JPH05263187A - 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
- Publication number
- JPH05263187A JPH05263187A JP6045092A JP6045092A JPH05263187A JP H05263187 A JPH05263187 A JP H05263187A JP 6045092 A JP6045092 A JP 6045092A JP 6045092 A JP6045092 A JP 6045092A JP H05263187 A JPH05263187 A JP H05263187A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- rolled steel
- cold
- strength
- cold rolled
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、成形性の良好な高強度冷延鋼板を
提供する。 【構成】 Ｔｉを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
高強度冷延鋼板が得られる。
提供する。 【構成】 Ｔｉを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
高強度冷延鋼板が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、成形性に優れた高強度
冷延鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に
低歪域での高加工硬化性（ＷＨ性）と高塗装焼付硬化性
（ＢＨ性）を有するＴｉ含有極低炭素高強度冷延鋼板に
係るものである。
冷延鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に
低歪域での高加工硬化性（ＷＨ性）と高塗装焼付硬化性
（ＢＨ性）を有するＴｉ含有極低炭素高強度冷延鋼板に
係るものである。
【０００２】
【従来の技術】本発明に関する高強度冷延鋼板とは、自
動車、家庭電気製品、建物などに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、成形後の面形状性が良好でかつ優
れた耐デント性を有する深絞り用高強度冷延鋼板である
ので、使用にあたっては板厚を減少すること、すなわち
軽量化が可能となり、地球環境保全に寄与しうるもので
ある。
動車、家庭電気製品、建物などに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、成形後の面形状性が良好でかつ優
れた耐デント性を有する深絞り用高強度冷延鋼板である
ので、使用にあたっては板厚を減少すること、すなわち
軽量化が可能となり、地球環境保全に寄与しうるもので
ある。
【０００３】上記本発明に係わる冷延鋼板は、自動車な
どのパネルなどに使用されるので、まず優れた加工性が
要求される。加工性には種々あるが、ａ）成形品の面形
状が良好であること、特に面歪がなく形状がよく金型に
凍結されること、ｂ）割れずに成形可能なこと、ｃ）表
面にストレッチャーストレインが現れないこと、が必須
である。
どのパネルなどに使用されるので、まず優れた加工性が
要求される。加工性には種々あるが、ａ）成形品の面形
状が良好であること、特に面歪がなく形状がよく金型に
凍結されること、ｂ）割れずに成形可能なこと、ｃ）表
面にストレッチャーストレインが現れないこと、が必須
である。
【０００４】そのためには、プレス成形時にＹＰ−Ｅｌ
が０．２％以下で低ＹＰが好ましい。例えば、面歪の観
点からは、降伏強度（ＹＰ）が２５kgf/mm2 以下である
必要がある。引張強度（ＴＳ）が３５〜４５kgf/mm2 級
の鋼板を前提とすると、降伏比（ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳ）が
０．５５以下の低ＹＲの材料が好ましい。成形の可否
は、引張特性値で言えば主に平均塑性歪値（以下平均ｒ
値という）と全伸び（Ｔ．Ｅｌ）で決定され、平均ｒ値
が１．５以上でＴ．Ｅｌが３５％以上であれば、狙いと
する部品は成形可能である。
が０．２％以下で低ＹＰが好ましい。例えば、面歪の観
点からは、降伏強度（ＹＰ）が２５kgf/mm2 以下である
必要がある。引張強度（ＴＳ）が３５〜４５kgf/mm2 級
の鋼板を前提とすると、降伏比（ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳ）が
０．５５以下の低ＹＲの材料が好ましい。成形の可否
は、引張特性値で言えば主に平均塑性歪値（以下平均ｒ
値という）と全伸び（Ｔ．Ｅｌ）で決定され、平均ｒ値
が１．５以上でＴ．Ｅｌが３５％以上であれば、狙いと
する部品は成形可能である。
【０００５】一方、強度の観点から考えてみると、プレ
ス成形して塗装焼付後の強度が高いほど好ましい。なぜ
ならば、製品の耐デント性が優れるからである。ここ
で、耐デント性とは完成した自動車に石などが当たる場
合、鋼板に生じる永久的な窪み変形に対する抵抗性を意
味する。そのためには、まずプレス時によく加工硬化し
（高ＷＨ）、かつ塗装焼付時に高いＢＨ性が付与され、
塗装焼付後の強度（ＹＰ＋ＷＨ＋ＢＨ）が高くなること
が必要である。
ス成形して塗装焼付後の強度が高いほど好ましい。なぜ
ならば、製品の耐デント性が優れるからである。ここ
で、耐デント性とは完成した自動車に石などが当たる場
合、鋼板に生じる永久的な窪み変形に対する抵抗性を意
味する。そのためには、まずプレス時によく加工硬化し
（高ＷＨ）、かつ塗装焼付時に高いＢＨ性が付与され、
塗装焼付後の強度（ＹＰ＋ＷＨ＋ＢＨ）が高くなること
が必要である。
【０００６】すなわち、最終的な目的である高強度鋼板
の利用による板厚減少を可能とするためには、ＷＨが４
kgf/mm2 以上でかつＢＨも２kgf/mm2 以上、従ってＷＨ
＋ＢＨが６kgf/mm2 以上必要となる。しかし、一般的に
はＢＨ量が５kgf/mm2 超となるとストレッチャーストレ
インが発生するので、注意を要する。ここで、ＷＨ量と
は２％引張変形時の変形応力からＹＰを差し引いた量で
あり、一方ＢＨ量とは、２％予歪後１７０℃×２０分の
塗装焼付相当の熱処理をして再引張をした際の応力の増
加量である。以上の状況から明らかなように、パネル用
鋼板の板厚の減少が可能になるには、強度と加工性に優
れ、かつ多くの条件を同時に満足する必要がある。
の利用による板厚減少を可能とするためには、ＷＨが４
kgf/mm2 以上でかつＢＨも２kgf/mm2 以上、従ってＷＨ
＋ＢＨが６kgf/mm2 以上必要となる。しかし、一般的に
はＢＨ量が５kgf/mm2 超となるとストレッチャーストレ
インが発生するので、注意を要する。ここで、ＷＨ量と
は２％引張変形時の変形応力からＹＰを差し引いた量で
あり、一方ＢＨ量とは、２％予歪後１７０℃×２０分の
