JPH0530900B2 - - Google Patents
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Description
（産業上の利用分野）
本発明は耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優
れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メツキ冷延鋼
板に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題） 近年、自動車部材や電気機器外板に使用される
冷延鋼板には高いプレス成形性及び耐蝕性が要求
されている。 このような要求を満たすことを意図した冷延鋼
板の製造方法としては、極低炭素鋼にTi、Nbな
どの炭窒化物形成元素を単独又は複合添加して鋼
中のＣ、Ｎを固定することにより深絞り性に有利
な（111）面方位集合組織を発達させ、更に亜鉛
メツキを施す方法が提案されている。 しかし、一方では、Ti、Nbなどの炭窒化物形
成元素により鋼中のＣ、Ｎを充分固定した極低炭
素鋼では、プレス成形後の２次加工において脆性
破断による割れが発生する問題がある。更に、Ｐ
添加鋼では粒界にＰが偏析し、粒界の脆化を助長
するという問題がある。これは、鋼中の固溶Ｃが
固定され、フエライト粒界へのＣの偏析がなくな
り、粒界が脆化するためである。特に溶融亜鉛メ
ツキ鋼板では、この脆弱化した粒界に溶融亜鉛が
侵入し易く、更に脆化を助長する。 この粒界脆化を解決する手段として、従来、予
め鋼中のＣ、Ｎが残存するようにTiやNbの添加
量を制御して溶製することが試みられていた。し
かし、この方法では、例え固溶Ｃ、Ｎが残存する
成分鋼が溶製できたとしても、この固溶Ｃ、Ｎは
本質的に鋼のｒ値や延性を劣化させるものである
ので、プレス成形性の大幅な低下を来たさざるを
得なかつた。すなわち、本質的にプレス成形性と
耐２次加工脆性は両立し得ないものであつた。ま
た一方、このような微量Ｃ、Ｎを溶性段階で残存
させることは、技術上成り立つものでなかつた。 この点、従来より、以下のような提案がなされ
ているが、プレス成形性と耐２次加工脆性を共に
優れたものとすることは困難である。 例えば、深絞り用鋼板の耐２次加工脆性を改善
する目的で、Ti、Nbを添加して鋼中のＣを固定
し、冷延後オープンコイル焼鈍時に浸炭を行い、
鋼板表面に浸炭層を形成する方法（特開昭63−
38556号）が提案されている。しかし、この方法
の場合、長時間に及ぶバツチ焼鈍の際に浸炭を実
施するため、鋼板の表層部に高濃度の浸炭層（浸
炭層の平均Ｃ量：0.02〜0.10％）が形成され、ま
た表層部と中心層でフエライト粒度に差が生じて
いる。更に、こうしたバツチ焼鈍タイプでは当然
ながら生産性が低いと共に圧延方向、板幅方向の
材質が不均一になり易い不利を生じる。 また、化成処理性を改善する目的で極く表面層
にのみ極めて微量の固溶Ｃ、Ｎを与える方法（特
公平１−42331号）が提案されているが、耐２次
加工脆性を考慮したものでなく、したがつて、こ
の方法では耐２次加工脆性を改善するには必要な
浸炭を行なうことは不可能である。 また、同様に、Ti、Nbを添加して深絞り用鋼
板を製造する方法として、冷延後再結晶焼鈍を行
つた後、更に浸炭処理を施す方法（特開平１−
96330号）もあるが、主に多量の炭化物、窒化物
の析出による強度の上昇を狙つたものであつて、
耐２次加工脆性に対する配慮がなく、また焼鈍後
にバツチにて長時間浸炭、浸炭処理を行なうた
め、浸炭量、浸窒量が過剰且つ不均一となり易
く、しかも生産性が低く、工程も煩雑になるとい
う欠点がある。 また、上述の耐２次加工脆性の改善の問題のほ
か、最近では、耐デント性を向上させるために、
塗装焼付け後に鋼板の降伏応力が上昇する特性、
いわゆる焼付け硬化性の要求が高まつている。 この要求に対して、Ｃに対するTi添加量を少
な目にして固溶Ｃを残存させる方法（特公昭61−
2732号）が提案されている。しかし、この方法で
は、例え固溶Ｃ、Ｎを残存する成分鋼が溶製でき
たとしても、この固溶Ｃ、Ｎは本質的に鋼のｒ値
を劣化させるものであるので、プレス成形性の大
幅な低下を来たさざるを得なかつた。すなわち、
本質的にプレス成形性と焼付け硬化性は両立し得
ないものであつた。 また、前述の焼鈍過程での浸炭処理を利用した
