JPH05263186A - 成形性の良好な高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法 - Google Patents
成形性の良好な高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法Info
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- JPH05263186A JPH05263186A JP6435392A JP6435392A JPH05263186A JP H05263186 A JPH05263186 A JP H05263186A JP 6435392 A JP6435392 A JP 6435392A JP 6435392 A JP6435392 A JP 6435392A JP H05263186 A JPH05263186 A JP H05263186A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、成形性の良好な高強度冷延鋼板の
製造方法を提供する。 【構成】 ＮｂとＴｉを複合添加した極低炭素鋼をベー
スに、固溶体強化元素を添加して強度を上昇するにあた
り、従来から多用されているＰ、Ｓｉの添加量を低減
し、Ｍｎを積極的に添加する。これにより、降伏強度の
上昇を抑制し強度を上昇できるので、面形状性が良好で
耐デント性に優れた高強度冷延鋼板が製造できる。
製造方法を提供する。 【構成】 ＮｂとＴｉを複合添加した極低炭素鋼をベー
スに、固溶体強化元素を添加して強度を上昇するにあた
り、従来から多用されているＰ、Ｓｉの添加量を低減
し、Ｍｎを積極的に添加する。これにより、降伏強度の
上昇を抑制し強度を上昇できるので、面形状性が良好で
耐デント性に優れた高強度冷延鋼板が製造できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度でかつ成形性に
優れた冷延鋼板とその製造に関するものである。
優れた冷延鋼板とその製造に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩によ
り、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工
性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。
この中でも、例えば特開昭５９−３１８２７号公報、お
よび特開昭５９−３８３３７号公報などに開示されてい
るＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板は、きわめて
良好な加工性を有し、塗装焼付硬化（ＢＨ）性を兼備
し、溶融亜鉛メッキ特性にも優れているので、重要な位
置をしめつつある。一方、加工性を確保しつつ強度を上
昇させるために、従来から多くの試みがなされてきた。
特に、本発明が係わる引張強度が３５〜５０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2の場合には、鋼中にＰ、Ｓｉなどを添加し、これら
の固溶体強化機構を利用して強度を増加してきた。たと
えば、特開昭５９−３１８２７号公報、および特開昭５
９−３８３３７号公報においては、ＴｉとＮｂを添加し
た極低炭素鋼板におもにＳｉとＰを添加し、引張強度で
４５ｋｇｆ／ｍｍ2級までの高強度冷延鋼板の製造方法
を開示している。特公昭５７−５７９４５号公報はＴｉ
添加極低炭素鋼にＰを添加して高強度冷延鋼板を製造す
る方法に関する代表的な先行技術である。
り、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工
性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。
この中でも、例えば特開昭５９−３１８２７号公報、お
よび特開昭５９−３８３３７号公報などに開示されてい
るＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板は、きわめて
良好な加工性を有し、塗装焼付硬化（ＢＨ）性を兼備
し、溶融亜鉛メッキ特性にも優れているので、重要な位
置をしめつつある。一方、加工性を確保しつつ強度を上
昇させるために、従来から多くの試みがなされてきた。
特に、本発明が係わる引張強度が３５〜５０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2の場合には、鋼中にＰ、Ｓｉなどを添加し、これら
の固溶体強化機構を利用して強度を増加してきた。たと
えば、特開昭５９−３１８２７号公報、および特開昭５
９−３８３３７号公報においては、ＴｉとＮｂを添加し
た極低炭素鋼板におもにＳｉとＰを添加し、引張強度で
４５ｋｇｆ／ｍｍ2級までの高強度冷延鋼板の製造方法
を開示している。特公昭５７−５７９４５号公報はＴｉ
添加極低炭素鋼にＰを添加して高強度冷延鋼板を製造す
る方法に関する代表的な先行技術である。
【０００３】更に、特開昭６１−２７６９３１号公報に
おいては、ＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板によ
る超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方法が開示されてい
る。上記公報においては、ＳｉやＰを添加して高強度化
が計られている。以上のように従来から強化元素として
Ｐ、次いでＳｉが多用されている。これは、ＰやＳｉは
固溶体強化能が非常に高く少量の添加で強度を上昇で
き、かつ延性や深絞り性がそれほど低下せず、添加コス
トもそれほど上昇しないと考えられてきたからである。
しかし、実際にはこれらの元素だけで強度の上昇を達成
しようとすると強度のみならず降伏強度も同時に著しく
上昇するため、面形状不良が発生し、自動車のパネルに
は使用が制約される場合がある。また、溶融亜鉛メッキ
をする場合にはメッキ不良をＳｉが惹起したり、Ｐ、Ｓ
ｉが合金化速度を著しく低下させたりするので、生産性
が低下したりする問題がある。
おいては、ＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板によ
る超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方法が開示されてい
