍｏ及びＣｕは、これらのうちの１種以上を含
有させることが、この発明の最大の要件であって、前記
したように、これらは、材質劣化をもたらさずに高強度
化ができる成分である。それぞれ、Ｎｉが０．０５ｗｔ
％，　Ｍｏ　が０．０１ｗｔ％，　Ｃｕ　が０．０５ｗ
ｔ％未満では、その効果がなく、Ｎｉが３．０ｗｔ％，
　Ｍｏが２．０ｗｔ％，　Ｃｕが５．０ｗｔ％を超える
と加工性に悪影響をおよぼす。したがって、これらの含
有量は、Ｎｉが０．０５ｗｔ％　以上、３．０ｗｔ％以
下、Ｍｏが０．０１ｗｔ％　以上、２．０ｗｔ％以下、
Ｃｕが０．０５ｗｔ％　以上、５．０ｗｔ％以下とする
。なお、溶融亜鉛めっき向けの用途では、めっきのぬれ
性の観点からＮｉ，　Ｍｏ及びＣｕとも１．０ｗｔ％以
下とすることが好ましい。

【００３２】Ｃｒ：０．０５〜３．０ｗｔ％，　Ｔｉ：
０．００５　〜１．０ｗｔ％Ｃｒ及びＴｉは、Ｃ，Ｓ及
びＮを固定し、材質及びＢの歩止りへの悪影響を抑制す
る。それぞれ、Ｃｒが０．０５ｗｔ％　、Ｔｉが　０．
００５ｗｔ％　未満では、上記効果がなく、Ｃｒが３．
０ｗｔ％、Ｔｉが１．０ｗｔ％を超えると、その効果が
飽和する。したがって、これらの含有量は、Ｃｒが０．
０５ｗｔ％　以上、３．０ｗｔ％以下、Ｔｉが０．００
５ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下とする。なお、Ｔｉの
Ｃ固定効果は高温でも安定しているが、Ｃｒ，　Ｎｂの
Ｃ固定効果は高温で弱まるため、Ｔｉが無添加あるいは
その含有量が４８／１２　〔Ｃ〕＋　４８／３２　〔Ｓ
〕＋４８／１４　〔Ｎ〕未満のときは鋼板は常温非時効
でありながらＢＨ性が付与され、より高強度化に有利と
なる。

【００３３】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。コイルの巻取り温度も特
に規定しないが、Ｎｂ炭化物を適度な粒径に析出させる
ためには６００　〜７００　℃の温度範囲がよい。

【００３４】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。

【００３５】焼鈍は、いうまでもなくγ変態開始温度よ
り高温で行われなければ複合組織化しない。しかし、α
−γ共存温度域を超えて焼鈍すると、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。

【００３６】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。

【００３７】なお、調質圧延は特に必要としないが、板
の形状矯正のために伸び率３％　以下で行っても問題な
い。

【００３８】

【実施例】表２に示す成分組成に調製した、この発明の
適合鋼１２種類と比較鋼７種類の連鋳スラブを、それぞ
れ、表３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。

【００３９】

【表２】

【００４１】なお、表３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。

【００４２】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４にまとめて示す。

【００４３】

【表３】

【００４４】

【表４】

【００４５】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。

【００４６】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方法（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 γ値（平均）＝　（　ｒＬ　＋　２　ｒＤ　＋　ｒＣ）
／４として求めた。

【００４７】ＢＨ：２％　の引張りひずみ時の応力（σ
２　）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。

【００４８】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（ＹＥ
ｌ）　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
。

【００４９】表４から明らかなように、この発明の適合
例は、ＴＳが全て４０Ｋｇｆ／ｍｍ２　以上であり、常
温非時効性、加工性ともに優れた特性を示し、また、Ｔ
ｉで固溶Ｃの全てを固定した試料記号８以外は３．５Ｋ
ｇｆ／ｍｍ２以上のＢＨを有している。また、ＣＧＬ　
による合金化溶融亜鉛めっき処理、調質圧延などによっ
ても材質が劣化することはない。

【００５０】一方、比較例はそれぞれ以下の通りである
。 １Ｄ：焼鈍温度がγ変態温度より低く、α単相のため、
常温非時効性が得られていない。 １Ｅ：焼鈍後の冷却速度が低く、ほとんどα単相のため
、常温非時効性が得られていない。 １Ｆ：冷間圧下率が低いため、第２相の粒径が母相に比
して大きく、良好な加工性が得られていない。 ５Ｂ：焼鈍温度がα−γ共存温度より高いため、良好な
加工性が得られていない。 １３Ａ，　１３Ｂ：Ｃｕ，　Ｎｉ及びＭｏのいずれも含
有していないため、第２相の粒径が母相にくらべ極めて
大きくなり、加工性が劣化し、常温非時効性にも悪影響
をおよぼしている。なお、常温非時効性に対する悪影響
は、合金化溶融亜鉛めっき後において顕著である。 １４、１５：Ｎｉ，　Ｍｏ又はＣｕの含有量が過剰で、
第２相の粒径と母相との粒径比が最適範囲を外れており
、良好な加工性が得られていない。 １６：Ｍｎの含有量が過剰で、第２相の粒径と母相との
粒径比が最適範囲を外れ、良好な加工性が得られていな
い。 １７：Ｎｂ含有量が高く、加工性に悪影響を与えている
。 １８，　１９：Ｎｂ又はＢが無添加のため、低温変態フ
ェライト相が出現せず、良好な加工性、常温非時効性が
得られていない。 以上比較例は、それぞれ、いずれかの特性が適合例にく
らべ劣っている。