方法（特開昭63−38556号）や、化成処理性を改
善する方法（特公平１−42331号）方法は、いず
れも焼付け硬化性を考慮したものではなく、焼付
け硬化性の向上は不可能である。 更にまた、前述の如く、Ti、Nbなどの炭窒化
物形成元素により鋼中のＣ、Ｎを充分固定した極
低炭素鋼では、焼付け硬化性を得ることはできな
い。 また、固溶Ｃを残存させる方法は、目標値より
多すぎると常温時効を劣化させ、少なすぎると焼
付け硬化性を確保できない。製鋼工程において最
適量のＣの残存を制御することは極めて困難であ
る。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決するた
めになされたものであつて、極低炭素Ti又はNb
添加鋼を用いて、深絞り性と耐２次加工脆性又は
焼付け硬化性が共に優れた冷延鋼板又は溶融亜鉛
メツキ冷延鋼板を生産性よく製造する方法を提供
することを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） 本発明者は、前記課題を解決するため、化学成
分、並びに固溶Ｃの量及び分布状況などについて
鋭意研究を重ねた結果、ここに本発明をなしたも
のである。 すなわち、本発明は、Ｃ：0.01％以下、Si：0.2
％以下、Mn：0.05〜1.0％、Ｐ：0.10％以下、
Ｓ：0.02％以下、sol.Al：0.01〜0.08％及びＮ：
0.05％以下を含有し、更にTi及びNbの１種又は
２種を、次式(1)で定義される有効Ti量（以下、
Ti＊という）及びNb量とＣ量との関係が次式(2)
を満足する範囲で含有し、 Ti＊＝totalTi−｛（48／32） ×Ｓ＋（48／14）×Ｎ｝ …(1) １≦（Ti＊／48＋Nb／93）／（Ｃ／12）≦4.5 …(2) 必要に応じて更にＢ：0.003％以下を含有し、
残部がFe及び不可避的不純物よりなる組成を有
する鋼であつて、浸炭処理により表面から中心部
にかけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下するような濃
度勾配を有し、表層１／10の板厚比の部分の固溶
Ｃ濃度の最大量を15ppmとし、鋼板全体の固溶Ｃ
量を２〜10ppmとすることを特徴とする耐２次加
工脆性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メ
ツキ冷延鋼板を要旨とするものである。 また、他の本発明は、前記組成を有する鋼であ
つて、浸炭処理により表面から中心部にかけて板
厚方向に固溶Ｃ量が低下するような濃度勾配を有
し、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度の最
大量を60ppmとして、鋼板全体の固溶Ｃ量を５〜
30ppmとすることを特徴とする焼付け硬化性に優
れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メツキ冷延鋼
板を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （作用） まず、本発明における鋼の化学成分限定理由に
ついて説明する。 Ｃ： Ｃは、その含有量が増大するにつれてＣを固定
するTi、Nbの添加量が増加し、製造費用の増加
につながり、更にTiC及びNbC析出量が増大し、
粒成長を阻害してｒ値を劣化させるので、0.01％
以下とする必要がある。なお、下限値は特に制限
しないが、製鋼技術上の観点から製鋼段階におけ
るＣ含有量の下限値0.0003％とするのが実際的で
ある。したがつて、Ｃ含有量は0.01％以下とし、
0.0003〜0.01％が望ましい。 更には、後述するように、優れた耐２次加工脆
性を得るためには、表面から中心部にかけて板厚
方向に固溶Ｃ量が低下するような濃度勾配を有
し、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度の最
大量を15ppmとし、鋼板全体の固溶Ｃ量を２〜
10ppmとする必要がある。但し、優れた焼付け硬
化性を得るためには、上記濃度勾配を有すると共
に、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度の最
大量は60ppmまで許容でき、鋼板全体の固溶Ｃ量
を５〜30ppmとする。なお、このような固溶Ｃの
存在状態を与えるための手段は問わないが、メツ