る。上記公報においては、ＳｉやＰを添加して高強度化
が計られている。以上のように従来から強化元素として
Ｐ、次いでＳｉが多用されている。これは、ＰやＳｉは
固溶体強化能が非常に高く少量の添加で強度を上昇で
き、かつ延性や深絞り性がそれほど低下せず、添加コス
トもそれほど上昇しないと考えられてきたからである。
しかし、実際にはこれらの元素だけで強度の上昇を達成
しようとすると強度のみならず降伏強度も同時に著しく
上昇するため、面形状不良が発生し、自動車のパネルに
は使用が制約される場合がある。また、溶融亜鉛メッキ
をする場合にはメッキ不良をＳｉが惹起したり、Ｐ、Ｓ
ｉが合金化速度を著しく低下させたりするので、生産性
が低下したりする問題がある。
【０００４】一方、固溶体強化元素としてＭｎを利用す
ることも知られている。特開昭６３−１９０１４１号公
報および特開昭６４−６２４４０号公報にはＭｎをＴｉ
含有極低炭素鋼板へ添加し、また、特公昭５９−４２７
４２号公報や前記した特公昭５７−５７９４５号公報に
おいては、ＭｎとＣｒをＴｉ添加極低炭素鋼へ添加する
技術が開示されているが、（ｉ）ＭｎやＣｒの添加は、
主な添加元素であるＰやＳｉの補助的な役割しかなく、
したがって、得られた冷延鋼板も強度のわりには降伏強
度が高く、かつ（ｉｉ）上記（ｉ）以外の目的で、たと
えば（ａ）加工硬化率を向上させる、（ｂ）ＢＨ性を付
与する、（ｃ）２次加工性を向上させる、（ｄ）溶融亜
鉛メッキのメッキ性を改善する、などの目的で積極的に
添加しているわけでもない。
ることも知られている。特開昭６３−１９０１４１号公
報および特開昭６４−６２４４０号公報にはＭｎをＴｉ
含有極低炭素鋼板へ添加し、また、特公昭５９−４２７
４２号公報や前記した特公昭５７−５７９４５号公報に
おいては、ＭｎとＣｒをＴｉ添加極低炭素鋼へ添加する
技術が開示されているが、（ｉ）ＭｎやＣｒの添加は、
主な添加元素であるＰやＳｉの補助的な役割しかなく、
したがって、得られた冷延鋼板も強度のわりには降伏強
度が高く、かつ（ｉｉ）上記（ｉ）以外の目的で、たと
えば（ａ）加工硬化率を向上させる、（ｂ）ＢＨ性を付
与する、（ｃ）２次加工性を向上させる、（ｄ）溶融亜
鉛メッキのメッキ性を改善する、などの目的で積極的に
添加しているわけでもない。
【０００５】さらに、特開平２−１１１８４１号公報
は、Ｔｉを添加した極低炭素鋼に１．５％以上３．５％
未満のＭｎを添加した焼付硬化性を有する良加工性冷延
鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板を開示している。多量の
Ｍｎの添加により、Ａｒ3変態点の低下による熱間圧延
の操業安定性と金属組織の均一性を目的としている。ま
た、一層の延性の向上を目的にＣｒやＶの０．２〜１．
０％までの添加も開示している。しかし、多量のＭｎや
Ｃｒの添加が機械的性質、特に強度と延性のバランスを
改善するという観点からの記述はない。さらに、再結晶
温度の上昇を抑制するためにＮｂの添加量を０．０１以
下としているが、実際には加工性、溶融亜鉛メッキ特性
の観点から０．０１％以上の添加が必須であり、０．０
１％以上添加しても再結晶温度が著しく上昇することは
ない。
は、Ｔｉを添加した極低炭素鋼に１．５％以上３．５％
未満のＭｎを添加した焼付硬化性を有する良加工性冷延
鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板を開示している。多量の
Ｍｎの添加により、Ａｒ3変態点の低下による熱間圧延
の操業安定性と金属組織の均一性を目的としている。ま
た、一層の延性の向上を目的にＣｒやＶの０．２〜１．
０％までの添加も開示している。しかし、多量のＭｎや
Ｃｒの添加が機械的性質、特に強度と延性のバランスを
改善するという観点からの記述はない。さらに、再結晶
温度の上昇を抑制するためにＮｂの添加量を０．０１以
下としているが、実際には加工性、溶融亜鉛メッキ特性
の観点から０．０１％以上の添加が必須であり、０．０
１％以上添加しても再結晶温度が著しく上昇することは
ない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】自動車のパネルなどに
使用される鋼板には、プレスののちにスプリングバック
や面歪などが生じない良好な面形状性が厳しく要求され
る。ところで、面形状性は、降伏強度が低いほど好まし
いことはよく知られている。しかし、鋼板の高強度化
は、従来技術で述べたように一般に降伏強度の著しい上
昇を伴う。従って、降伏強度の上昇を極力抑制して、強
度の上昇を達成する必要がある。さらに、プレス成形を
したあとの鋼板には耐デント特性が要求される。耐デン
ト特性とは、組み上がった自動車に石などが当たる場
合、鋼板の永久的な凹み変形に対する抵抗性を意味す
る。耐デント特性は、板厚が一定の場合、プレス加工し
て塗布焼付したのちの変形応力が高いほど良好となる。
したがって、同じ降伏強度の鋼板を考えた場合、低歪域
での加工硬化能が高く、かつ塗装焼付硬化能が高いほ
ど、耐デント特性は向上することになる。
使用される鋼板には、プレスののちにスプリングバック
や面歪などが生じない良好な面形状性が厳しく要求され
る。ところで、面形状性は、降伏強度が低いほど好まし
いことはよく知られている。しかし、鋼板の高強度化
は、従来技術で述べたように一般に降伏強度の著しい上
昇を伴う。従って、降伏強度の上昇を極力抑制して、強
度の上昇を達成する必要がある。さらに、プレス成形を
したあとの鋼板には耐デント特性が要求される。耐デン
ト特性とは、組み上がった自動車に石などが当たる場
合、鋼板の永久的な凹み変形に対する抵抗性を意味す
る。耐デント特性は、板厚が一定の場合、プレス加工し
て塗布焼付したのちの変形応力が高いほど良好となる。
したがって、同じ降伏強度の鋼板を考えた場合、低歪域
での加工硬化能が高く、かつ塗装焼付硬化能が高いほ
ど、耐デント特性は向上することになる。
【０００７】以上から、自動車のパネルなどに使用され
る望ましい高強度鋼板は、降伏強度はそれほど高くな
く、著しく加工硬化し、できれば塗装焼付硬化能を合わ
せ持つ鋼板である。勿論、平均ｒ値（深絞り特性）や伸
び（張出特性）などの加工性にも優れる必要があり、さ
らに常温で実質的に非時効である必要がある。本発明
は、このような要望を満足するものであって、引張強度
が３５〜５０ｋｇｆ／ｍｍ2、降伏強度が１５〜２８ｋ
ｇｆ／ｍｍ2、低歪域での加工硬化能の指標であるＷＨ