【００５１】

【発明の効果】この発明は、Ｎｉ，　Ｍｏ及びＣｕのう
ちいずれか１種以上を適量含有させることにより、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
化を改善するもので、この発明によって得られる高張力
冷延鋼板は、常温非時効性型又は常温非時効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Ｎｉ，　Ｃｕ又はＭｏの影響を示すグラフである。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　Ｃ：０．００１ｗｔ％以上、０．０２
   ５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１ｗｔ％以上、２．０ｗｔ％以下、Ｎｂ：０
   ．００１ｗｔ％以上、０．２ｗｔ％以下、Ｂ：０．００
   ０３ｗｔ％　以上、０．０１ｗｔ％　以下、Ａｌ：０．
   ００５ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％　以下、Ｐ：０．１
   ｗｔ％以下　　及び Ｎ：０．００７ｗｔ％以下 を含み、さらに Ｎｉ：０．０５ｗｔ％　以上、３．０ｗｔ％以下、Ｍｏ
   ：０．０１ｗｔ％　以上、２．０ｗｔ％以下　　及びＣ
   ｕ：０．０５ｗｔ％　以上、５．０ｗｔ％以下のうちか
   ら選んだ１種又は２種とを含有し、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からな
   ることを特徴とする常温非時効型絞り用高張力冷延鋼板
   。
2. 【請求項２】　　Ｃ：０．００１ｗｔ％以上、０．０２
   ５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１ｗｔ％以上、２．０ｗｔ％以下、Ｎｂ：０
   ．００１ｗｔ％以上、０．２ｗｔ％以下、Ｂ：０．００
   ０３ｗｔ％　以上、０．０１ｗｔ％　以下、Ａｌ：０．
   ００５ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％　以下、Ｐ：０．１
   ｗｔ％以下　　及び Ｎ：０．００７ｗｔ％以下 を含み、さらに Ｎｉ：０．０５ｗｔ％　以上、３．０ｗｔ％以下、Ｍｏ
   ：０．０１ｗｔ％　以上、２．０ｗｔ％以下　　及びＣ
   ｕ：０．０５ｗｔ％　以上、５．０ｗｔ％以下のうちか
   ら選んだ１種又は２種以上と Ｃｒ：０．０５ｗｔ％　以上、３．０ｗｔ％以下　　及
   びＴｉ：０．００５ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下のう
   ちから選んだ１種又は２種とを含有し、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か
   らなることを特徴とする常温非時効型絞り用高張力冷延
   鋼板。
3. 【請求項３】　　Ｃ：０．００１ｗｔ％以上、０．０２
   ５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１ｗｔ％以上、２．０ｗｔ％以下、Ｎｂ：０
   ．００１ｗｔ％以上、０．２ｗｔ％以下、Ｂ：０．００
   ０３ｗｔ％　以上、０．０１ｗｔ％　以下、Ａｌ：０．
   ００５ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％　以下、Ｐ：０．１
   ｗｔ％以下　　及び Ｎ：０．００７ｗｔ％以下 を含み、さらに Ｎｉ：０．０５ｗｔ％　以上、３．０ｗｔ％以下、Ｍｏ
   ：０．０１ｗｔ％　以上、２．０ｗｔ％以下　　及びＣ
   ｕ：０．０５ｗｔ％　以上、５．０ｗｔ％以下のうちか
   ら選んだ１種又は２種以上を含有する熱延板を、６０％
   　以上の圧下率で冷延後、γ変態開始温度以上、　ＡＣ
   ３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
   とする常温非時効型絞り用高張力冷延鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】　　Ｃ：０．００１ｗｔ％以上、０．０２
   ５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．１ｗｔ％以上、２．０ｗｔ％以下、Ｎｂ：０
   ．００１ｗｔ％以上、０．２ｗｔ％以下、Ｂ：０．００
   ０３ｗｔ％　以上、０．０１ｗｔ％　以下、Ａｌ：０．
   ００５ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％　以下、Ｐ：０．１
   ｗｔ％以下　　及び Ｎ：０．００７ｗｔ％以下 を含み、さらに Ｎｉ：０．０５ｗｔ％　以上、３．０ｗｔ％以下、Ｍｏ
   ：０．０１ｗｔ％　以上、２．０ｗｔ％以下　　及びＣ
   ｕ：０ｚ０５ｗｔ％　以上、５．０ｗｔ％以下のうちか
   ら選んだ１種又は２種以上と Ｃｒ：０．０５ｗｔ％　以上、３．０ｗｔ％以下　　及
   びＴｉ：０．００５ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下のう
   ちから選んだ１種又は２種とを含有する熱延板を、６０
   ％　以上の圧下率で冷延後、γ変態開始温度以上、　Ａ
   Ｃ３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型絞り用高張力冷延鋼板の製造方法
   。