塗装焼付相当の熱処理をして再引張をした際の応力の増
加量である。以上の状況から明らかなように、パネル用
鋼板の板厚の減少が可能になるには、強度と加工性に優
れ、かつ多くの条件を同時に満足する必要がある。
【０００７】最近の技術進歩により、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冷
延鋼板の需要は、益々増加しつつある。特に、ＴｉやＮ
ｂを単独または複合添加した極低炭素冷延鋼板に関する
加工性向上の技術が多数発表されている。例えば特開昭
５８−１８５７５２号公報には表面性状を改良したＴｉ
添加深絞用冷延鋼板が開示され、また特開昭５９−３１
８２７号公報および特開昭５９−３８３３７号公報など
には、ＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素冷延鋼板であ
るが、きわめて良好な加工性を有し、塗装焼付硬化（Ｂ
Ｈ）性を兼備し、溶融亜鉛メッキ特性にも優れているこ
とを提示している。
が容易になった現在、良好な加工性を有する極低炭素冷
延鋼板の需要は、益々増加しつつある。特に、ＴｉやＮ
ｂを単独または複合添加した極低炭素冷延鋼板に関する
加工性向上の技術が多数発表されている。例えば特開昭
５８−１８５７５２号公報には表面性状を改良したＴｉ
添加深絞用冷延鋼板が開示され、また特開昭５９−３１
８２７号公報および特開昭５９−３８３３７号公報など
には、ＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素冷延鋼板であ
るが、きわめて良好な加工性を有し、塗装焼付硬化（Ｂ
Ｈ）性を兼備し、溶融亜鉛メッキ特性にも優れているこ
とを提示している。
【０００８】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、
３５kgf/mm2 以上の引張強度を有する鋼板にする場合に
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。例えば、特公昭５
７−５７９４５号公報はＴｉ含有極低炭素鋼で５０kgf/
mm2 の引張強度を有する鋼板の製造例を示しているが、
一般的に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。
るために、従来から多くの試みがなされてきた。特に、
３５kgf/mm2 以上の引張強度を有する鋼板にする場合に
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。例えば、特公昭５
７−５７９４５号公報はＴｉ含有極低炭素鋼で５０kgf/
mm2 の引張強度を有する鋼板の製造例を示しているが、
一般的に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。
【０００９】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、特
にＰを多量に含有すると２次加工脆化を助長すると言う
問題があり、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，Ｓｉ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。
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、特
にＰを多量に含有すると２次加工脆化を助長すると言う
問題があり、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，Ｓｉ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。
【００１０】一方、固溶体強化元素としてＭｎやＣｒを
利用することも知られている。特開昭６３−１９０１４
１号公報および特開昭６４−６２４４０号公報にはＭｎ
をＴｉ含有極低炭素鋼へ添加し、また、特公昭５９−４
２７４２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、従って、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、例えば
（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。
利用することも知られている。特開昭６３−１９０１４
１号公報および特開昭６４−６２４４０号公報にはＭｎ
をＴｉ含有極低炭素鋼へ添加し、また、特公昭５９−４
２７４２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、従って、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、例えば
（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。
【００１１】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。
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。
【００１２】
【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。
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。
【００１３】さらに、プレス成形をしたあとの鋼板には
耐デント特性や耐２次加工脆化が要求される。耐デント
特性は、板厚が一定の場合、プレス加工して塗装焼付し
たのちの変形応力が高いほど良好となる。従って、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か
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。また、２次加工脆化は、鋼板の深
絞り加工した後荷重をかけたときに生じる脆性割れであ
るが、極低炭素鋼にＰを多く添加すると発生しやすくな
るため、Ｐ添加をできるだけ抑制することが好ましい。
耐デント特性や耐２次加工脆化が要求される。耐デント
特性は、板厚が一定の場合、プレス加工して塗装焼付し
たのちの変形応力が高いほど良好となる。従って、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か
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。また、２次加工脆化は、鋼板の深
絞り加工した後荷重をかけたときに生じる脆性割れであ
るが、極低炭素鋼にＰを多く添加すると発生しやすくな
るため、Ｐ添加をできるだけ抑制することが好ましい。
【００１４】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や耐２