量（２％変形応力−降伏強度）が４ｋｇｆ／ｍｍ2以上
で必要に応じて２ｋｇｆ／ｍｍ2以上のＢＨ性を付与す
ることができ、かつ平均ｒ値と伸びが良好で、２次加工
脆性の生じにくく、更に必要に応じて溶融亜鉛メッキ特
性も良好な高強度冷延鋼板の製造法を提供することを目
的とするものである。なお、本発明が係わる高強度冷延
鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建物などのプレス成
形をして使用されるものである。そして、表面処理をし
ない狭義の冷延鋼板と、防錆のために例えばＺｎメッキ
や合金化Ｚｎメッキなどの表面処理を施した冷延鋼板の
両方を含む。本発明による鋼板は、強度と加工性を兼ね
備えた鋼板であるので、使用に当たっては今までの鋼板
より板厚を減少できること、すなわち軽量化が可能とな
る。したがって、地球環境保全に寄与できるものと考え
られる。
る望ましい高強度鋼板は、降伏強度はそれほど高くな
く、著しく加工硬化し、できれば塗装焼付硬化能を合わ
せ持つ鋼板である。勿論、平均ｒ値（深絞り特性）や伸
び（張出特性）などの加工性にも優れる必要があり、さ
らに常温で実質的に非時効である必要がある。本発明
は、このような要望を満足するものであって、引張強度
が３５〜５０ｋｇｆ／ｍｍ2、降伏強度が１５〜２８ｋ
ｇｆ／ｍｍ2、低歪域での加工硬化能の指標であるＷＨ
量（２％変形応力−降伏強度）が４ｋｇｆ／ｍｍ2以上
で必要に応じて２ｋｇｆ／ｍｍ2以上のＢＨ性を付与す
ることができ、かつ平均ｒ値と伸びが良好で、２次加工
脆性の生じにくく、更に必要に応じて溶融亜鉛メッキ特
性も良好な高強度冷延鋼板の製造法を提供することを目
的とするものである。なお、本発明が係わる高強度冷延
鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建物などのプレス成
形をして使用されるものである。そして、表面処理をし
ない狭義の冷延鋼板と、防錆のために例えばＺｎメッキ
や合金化Ｚｎメッキなどの表面処理を施した冷延鋼板の
両方を含む。本発明による鋼板は、強度と加工性を兼ね
備えた鋼板であるので、使用に当たっては今までの鋼板
より板厚を減少できること、すなわち軽量化が可能とな
る。したがって、地球環境保全に寄与できるものと考え
られる。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の目
標を達成するために、鋭意研究を遂行し、以下に述べる
ような新知見を得た。すなわち、ＴｉとＮｂを添加した
極低炭素鋼をベースに、代表的な固溶体強化元素である
Ｓｉ、Ｐ、Ｍｎを添加し、冷間圧延、焼鈍、調質圧延後
の引張特性、特に降伏強度と加工硬化現象を詳細に調査
した。その結果、従来から固溶体強化元素として多用さ
れているＳｉ、Ｐは、（ａ）まず微量の添加で著しく降
伏強度を上昇させること、（ｂ）その結果低歪域での加
工硬化率が著しく減少することが判明した。一方、従来
固溶体強化元素としてあまり用いられないＭｎを添加す
ると、（ａ）降伏強度は殆ど上昇せず、引張強度が上昇
する、（ｃ）その結果、低歪域での加工硬化率がむしろ
これらの添加により増加するという、極めて重要な新知
見を得た。
標を達成するために、鋭意研究を遂行し、以下に述べる
ような新知見を得た。すなわち、ＴｉとＮｂを添加した
極低炭素鋼をベースに、代表的な固溶体強化元素である
Ｓｉ、Ｐ、Ｍｎを添加し、冷間圧延、焼鈍、調質圧延後
の引張特性、特に降伏強度と加工硬化現象を詳細に調査
した。その結果、従来から固溶体強化元素として多用さ
れているＳｉ、Ｐは、（ａ）まず微量の添加で著しく降
伏強度を上昇させること、（ｂ）その結果低歪域での加
工硬化率が著しく減少することが判明した。一方、従来
固溶体強化元素としてあまり用いられないＭｎを添加す
ると、（ａ）降伏強度は殆ど上昇せず、引張強度が上昇
する、（ｃ）その結果、低歪域での加工硬化率がむしろ
これらの添加により増加するという、極めて重要な新知
見を得た。
【０００９】これらの機構についても検討を加えた結
果、（ａ）降伏強度はＦｅ元素と添加したＸ元素との原
子半径の差で決定され、原子半径の差が大きいほど増加
する、（ｂ）加工硬化率は転位のすべり挙動と深く関係
し、Ｘ元素の添加により積層欠陥エネルギーが低下する
と、転位の交差すべりが困難となる結果転位密度が上昇
し加工硬化率が増加する、という基本原理を構築した。
これによれば、Ｓｉ、ＰはＦｅより著しく原子半径が小
さく、したがって原子半径差が大きくなるので降伏強度
が著しく上昇し、Ｍｎは原子半径がＦｅのそれと極めて
近いので殆ど降伏強度を変化させなかったものと理解で
きる。一方、加工硬化率と関係する積層欠陥エネルギー
への影響に関しては必ずしも明瞭でないが、初期加工硬
化後の転位構造の電子顕微鏡による詳しい観察結果か
ら、Ｓｉ、Ｐは調査した添加量の範囲内で殆ど積層欠陥
エネルギーに影響を与えないが、Ｍｎはこれを低下させ
る傾向のあることが、初めて明らかとなった。
果、（ａ）降伏強度はＦｅ元素と添加したＸ元素との原
子半径の差で決定され、原子半径の差が大きいほど増加
する、（ｂ）加工硬化率は転位のすべり挙動と深く関係
し、Ｘ元素の添加により積層欠陥エネルギーが低下する
と、転位の交差すべりが困難となる結果転位密度が上昇
し加工硬化率が増加する、という基本原理を構築した。
これによれば、Ｓｉ、ＰはＦｅより著しく原子半径が小
さく、したがって原子半径差が大きくなるので降伏強度
が著しく上昇し、Ｍｎは原子半径がＦｅのそれと極めて
近いので殆ど降伏強度を変化させなかったものと理解で
きる。一方、加工硬化率と関係する積層欠陥エネルギー
への影響に関しては必ずしも明瞭でないが、初期加工硬
化後の転位構造の電子顕微鏡による詳しい観察結果か
ら、Ｓｉ、Ｐは調査した添加量の範囲内で殆ど積層欠陥
エネルギーに影響を与えないが、Ｍｎはこれを低下させ
る傾向のあることが、初めて明らかとなった。
【００１０】以下の機構により、Ｍｎを添加すると降伏
強度は殆ど変化せず、加工硬化率が増加して引張強度が
上昇したものと考える。このような特徴的な挙動は、上
述した本発明の目的を達成するためには、従来のＳｉ、
Ｐの添加より、Ｍｎの添加のほうが好ましいことを意味
する。したがって、本発明ではＭｎの積極的な活用を従
来技術の基本的な解決手段とする。ただし、Ｍｎの添加
だけでは、所望の強度が得られない場合が発生したり、
製造コストが上昇したりするので、Ｐの添加との併用も
考える。