キ処理前の焼鈍過程においてＣポテンシヤルを有
する雰囲気から与えることが生産性の観点から好
ましい。 Si： Siは溶鋼の脱酸を主目的に添加されるが、添加
量が多すぎると表面性状や亜鉛密着性、化成処理
或いは塗装性を劣化させるので、その含有量は
0.2％以下とする。 Mn： Mnは熱間脆性の防止を主目的に添加される
が、0.05％より少ないとその効果が得られず、添
加量が多すぎると延性を劣化させるので、その含
有量は0.05〜1.0％の範囲とする。 Ｐ： Ｐはｒ値の低下を伴うことなく鋼強度を高める
効果を有するが、粒界に偏析し、２次加工脆性を
起こし易くするので、その含有量は0.10％以下に
抑制する。 Ｓ： ＳはTiと結合してTiSを形成するので、その含
有量が増大するとＣ、Ｎを固定するのに必要な
Ti量が増大し、またMnS系伸長した介在物が増
加して局部延性を劣化させるので、その含有量は
0.02％以下に抑制する。 sol.Al： Alは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その
含有量がsol.Alで0.01％より少ないと、その目的
が達成されず、一方、0.08％を超えると脱酸効果
は飽和すると共にAl2O3介在物が増加して加工成
形性を劣化させる。したがつて、その含有量は、
sol.Alで0.01〜0.08％の範囲とする。 Ｎ： ＮはTiと結合してTiNを形成するので、その
含有量が増大するとＣを固定するのに必要なTi
量が増大する。またTiN析出量が増加して粒成
長が阻害され、ｒ値が劣化する。したがつて、そ
の含有量は、少ないほど好ましく、0.005％以下
に抑制する。 Ti、Nb： Ti、NbはＣ、Ｎを固定することによつてｒ値
を高める作用がある。よつて、本発明の目的に対
してはTi＊量、Nb量とＣ量との関係が次式(2) １≦（Ti＊／48＋Nb／93）／（Ｃ／12）≦4.5 …(2) を満足する範囲で含有させる必要がある。なお、
Tiは前述の如くＳ、Ｎと結合してTiS、TiNを形
成するので、次式(1)に従い有効Ti量（Ti＊量）
に換算する。 Ti＊＝totalTi−｛（48／32） ×Ｓ＋（48／14）×Ｎ｝ …(1) (2)式の値が１より小さいとＣ、Ｎを充分に固定
することができずにｒ値を劣化させる。また4.5
を超えるとｒ値を高める作用が飽和すると共に、
固溶Ti、Nbが後工程での雰囲気焼鈍時に侵入し
たＣをすぐに固定してしまい、Ｃの粒界偏析及び
固溶Ｃとしての存在を阻止するので好ましくな
い。 Ｂ： Ｂは耐２次加工脆性に対して有効な元素であ
り、必要に応じて添加することができる。焼付け
硬化性の向上を意図する場合にも耐２次加工脆性
を補充するために添加してもよい。しかし、
0.003％を超えるとその効果は飽和し、ｒ値を低
下させるので、経済性をも考慮し、その含有量は
0.003％以下とする。なお、0.0001％以下では上
記効果が少ないので、0.0001〜0.03％の範囲が望
ましい。 次に、本発明に係る鋼板の製造方法は、特に制
限されるものではないが、以下にその一例につい
て説明する。 上記成分組成の鋼について、通常の製造工程、
すなわち、1000〜1250℃に加熱した後、オーステ
ナイト域で熱間圧延を行う。熱間圧延後の巻取温
度は鋼中の固溶Ｃ、Ｎを炭窒化物として固定する
ために500〜800℃の範囲で行うことが好ましい。 冷間圧延においては、ｒ値に有利な（111）面
方位集合組織を発達させるために、60〜90％のト
ータル圧延率で行うことが好ましい。この冷間圧
延後、浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上の範囲
で連続焼鈍を行い、ｒ値に有利な（111）面方位
集合組織を形成させる。 既に知られているように、ｒ値は主として鋼の
（111）面方位集合組織に依存しており、再結晶焼
鈍前に巻取処理によつて固溶Ｃ及び固溶Ｎを完全
に除くのは、上記の集合組織を得るためである。
しかし、一旦、再結晶が完了し集合組織が形成さ
れれば、その後に侵入するＣやＮはｒ値には悪影
響を与えない。焼鈍雰囲気はカーボンポテンシヤ
ルを制御した浸炭ガスとする。これにより、浸炭
雰囲気中より侵入したＣのうち、TiC、NbCとし
て固定されなかつたＣが粒界に偏析して耐２次加
工脆性を改善し、所定量の固溶Ｃは耐２次加工脆
性や焼付け硬化性を改善する。 本発明では過時効処理を必要としないが、メツ