次加工脆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。
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や耐２
次加工脆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。
【００１５】本発明は、このような要望を満足するもの
であって、鋼中の成分を特定すること、すなわちＴｉ含
有極低炭素鋼板にＭｎとＣｒを積極的に添加し、Ｐの添
加を抑制すると共にＳｉを強度の許容する範囲で低下せ
しめ、これによって引張強度が３５〜４５kgf/mm2 、降
伏強度が１５〜２５kgf/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 以上であり、塗装焼付硬化能を有し、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、さらに必
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
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。
であって、鋼中の成分を特定すること、すなわちＴｉ含
有極低炭素鋼板にＭｎとＣｒを積極的に添加し、Ｐの添
加を抑制すると共にＳｉを強度の許容する範囲で低下せ
しめ、これによって引張強度が３５〜４５kgf/mm2 、降
伏強度が１５〜２５kgf/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 以上であり、塗装焼付硬化能を有し、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、さらに必
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
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。
【００１６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の目
的を達成するために、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Ｐ，Ｓ
ｉ，Ｍｎ，Ｃｒ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ＰやＳｉ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，Ｃｒ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。
的を達成するために、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Ｐ，Ｓ
ｉ，Ｍｎ，Ｃｒ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ＰやＳｉ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，Ｃｒ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。
【００１７】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、Ｐ，ＳｉはＦｅより著しく原子半径が小
さく、従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，Ｃｒ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。
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、Ｐ，ＳｉはＦｅより著しく原子半径が小
さく、従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，Ｃｒ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。
【００１８】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、Ｐ，Ｓｉ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，Ｃｒ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。
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、Ｐ，Ｓｉ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，Ｃｒ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。
【００１９】以上の機構により、Ｍｎ，Ｃｒ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
ＰやＳｉの添加より、Ｍｎ，Ｃｒの添加のほうが好まし
いことを意味する。従って、本発明ではＭｎ，Ｃｒ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，Ｃｒ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、適量のＰやＳｉの添加も考える。
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
ＰやＳｉの添加より、Ｍｎ，Ｃｒの添加のほうが好まし
いことを意味する。従って、本発明ではＭｎ，Ｃｒ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，Ｃｒ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、適量のＰやＳｉの添加も考える。
【００２０】さらに本発明者らは、Ｍｎ，Ｃｒ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、ＴｉＣ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。従って、Ｍｎ，Ｃｒ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。
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、ＴｉＣ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。従って、Ｍｎ，Ｃｒ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。
【００２１】なお、２次加工脆化はＰの添加により助長
されるが、本発明では強度付与にＰの多量添加は行わ
ず、従ってこの脆化発生を抑制し得るといえる。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，Ｃｒを活用す