強度は殆ど変化せず、加工硬化率が増加して引張強度が
上昇したものと考える。このような特徴的な挙動は、上
述した本発明の目的を達成するためには、従来のＳｉ、
Ｐの添加より、Ｍｎの添加のほうが好ましいことを意味
する。したがって、本発明ではＭｎの積極的な活用を従
来技術の基本的な解決手段とする。ただし、Ｍｎの添加
だけでは、所望の強度が得られない場合が発生したり、
製造コストが上昇したりするので、Ｐの添加との併用も
考える。
【００１１】さらに本発明者らは、Ｍｎの積極的な添加
によりＢＨ性も向上するという新知見も得た。これは、
これらの元素がＣと引力の相互作用を有するため、Ｔｉ
ＣやＮｂＣと平衡するマトリックス中の固溶Ｃをより安
定化するので、これらの溶解度積が大きくなり、焼鈍中
に再固溶して残存する固溶Ｃ量が増加したものと考え
る。したがって、Ｍｎの添加はＢＨ性を付与するための
新しい手段としても活用できる。また、ＢＨ性に寄与す
る固溶Ｃは、極低炭素鋼の欠点として知られている２次
加工脆化の防止手段としてもＢと同様に有効である。ベ
ース鋼をＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼とするの
も、本発明が優れた加工性と表面処理特性を兼ね備えた
高強度冷延鋼板の製造を目的とすることと関係する。す
なわち、ＴｉやＮｂを単独添加した場合より加工性や表
面処理性などの特性が優れ、かつ再結晶温度の著しい上
昇を防止できるという製造上の特徴とがうまくバランス
し、総合的に優れるからである。
によりＢＨ性も向上するという新知見も得た。これは、
これらの元素がＣと引力の相互作用を有するため、Ｔｉ
ＣやＮｂＣと平衡するマトリックス中の固溶Ｃをより安
定化するので、これらの溶解度積が大きくなり、焼鈍中
に再固溶して残存する固溶Ｃ量が増加したものと考え
る。したがって、Ｍｎの添加はＢＨ性を付与するための
新しい手段としても活用できる。また、ＢＨ性に寄与す
る固溶Ｃは、極低炭素鋼の欠点として知られている２次
加工脆化の防止手段としてもＢと同様に有効である。ベ
ース鋼をＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼とするの
も、本発明が優れた加工性と表面処理特性を兼ね備えた
高強度冷延鋼板の製造を目的とすることと関係する。す
なわち、ＴｉやＮｂを単独添加した場合より加工性や表
面処理性などの特性が優れ、かつ再結晶温度の著しい上
昇を防止できるという製造上の特徴とがうまくバランス
し、総合的に優れるからである。
【００１２】さらに本発明者らは、従来鋼において強化
元素として多用されているＳｉ、Ｐの添加量を抑制し、
Ｍｎを活用する本発明鋼が、とくにゼンジマー方式の連
続溶融亜鉛メッキプロセスによる合金化溶融亜鉛メッキ
鋼板の製造において、次のような長所を有する新知見も
得た。すなわち、Ｓｉ、ＰはＺｎとＦｅの合金化反応を
抑制するため、これらの元素を多量に含む鋼板を製造す
るときには、ラインスピードを減少させ生産性を低下せ
ざるをえなかった。また、Ｓｉの添加はメッキ密着性を
劣化し、プレス成形時に種々の問題を生じた。一方、Ｍ
ｎの添加は、このような悪影響を持たないことが判明し
た。この点も、従来法の問題点の解決手段として活用し
た。
元素として多用されているＳｉ、Ｐの添加量を抑制し、
Ｍｎを活用する本発明鋼が、とくにゼンジマー方式の連
続溶融亜鉛メッキプロセスによる合金化溶融亜鉛メッキ
鋼板の製造において、次のような長所を有する新知見も
得た。すなわち、Ｓｉ、ＰはＺｎとＦｅの合金化反応を
抑制するため、これらの元素を多量に含む鋼板を製造す
るときには、ラインスピードを減少させ生産性を低下せ
ざるをえなかった。また、Ｓｉの添加はメッキ密着性を
劣化し、プレス成形時に種々の問題を生じた。一方、Ｍ
ｎの添加は、このような悪影響を持たないことが判明し
た。この点も、従来法の問題点の解決手段として活用し
た。
【００１３】本発明は、このような思想と新知見に基づ
いて構築されたものであり、その要旨とするところは以
下のとおりである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０００３〜０．０１％、Ｓ
ｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：１．５超〜４．０％、Ｐ：
０．００１〜０．１２％、Ｓ：０．０００５〜０．０１
５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００３
〜０．００６０％、さらにＴｉ：０．００３〜０．１％
およびＮｂ：０．０１超〜０．１％の両方を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成形性に優れた冷
延鋼板および溶融亜鉛メッキ冷延鋼板。 （２）Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を含有する請
求項１に記載の冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板。 （３）請求項１〜２に記載の化学成分よりなるスラブを
（Ａｒ3−１００）℃以上の温度で熱間圧延の仕上げを
行い、室温から７５０℃の温度で巻取り、６０％以上の
圧延率で冷間圧延を行い、連続焼鈍における焼鈍温度を
７００〜９００℃とすることを特徴とする冷延鋼板の製
造方法。 （４）請求項１〜２に記載の化学成分よりなるスラブを
（Ａｒ3−１００）℃以上の温度で熱間圧延の仕上げを
行い、室温から７５０℃の温度で巻取り、６０％以上の
圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度を７００〜９００℃
のインライン焼鈍型溶融亜鉛メッキを施すことを特徴と
する溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
いて構築されたものであり、その要旨とするところは以
下のとおりである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０００３〜０．０１％、Ｓ
ｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：１．５超〜４．０％、Ｐ：
０．００１〜０．１２％、Ｓ：０．０００５〜０．０１
５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００３