る本発明鋼が、特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を得た。すなわ
ち、ＰやＳｉ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得
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、Ｍｎ，Ｃｒ
の添加は、本発明の範囲内において、このような悪影響
をもたらせないことが判明した。
されるが、本発明では強度付与にＰの多量添加は行わ
ず、従ってこの脆化発生を抑制し得るといえる。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，Ｃｒを活用す
る本発明鋼が、特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を得た。すなわ
ち、ＰやＳｉ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得
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、Ｍｎ，Ｃｒ
の添加は、本発明の範囲内において、このような悪影響
をもたらせないことが判明した。
【００２２】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、
重量％で、Ｃ：０．０００３〜０．０１％、Ｓｉ：０．
０３％以下、Ｍｎ：０．４５超〜１．５％未満、Ｃｒ：
０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０４％未満、Ｓ：０．０
００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．０００３〜０．００６０％、Ｔｉ：０．００３
〜０．１％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
延鋼板で、必要によりＢ：０．０００１〜０．００２０
％を含有することができる。
いて構築されたものであり、その要旨とするところは、
重量％で、Ｃ：０．０００３〜０．０１％、Ｓｉ：０．
０３％以下、Ｍｎ：０．４５超〜１．５％未満、Ｃｒ：
０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０４％未満、Ｓ：０．０
００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．０００３〜０．００６０％、Ｔｉ：０．００３
〜０．１％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
延鋼板で、必要によりＢ：０．０００１〜０．００２０
％を含有することができる。
【００２３】さらに本発明は上記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℃とする冷延鋼板の製造方法であ
り、さらに上記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溶融亜鉛メッキ冷延鋼板
の製造方法である。
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℃とする冷延鋼板の製造方法であ
り、さらに上記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溶融亜鉛メッキ冷延鋼板
の製造方法である。
【００２４】
【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
は成品の材質特性を決定する極めて重要な元素であり、
０．０００３％未満になると粒界強度が低下し、２次加
工脆性が発生する。またＢＨ性の改善もなく、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、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。従って、その上限を０．
０１％とする。
上述のように限定する理由についてさらに説明する。Ｃ
は成品の材質特性を決定する極めて重要な元素であり、
０．０００３％未満になると粒界強度が低下し、２次加
工脆性が発生する。またＢＨ性の改善もなく、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、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。従って、その上限を０．
０１％とする。
【００２５】Ｓｉは、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
じて変化するが、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ので、その上限を０．０３％とす
る。
知られており、その添加量は狙いとする強度レベルに応
じて変化するが、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ので、その上限を０．０３％とす
る。
【００２６】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、本発明においては積極的に添
加する。このような効果を表わすには０．４５％超の添
加を必要とする。一方、１．５％以上になると焼鈍後低
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１．５％未満とする。
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、本発明においては積極的に添
加する。このような効果を表わすには０．４５％超の添
加を必要とする。一方、１．５％以上になると焼鈍後低
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１．５％未満とする。
【００２７】ＣｒもＭｎ同様、降伏強度を殆ど上昇させ
ず強度を増加させる有効な元素であり、かつ焼付硬化能
を付与するので、本発明では積極的に利用する。しか
し、その含有量が０．０１％未満では効果が現れず、好
ましい添加下限は０．１％超である。また、３％を超え
ると熱延板の酸洗性が低下したり、製品板の化成処理性
が劣化したりするので、その範囲を０．０１〜３％とす
る。上記したＭｎおよびＣｒの諸特性を最も有効に付与
するためには、Ｍｎ＋Ｃｒ含有量を０．７％以上にする
ことが好ましい。
ず強度を増加させる有効な元素であり、かつ焼付硬化能
を付与するので、本発明では積極的に利用する。しか
し、その含有量が０．０１％未満では効果が現れず、好
ましい添加下限は０．１％超である。また、３％を超え
ると熱延板の酸洗性が低下したり、製品板の化成処理性
が劣化したりするので、その範囲を０．０１〜３％とす