〜０．００６０％、さらにＴｉ：０．００３〜０．１％
およびＮｂ：０．０１超〜０．１％の両方を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成形性に優れた冷
延鋼板および溶融亜鉛メッキ冷延鋼板。 （２）Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を含有する請
求項１に記載の冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ冷延鋼
板。 （３）請求項１〜２に記載の化学成分よりなるスラブを
（Ａｒ3−１００）℃以上の温度で熱間圧延の仕上げを
行い、室温から７５０℃の温度で巻取り、６０％以上の
圧延率で冷間圧延を行い、連続焼鈍における焼鈍温度を
７００〜９００℃とすることを特徴とする冷延鋼板の製
造方法。 （４）請求項１〜２に記載の化学成分よりなるスラブを
（Ａｒ3−１００）℃以上の温度で熱間圧延の仕上げを
行い、室温から７５０℃の温度で巻取り、６０％以上の
圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度を７００〜９００℃
のインライン焼鈍型溶融亜鉛メッキを施すことを特徴と
する溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
【００１４】
【作用】ここに本発明において鋼組成および製造条件を
上述のように限定する理由についてさらに説明する。 Ｃ：Ｃは製品の材質特性を決定する極めて重要な元素で
ある。本発明は真空脱ガス処理した極低炭素鋼を前提と
するが、Ｃが０．０００３％未満になると粒界強度が低
下し、２次加工脆性が発生し、かつ製造コストが著しく
増加するので、その下限を０．０００３％とする。一
方、Ｃ量が０．０１％超になると強度は上昇するが、成
形性が著しく低下するので、その上限を０．０１％とす
る。 Ｓｉ：Ｓｉは添加量が０．０３％超となると、降伏強度
が上昇したり、化成処理性の低下、溶融亜鉛メッキの密
着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下など
の問題が発生する。したがって、その上限を０．０３％
とする。下限は近いほど好ましいので特に指定はしな
い。
上述のように限定する理由についてさらに説明する。 Ｃ：Ｃは製品の材質特性を決定する極めて重要な元素で
ある。本発明は真空脱ガス処理した極低炭素鋼を前提と
するが、Ｃが０．０００３％未満になると粒界強度が低
下し、２次加工脆性が発生し、かつ製造コストが著しく
増加するので、その下限を０．０００３％とする。一
方、Ｃ量が０．０１％超になると強度は上昇するが、成
形性が著しく低下するので、その上限を０．０１％とす
る。 Ｓｉ：Ｓｉは添加量が０．０３％超となると、降伏強度
が上昇したり、化成処理性の低下、溶融亜鉛メッキの密
着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下など
の問題が発生する。したがって、その上限を０．０３％
とする。下限は近いほど好ましいので特に指定はしな
い。
【００１５】Ｍｎ：Ｍｎは、降伏強度をあまり上昇させ
ず強度を増加させる有効な固溶体強化元素であり、かつ
焼付硬化能を付与したり、化成処理性や溶融亜鉛メッキ
性を改善する効果も有するので、本発明では積極的に添
加する。１．５％以下の添加では、上に述べた効果が顕
著に現れないので、その下限を１．５％超とする。一
方、４．０％を超えると焼鈍後低温変態生成物が増加
し、降伏強度が著しく増加したり延性が低下したりす
る。さらに、平均ｒ値も低下するので、その上限を４．
０％とする。
ず強度を増加させる有効な固溶体強化元素であり、かつ
焼付硬化能を付与したり、化成処理性や溶融亜鉛メッキ
性を改善する効果も有するので、本発明では積極的に添
加する。１．５％以下の添加では、上に述べた効果が顕
著に現れないので、その下限を１．５％超とする。一
方、４．０％を超えると焼鈍後低温変態生成物が増加
し、降伏強度が著しく増加したり延性が低下したりす
る。さらに、平均ｒ値も低下するので、その上限を４．
０％とする。
【００１６】Ｐ：ＰはＳｉ同様、安価に強度を上昇する
元素として知られており、その添加量は狙いとする強度
レベルに応じて変化する。添加量が０．１２％超となる
と、降伏強度が上昇しすぎてプレス時に面形状不良を引
き起こす。さらに、連続溶融亜鉛メッキ時に合金化反応
が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加工
脆性も発生する。したがって、上限値を、０．１２％と
する。一方、下限は製鋼コストと技術の観点から、０．
００１％とする。 Ｓ：Ｓ量は低い方が好ましいが、０．０００５％未満に
なると製造コストが上昇するので、これを下限値とす
る。一方、０．０１５％超になるとＭｎＳが数多く析出
し、加工性が劣化するので、これを上限値とする。 Ａｌ：Ａｌは脱酸調整に使用するが、０．００５％未満
ではＴｉおよびＮｂの添加歩留が低下する。一方、０．
１％超になるとコスト上昇を招く。
元素として知られており、その添加量は狙いとする強度
レベルに応じて変化する。添加量が０．１２％超となる
と、降伏強度が上昇しすぎてプレス時に面形状不良を引
き起こす。さらに、連続溶融亜鉛メッキ時に合金化反応
が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加工
脆性も発生する。したがって、上限値を、０．１２％と
する。一方、下限は製鋼コストと技術の観点から、０．
００１％とする。 Ｓ：Ｓ量は低い方が好ましいが、０．０００５％未満に
なると製造コストが上昇するので、これを下限値とす
る。一方、０．０１５％超になるとＭｎＳが数多く析出
し、加工性が劣化するので、これを上限値とする。 Ａｌ：Ａｌは脱酸調整に使用するが、０．００５％未満
ではＴｉおよびＮｂの添加歩留が低下する。一方、０．
１％超になるとコスト上昇を招く。
【００１７】Ｔｉ：Ｔｉは、Ｎ、あるいはＣやＳの一部
あるいは全部を固定することにより、極低炭素鋼の加工
性と非時効性を確保する役割を有する。Ｔｉが０．００
３％未満ではその添加効果が現れないので、これを下限
値とする。一方、０．１％以上となると著しい合金コス
トの上昇を招くので、上限値を０．１０％とする。 Ｎｂ：Ｎｂは、Ｃの一部あるいは全部をＮｂＣとして固