る。上記したＭｎおよびＣｒの諸特性を最も有効に付与
するためには、Ｍｎ＋Ｃｒ含有量を０．７％以上にする
ことが好ましい。
【００２８】Ｐは安価に強度を上昇する元素として知ら
れているが、多量に添加すると、２次加工脆化を起こす
おそれがあり、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って生産性が低下する。従って、で
きるだけ少なくすることが良く、０．０４％未満とす
る。
れているが、多量に添加すると、２次加工脆化を起こす
おそれがあり、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って生産性が低下する。従って、で
きるだけ少なくすることが良く、０．０４％未満とす
る。
【００２９】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やＴｉ
Ｓなどの硫化物が数多く析出し、加工性が劣化するの
で、これを上限値とする。Ａｌは脱酸調整に使用する
が、０．００５％未満ではＴｉの添加歩留りが低下す
る。一方、０．１％超になるとコスト上昇を招く。
％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やＴｉ
Ｓなどの硫化物が数多く析出し、加工性が劣化するの
で、これを上限値とする。Ａｌは脱酸調整に使用する
が、０．００５％未満ではＴｉの添加歩留りが低下す
る。一方、０．１％超になるとコスト上昇を招く。
【００３０】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は、全量のＮをＴｉ
Ｎとして固定するので、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとし
た時２≦Ｔｉ＊／Ｃ≦２０とすることが好ましく、かつ
０．００３〜０．１０％とする。Ｔｉが０．００３％未
満ではその添加効果が現れず、一方、０．１０％超とな
ると著しい合金コストの上昇を招くからである。
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は、全量のＮをＴｉ
Ｎとして固定するので、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとし
た時２≦Ｔｉ＊／Ｃ≦２０とすることが好ましく、かつ
０．００３〜０．１０％とする。Ｔｉが０．００３％未
満ではその添加効果が現れず、一方、０．１０％超とな
ると著しい合金コストの上昇を招くからである。
【００３１】Ｎは低い方が好ましい。しかし、０．００
０３％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。
０３％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。
【００３２】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次加工脆化の防止に有効であり、
０．０００１％未満では、その効果が不充分であるが、
０．００２０％超になると添加コストの上昇やスラブ割
れの原因となるのでこの範囲とした。
結晶粒界に偏析し、２次加工脆化の防止に有効であり、
０．０００１％未満では、その効果が不充分であるが、
０．００２０％超になると添加コストの上昇やスラブ割
れの原因となるのでこの範囲とした。
【００３３】本発明は以上のように構成されるが、この
ような成分で所望の特性を持つ高強度冷延鋼板とするに
は、以下の方法で製造することが好ましい。すなわち、
通常の方法で製造したスラブを熱延するに際し、その仕
上げ温度を、成品板の加工性を確保するという観点から
Ａｒ3 −１００℃以上とし、また、巻取り温度を室温か
ら７５０℃とするのがよい。
ような成分で所望の特性を持つ高強度冷延鋼板とするに
は、以下の方法で製造することが好ましい。すなわち、
通常の方法で製造したスラブを熱延するに際し、その仕
上げ温度を、成品板の加工性を確保するという観点から
Ａｒ3 −１００℃以上とし、また、巻取り温度を室温か
ら７５０℃とするのがよい。
【００３４】本発明はその成品材質が熱延巻取り温度の
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Ｃｒ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。巻取り温度で７５０℃を上限目標としたのは、コ
イル両端部での材質劣化に起因する歩留り減少を防止す
る観点からである。
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Ｃｒ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。巻取り温度で７５０℃を上限目標としたのは、コ
イル両端部での材質劣化に起因する歩留り減少を防止す
る観点からである。
【００３５】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
のがよく、焼鈍温度が７００℃未満では、再結晶が不充
分であること、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らである。
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
のがよく、焼鈍温度が７００℃未満では、再結晶が不充
分であること、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らである。
【００３６】かくして、本発明によれば、引張強度が３
５〜４５kgf/mm2 、降伏強度が１５〜２５kgf/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２kgf/mm2 以上のＢＨ
性を有し、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、さら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。
５〜４５kgf/mm2 、降伏強度が１５〜２５kgf/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２kgf/mm2 以上のＢＨ
性を有し、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、さら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。
【００３７】
〔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９００℃、巻取り温
度６５０℃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、０．８mmの冷