定することにより、極低炭素鋼板の加工性と非時効性を
確保する役割を有する。Ｎｂ量が０．０１％以下では、
その添加効果が現れないので下限を０．０１％超とす
る。一方、Ｎｂ量が０．１０％超になると著しい合金コ
ストの上昇と、再結晶温度の上昇、さらに加工性の低下
を招くので、上限値を０．１０％とする。
あるいは全部を固定することにより、極低炭素鋼の加工
性と非時効性を確保する役割を有する。Ｔｉが０．００
３％未満ではその添加効果が現れないので、これを下限
値とする。一方、０．１％以上となると著しい合金コス
トの上昇を招くので、上限値を０．１０％とする。 Ｎｂ：Ｎｂは、Ｃの一部あるいは全部をＮｂＣとして固
定することにより、極低炭素鋼板の加工性と非時効性を
確保する役割を有する。Ｎｂ量が０．０１％以下では、
その添加効果が現れないので下限を０．０１％超とす
る。一方、Ｎｂ量が０．１０％超になると著しい合金コ
ストの上昇と、再結晶温度の上昇、さらに加工性の低下
を招くので、上限値を０．１０％とする。
【００１８】Ｎ：Ｎは低い方が好ましい。しかし、０．
０００３％未満にするには著しいコスト上昇を招く。一
方、余り多いと多量のＴｉやＡｌの添加が必要になった
り、加工性が劣化したりするので、０．００６０％を上
限値とする。 Ｂ：Ｂは、Ｎが事前に固定されている場合には、結晶粒
界に偏析し、２次加工脆性の防止に有効である。従っ
て、２次加工脆性が問題となる場合にはＢを添加するこ
とが好ましい。その結果は、０．０００５〜０．００２
０％の添加で充分である。０．０００５％未満では、効
果が不充分であり、０．００２０％超になると添加コス
トの上昇やスラブ割れの原因となる。
０００３％未満にするには著しいコスト上昇を招く。一
方、余り多いと多量のＴｉやＡｌの添加が必要になった
り、加工性が劣化したりするので、０．００６０％を上
限値とする。 Ｂ：Ｂは、Ｎが事前に固定されている場合には、結晶粒
界に偏析し、２次加工脆性の防止に有効である。従っ
て、２次加工脆性が問題となる場合にはＢを添加するこ
とが好ましい。その結果は、０．０００５〜０．００２
０％の添加で充分である。０．０００５％未満では、効
果が不充分であり、０．００２０％超になると添加コス
トの上昇やスラブ割れの原因となる。
【００１９】次に、製造条件の限定理由について述べ
る。熱延の仕上げ温度は、成品板の加工性を確保すると
いう観点からＡｒ3−１００℃以上とする必要がある。
また、巻き取り温度は室温から７５０℃とする。本発明
はその成品材質が熱延巻き取り温度の影響をあまり受け
ないという特徴を有する。これは、ＮがＴｉＮとして固
定された極低炭素鋼であるということに加え、ＭｎやＣ
ｒなどをかなり添加しており熱延板の組織が著しく微細
で均一化していることも一因と考えられる。巻き取り温
度の上限が７５０℃であることは、コイル両端部での材
質劣化に起因する歩留減少を防止する観点から決定され
る。
る。熱延の仕上げ温度は、成品板の加工性を確保すると
いう観点からＡｒ3−１００℃以上とする必要がある。
また、巻き取り温度は室温から７５０℃とする。本発明
はその成品材質が熱延巻き取り温度の影響をあまり受け
ないという特徴を有する。これは、ＮがＴｉＮとして固
定された極低炭素鋼であるということに加え、ＭｎやＣ
ｒなどをかなり添加しており熱延板の組織が著しく微細
で均一化していることも一因と考えられる。巻き取り温
度の上限が７５０℃であることは、コイル両端部での材
質劣化に起因する歩留減少を防止する観点から決定され
る。
【００２０】冷間圧延は通常の条件でよく、焼鈍後の深
絞り性を確保する目的から、その圧下率は６０％以上と
する。連続焼鈍あるいはライン内焼鈍方式の連続溶融Ｚ
ｎメッキ設備の焼鈍温度は、７００℃〜９００℃とす
る。焼鈍温度が７００℃未満では、再結晶が不充分であ
る。また、加工性やＢＨ性は焼鈍温度の上昇とともに向
上するが、９００℃超では高温すぎて板破断や板の平坦
度が悪化する。かくして、本発明によれば、引張強度が
３５〜５０ｋｇｆ／ｍｍ2、降伏強度が１５〜２８ｋｇ
ｆ／ｍｍ2、低歪域での加工硬化能の指標であるＷＨ量
（２％変形応力−降伏強度）が４ｋｇｆ／ｍｍ2以上
で、必要に応じて２ｋｇｆ／ｍｍ2以上のＢＨ性を付与
することができ、かつ平均ｒ値と伸びが良好で、２次加
工脆性の生じにくく、更に必要に応じて溶融亜鉛メッキ
特性も良好な高強度冷延鋼板が製造される。次に本発明
を実施例にて説明する。
絞り性を確保する目的から、その圧下率は６０％以上と
する。連続焼鈍あるいはライン内焼鈍方式の連続溶融Ｚ
ｎメッキ設備の焼鈍温度は、７００℃〜９００℃とす
る。焼鈍温度が７００℃未満では、再結晶が不充分であ
る。また、加工性やＢＨ性は焼鈍温度の上昇とともに向
上するが、９００℃超では高温すぎて板破断や板の平坦
度が悪化する。かくして、本発明によれば、引張強度が
３５〜５０ｋｇｆ／ｍｍ2、降伏強度が１５〜２８ｋｇ
ｆ／ｍｍ2、低歪域での加工硬化能の指標であるＷＨ量
（２％変形応力−降伏強度）が４ｋｇｆ／ｍｍ2以上
で、必要に応じて２ｋｇｆ／ｍｍ2以上のＢＨ性を付与
することができ、かつ平均ｒ値と伸びが良好で、２次加
工脆性の生じにくく、更に必要に応じて溶融亜鉛メッキ
特性も良好な高強度冷延鋼板が製造される。次に本発明
を実施例にて説明する。
【００２１】
〔実施例１〕表１に示す組成を有する鋼を溶製し、スラ
ブ加熱温度１２００℃、仕上げ温度９１０℃、巻き取り
温度６００℃で熱間圧延し、４．０ｍｍ厚の鋼板とし
た。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し０．８ｍ
ｍの冷延板とし、次いで加熱速度１５℃／秒、均熱８４
０℃×５０秒、冷却速度１５℃／秒の連続焼鈍をした。
さらに、０．５％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ５号
引張試験片を採取し引張試験に供した。引張試験の結果
をまとめて表２に示す。
ブ加熱温度１２００℃、仕上げ温度９１０℃、巻き取り
温度６００℃で熱間圧延し、４．０ｍｍ厚の鋼板とし
た。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し０．８ｍ
ｍの冷延板とし、次いで加熱速度１５℃／秒、均熱８４
０℃×５０秒、冷却速度１５℃／秒の連続焼鈍をした。
さらに、０．５％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ５号