延板とし、次いで均熱８４０℃で連続焼鈍をした。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。引張試験結果をまと
めて表２に示す。
ブ加熱温度１２００℃、仕上げ温度９００℃、巻取り温
度６５０℃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、０．８mmの冷
延板とし、次いで均熱８４０℃で連続焼鈍をした。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。引張試験結果をまと
めて表２に示す。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】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％変形応力から降伏応力（ＹＰ）を差し引い
た量である。また、ＢＨ量は２％予歪材に１７０℃×２
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、次いで直径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％変形応力から降伏応力（ＹＰ）を差し引い
た量である。また、ＢＨ量は２％予歪材に１７０℃×２
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、次いで直径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。
【００４１】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、例えば自動車の外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。
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、例えば自動車の外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。
【００４２】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、ＭｎやＣｒ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２−５は、Ｔｉ＜３．４Ｎと
なるため製品板を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、ＭｎやＣｒ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２−５は、Ｔｉ＜３．４Ｎと
なるため製品板を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。
【００４３】〔実施例２〕表１の１−１，１−２，１−
３，２−１，２−２，２−４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９１０
℃、巻取り温度５００℃の条件で熱間圧延し、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、０．８mmの冷延板とし、次いで最高加熱温度８３
０℃まで加熱してから冷却し、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５２０℃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。
３，２−１，２−２，２−４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９１０
℃、巻取り温度５００℃の条件で熱間圧延し、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、０．８mmの冷延板とし、次いで最高加熱温度８３
０℃まで加熱してから冷却し、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５２０℃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。
【００４４】
【表３】
【００４５】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線回折によって求め
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線回折によって求め
た。
【００４６】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δ1 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やＣｒ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δ1 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やＣｒを添加して強度を上昇させている
ためと考えられる。
【００４７】
【発明の効果】本発明は多量のＰやＳｉを添加せずに、
従来にないプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板を得る
ことができ、また、得られた鋼板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の保全にも本発明は大きく寄
与できる。
従来にないプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板を得る
ことができ、また、得られた鋼板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の保全にも本発明は大きく寄
与できる。
【図１】降伏強度とσd （デント特性の指標）との関係
を示す図表である。
を示す図表である。
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２２Ｃ 38/28 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：０．４５超〜１．５％未満、 Ｃｒ：０．０１〜３．０％、 Ｐ ：０．０４％未満、 Ｓ ：０．０００５〜０．０１５％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０００３〜０．００６０％、 Ｔｉ：０．００３〜０．１％ 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：０．０００１〜０．００２０％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〜
９００℃のインライン焼鈍型溶融亜鉛メッキを施す溶融
亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6045092A JPH05263187A (ja) | 1992-03-17 | 1992-03-17 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP6045092A JPH05263187A (ja) | 1992-03-17 | 1992-03-17 | 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 |
|---|---|
| JPH05263187A true JPH05263187A (ja) | 1993-10-12 |
Family
ID=13142625
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6045092A Withdrawn JPH05263187A (ja) | 1992-03-17 | 1992-03-17 | 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) | JPH05263187A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003105512A (ja) * | 2001-09-26 | 2003-04-09 | Honda Motor Co Ltd | 車体パネル用亜鉛鋼板の製造方法 |
| CN104894475A (zh) * | 2015-06-18 | 2015-09-09 | 武汉钢铁(集团)公司 | 超深冲耐指纹电镀锌板及其制造方法 |
-
1992
- 1992-03-17 JP JP6045092A patent/JPH05263187A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003105512A (ja) * | 2001-09-26 | 2003-04-09 | Honda Motor Co Ltd | 車体パネル用亜鉛鋼板の製造方法 |
| CN104894475A (zh) * | 2015-06-18 | 2015-09-09 | 武汉钢铁(集团)公司 | 超深冲耐指纹电镀锌板及其制造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0608430B1 (en) | Cold-rolled steel plate having excellent baking hardenability, non-cold-ageing characteristics and moldability, and molten zinc-plated cold-rolled steel plate and method of manufacturing the same | |
| US7608156B2 (en) | High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same | |
| JP3365632B2 (ja) | 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 | |
| JP2521553B2 (ja) | 焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| US7699947B2 (en) | Ultrahigh strength hot-rolled steel and method of producing bands | |
| JP3263143B2 (ja) | 加工性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP4177477B2 (ja) | 耐常温時効性とパネル特性に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3016636B2 (ja) | 成形性の良好な高強度冷延鋼板 | |
| JP4367205B2 (ja) | 鋼板の歪時効処理方法および高強度構造部材の製造方法 | |
| JP2980785B2 (ja) | 焼付硬化性と成形性とに優れた冷延鋼板あるいは溶融亜鉛メッキ冷延鋼板およびそれらの製造方法 | |
| JP3719025B2 (ja) | 耐疲労特性に優れた深絞り用冷延薄鋼板 | |
| JPH06116650A (ja) | 焼付硬化性と非時効性とに優れた冷延鋼板あるいは溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH06122940A (ja) | 優れた焼付硬化性と常温非時効性を兼備した冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH06145893A (ja) | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0578783A (ja) | 成形性の良好な高強度冷延鋼板 | |
| JPH05263189A (ja) | 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 | |
| JPH06116648A (ja) | 焼付硬化性と非時効性とに優れた冷延鋼板あるいは溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH05255807A (ja) | 成形性に優れた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 | |
| JPH05263187A (ja) | 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 | |
| JP2556633B2 (ja) | 溶融亜鉛メッキ特性に優れた良加工性冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH05263185A (ja) | 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 | |
| JP3350096B2 (ja) | 焼付硬化性と成形性とに優れた冷延鋼板あるいは溶融亜鉛メッキ冷延鋼板およびそれらの製造方法 | |
| JP2620444B2 (ja) | 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH05263186A (ja) | 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 | |
| JPH05263188A (ja) | 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 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19990518 |