引張試験片を採取し引張試験に供した。引張試験の結果
をまとめて表２に示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】ここで、本発明において重要となるＷＨ量
は、圧延方向に２％の引張歪を付加した時の加工硬化量
であり、２％変形応力降伏応力（ＹＰ）を差し引いた量
である。また、ＢＨ量は２％予歪材に１７０℃×２０分
の塗装焼付相当の熱処理を施してから再度引張試験を行
った場合の応力の上昇量（再引張試験時の下降伏応力か
ら２％変形応力を差し引いた値）である。また、２次加
工脆化遷移温度は、調質圧延した鋼板から直径５０ｍｍ
のブランクを打ち抜きついで直径３３ｍｍのポンチでカ
ップ成形し、これに種々の温度で落重試験を施した場合
の延性−脆性遷移温度である。
は、圧延方向に２％の引張歪を付加した時の加工硬化量
であり、２％変形応力降伏応力（ＹＰ）を差し引いた量
である。また、ＢＨ量は２％予歪材に１７０℃×２０分
の塗装焼付相当の熱処理を施してから再度引張試験を行
った場合の応力の上昇量（再引張試験時の下降伏応力か
ら２％変形応力を差し引いた値）である。また、２次加
工脆化遷移温度は、調質圧延した鋼板から直径５０ｍｍ
のブランクを打ち抜きついで直径３３ｍｍのポンチでカ
ップ成形し、これに種々の温度で落重試験を施した場合
の延性−脆性遷移温度である。
【００２４】表２から明らかなように、本発明鋼は、従
来鋼の同レベルの引張試験を有する高強度鋼板と比較し
て降伏強度が低く面形状性が良好であり、ＷＨとＢＨ量
が高いので、たとえば自動車の外、内板パネルには好適
の材料である。すなわち、本発明鋼は従来鋼と比較し
て、同一強度でも降伏強度が低くプレス後の面形状が良
好となることが期待できる。一方、図１に示すように本
発明鋼は、従来鋼と比較して降伏強度が同一でも（ＷＨ
＋ＢＨ）量が高いので耐デント特性（σd＝ＹＰ＋ＷＨ
＋ＢＨ）も同時に改善される。さらに、表２に示すよう
に本発明鋼は従来鋼よりＰ、Ｓｉの添加量が少なく、Ｍ
ｎを多量に添加しているのでＢＨ量も高く、耐２次加工
脆性にも優れている。ここで、鋼２−４は、Ｔｉ量が少
なすぎるため製品板を１００℃で１時間人工時効すると
降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）が１．２％も生じた。これで
は、プレス時にストレッチャーストレインが発生する。
来鋼の同レベルの引張試験を有する高強度鋼板と比較し
て降伏強度が低く面形状性が良好であり、ＷＨとＢＨ量
が高いので、たとえば自動車の外、内板パネルには好適
の材料である。すなわち、本発明鋼は従来鋼と比較し
て、同一強度でも降伏強度が低くプレス後の面形状が良
好となることが期待できる。一方、図１に示すように本
発明鋼は、従来鋼と比較して降伏強度が同一でも（ＷＨ
＋ＢＨ）量が高いので耐デント特性（σd＝ＹＰ＋ＷＨ
＋ＢＨ）も同時に改善される。さらに、表２に示すよう
に本発明鋼は従来鋼よりＰ、Ｓｉの添加量が少なく、Ｍ
ｎを多量に添加しているのでＢＨ量も高く、耐２次加工
脆性にも優れている。ここで、鋼２−４は、Ｔｉ量が少
なすぎるため製品板を１００℃で１時間人工時効すると
降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）が１．２％も生じた。これで
は、プレス時にストレッチャーストレインが発生する。
【００２５】〔実施例２〕表１の１−１、１−２、１−
３、２−１、２−２、２−３に示す組成を有する鋼を溶
製し、スラブ加熱温度１１５０℃、仕上げ温度９００
℃、巻き取り温度５００℃の条件で熱間圧延し、４．０
ｍｍ厚の鋼板とした。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧
延を施し０．８ｍｍの冷延板とし、次いで加熱速度１５
℃／秒で最高加熱温度８２０℃まで加熱してから約１０
℃／秒で冷却し、４６０℃で慣用の溶融亜鉛メッキを行
い（浴中Ａｌ濃度は０．１１％）、さらに加熱して５２
０℃で２０秒間合金化処理後約１０℃／秒で室温まで冷
却した。得られた合金化亜鉛メッキ鋼板について機械的
性質、メッキ密着性、およびメッキ皮膜中のＦｅ濃度を
測定した。これらの結果も表３にまとめて示す。
３、２−１、２−２、２−３に示す組成を有する鋼を溶
製し、スラブ加熱温度１１５０℃、仕上げ温度９００
℃、巻き取り温度５００℃の条件で熱間圧延し、４．０
ｍｍ厚の鋼板とした。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧
延を施し０．８ｍｍの冷延板とし、次いで加熱速度１５
℃／秒で最高加熱温度８２０℃まで加熱してから約１０
℃／秒で冷却し、４６０℃で慣用の溶融亜鉛メッキを行
い（浴中Ａｌ濃度は０．１１％）、さらに加熱して５２
０℃で２０秒間合金化処理後約１０℃／秒で室温まで冷
却した。得られた合金化亜鉛メッキ鋼板について機械的
性質、メッキ密着性、およびメッキ皮膜中のＦｅ濃度を
測定した。これらの結果も表３にまとめて示す。
【００２６】
【表２】
【００２７】ここで、メッキ密着性は１８０°密着曲げ
を行い、亜鉛皮膜の剥離状況を、曲げ加工部にセロテー
プを接着したのち、これをはがしてテープに付着した剥
離メッキ量から判定した。評価は、下記の５段階とし
た。 １…剥離大、２…剥離中、３…剥離小、４…剥離少量、
５…剥離全く無 また、メッキ層中のＦｅ濃度は、Ｘ線回析によって求め
た。
を行い、亜鉛皮膜の剥離状況を、曲げ加工部にセロテー
プを接着したのち、これをはがしてテープに付着した剥
離メッキ量から判定した。評価は、下記の５段階とし
た。 １…剥離大、２…剥離中、３…剥離小、４…剥離少量、
５…剥離全く無 また、メッキ層中のＦｅ濃度は、Ｘ線回析によって求め
た。
【００２８】表３から明らかなように、本発明鋼は従来
鋼と比較して低ＹＰで、かつＷＨとＢＨ量が高く、耐デ
ント性と対応するσdも向上する。これは、実施例１で
も確認された点である。さらに、従来鋼と比較し本発明
鋼はメッキ密着性が良好であり、合金層中のＦｅ濃度も
望ましい相と考えられているδl相のそれに相当する量
となっている。これは、本発明においてはメッキ密着性
を劣化させるＳｉや合金化反応を抑制するＰやＳｉを極
力低減し、Ｍｎを添加して強度を上昇させているためと
考えられる。
鋼と比較して低ＹＰで、かつＷＨとＢＨ量が高く、耐デ
ント性と対応するσdも向上する。これは、実施例１で
も確認された点である。さらに、従来鋼と比較し本発明
鋼はメッキ密着性が良好であり、合金層中のＦｅ濃度も
望ましい相と考えられているδl相のそれに相当する量
となっている。これは、本発明においてはメッキ密着性
を劣化させるＳｉや合金化反応を抑制するＰやＳｉを極
力低減し、Ｍｎを添加して強度を上昇させているためと
考えられる。
【００２９】
【表３】
【００３０】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
によれば従来にないプレス成形性に優れた高強度冷延鋼
板が、低コストの製造法によって得られる。また、本発
明鋼は溶融亜鉛メッキ特性も良好であり、防錆機能も発
揮できる。その結果、本発明鋼を自動車のボディやフレ
ームなどに使用すると、板厚の軽減すなわち車体の軽量
化が可能となるので、最近話題となっている地球環境保
全にも本発明は大きく寄与できる。このように、本発明
の産業上の意義はきわめて大きい。
によれば従来にないプレス成形性に優れた高強度冷延鋼
板が、低コストの製造法によって得られる。また、本発
明鋼は溶融亜鉛メッキ特性も良好であり、防錆機能も発
揮できる。その結果、本発明鋼を自動車のボディやフレ
ームなどに使用すると、板厚の軽減すなわち車体の軽量
化が可能となるので、最近話題となっている地球環境保
全にも本発明は大きく寄与できる。このように、本発明
の産業上の意義はきわめて大きい。
【図１】降伏強度とσd（デント特性の指標）との関係
を示す図である。
を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/40
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０００３〜０．０１
％、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：１．５超〜４．０
％、Ｐ：０．００１〜０．１２％、Ｓ：０．０００５〜
０．０１５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．
０００３〜０．００６０％、さらにＴｉ：０．００３〜
０．１％およびＮｂ：０．０１超〜０．１％の両方を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成形性に
優れた冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ冷延鋼板。 - 【請求項２】 Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を含
有する請求項１に記載の冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ
冷延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１〜２に記載の化学成分よりなる
スラブを（Ａｒ3−１００）℃以上の温度で熱間圧延の
仕上げを行い、室温から７５０℃の温度で巻取り、６０
％以上の圧延率で冷間圧延を行い、連続焼鈍における焼
鈍温度を７００〜９００℃とすることを特徴とする冷延
鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１〜２に記載の化学成分よりなる
スラブを（Ａｒ3−１００）℃以上の温度で熱間圧延の
仕上げを行い、室温から７５０℃の温度で巻取り６０％
以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度を７００〜９
００℃のインライン焼鈍型溶融亜鉛メッキを施すことを
特徴とする溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6435392A JPH05263186A (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | 成形性の良好な高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6435392A JPH05263186A (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | 成形性の良好な高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05263186A true JPH05263186A (ja) | 1993-10-12 |
Family
ID=13255804
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6435392A Withdrawn JPH05263186A (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | 成形性の良好な高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05263186A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007231371A (ja) * | 2006-03-01 | 2007-09-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| JP2007270181A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-18 | Jfe Steel Kk | Ｎｂを含有する極低炭素鋼の焼付け硬化性調整方法 |
-
1992
- 1992-03-23 JP JP6435392A patent/JPH05263186A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007231371A (ja) * | 2006-03-01 | 2007-09-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| JP2007270181A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-18 | Jfe Steel Kk | Ｎｂを含有する極低炭素鋼の焼付け硬化性調整方法 |
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