キ浴近傍温度で過時効処理を行なつてもよい。亜
鉛メツキ冷延鋼板を得る場合には、引き続いて溶
融亜鉛メツキ浴に侵入させ、メツキを行う。更に
必要に応じて合金化処理を行つてもよい。 勿論、焼鈍原板の製造方法として、フエライト
域熱延、ホツトチヤージローリング、薄スラブを
用いての製造など、如何なる手段を用いても良い
ことは云うまでもない。 次に、固溶Ｃ量のコントロールと、耐２次加工
脆性或いは焼付け硬化性の関係について、以下に
説明する。 ２次加工脆性は、極低炭素Ti添加鋼等におい
ては、粒界の純度が向上し、粒界におけるFe−
Fe結合力が低下することにより生ずる。更に溶
融亜鉛メツキ処理においてZnが粒界に拡散浸透
し、更にFe−Fe結合力を低下する。したがつて
耐２次加工脆性を改善するためには両者の要因を
防止できれば達成される。前者の対策は、Ｃを粒
界に偏析させることであり、後者の対策は、同様
にＣを粒界に偏析させることで達成される。特に
後者についてZnの浸透深さが結晶粒数個分、す
なわち50μｍ程度であることから、その程度の板
厚分だけ集中的に浸炭させることが効果的であ
る。よつて、表面から中心部にかけて板厚方向に
固溶Ｃ量が低下するような濃度勾配を有し、表層
１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度の最大量を
15ppmとすることが最も優れた耐２次脆性を発揮
することとなる。また、深絞り成形後の脆性破壊
は表層部を起点することから、表層部の粒界強度
が固溶Ｃの粒界偏析により強化されておれば、板
厚中心部での粒界偏析Ｃが少なくとも、或いは０
であつても、その顕著な効化が得られることも確
認した。なお、表層部の固溶Ｃ量が15ppmを超え
ると、鋼板全体の平均固溶Ｃ量が10ppmを超えて
しまい、その場合には時効による材質劣化、強度
の上昇、延性の低下等の問題が生ずるため、好ま
しくない。鋼板全体の平均固溶Ｃ量が2ppm未満
では、固溶Ｃが不足し、耐２次加工脆性を得るこ
とができない。 一方、焼付け硬化性は、通常、極低炭素Ti添
加鋼等においては固溶Ｃが残存しないため、付与
することは不可能であるが、再結晶が完了し集合
組織が形成された後で固溶Ｃの導入が図れるなら
ば、高いｒ値を維持しつつ焼付け硬化性を付与さ
せることができる。更に表面から中心部にかけて
板厚方向に固溶Ｃ量が低下するような濃度勾配を
有し、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度の
最大量を60ppmとすることにより、表層部の硬化
が最も促進され、疲労強度の向上、石などの衝突
による表面損傷の防止、耐デントレジスタンス性
の向上など、自動車外板に求められる特性にとつ
て優れた硬化を発揮することになる。表層部の固
溶Ｃ量が60ppmを超えると、鋼板全体の固溶Ｃ量
を30ppm以下とすることが不可能となり、その場
合には時効による材質劣化の問題が生ずるために
好ましくない。鋼板全体の固溶Ｃ量が5ppm未満
では、固溶Ｃが不足し、焼付け硬化性を付与する
ことができない。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 実施例 １ 第１表に示す化学成分を有する極低炭素鋼を
1150℃で30分間加熱して液体化処理を行つた後、
仕上温度890℃で熱間圧延を終了し、その後670℃
で巻取処理を行い、酸洗後、圧下率75％で冷間圧
延を行い、浸炭雰囲気又は不活性ガス中において
連続焼鈍により780℃で40秒の再結晶焼鈍を行つ
た。なお、浸透ガスは0.2〜0.8％CO＋４％H2＋
N2を用い、不活性ガスは４％H2＋N2を用いた。 その後、450℃で溶融亜鉛メツキ処理を行い、
0.8％のスキンパスを施した。 得られた溶融亜鉛メツキ冷延鋼板の機械的性質
と固溶Ｃ量（全板厚方向平均値）及び２次加工脆
性限界温度を第２表に示す。 なお、脆性試験は、総絞り比2.7でカツプ成形
して得られたカツプを35mm高さにトリムした後、
各試験温度の冷媒中にカツプを置いて、頂角40°
の円錐ポンチに押し込んで脆性破壊の発生しない
限界温度を測定し、これを２次加工脆性限界温度
とした。 第２表より明らかなように、本発明鋼は、従来
鋼に比べ、深絞り用溶融亜鉛メツキ冷延鋼板とし
ての要求を損ねることなく、耐２次加工脆性が改
善されている。 因みに、本発明鋼No.３につて、固溶Ｃ量の板厚
方向の分布を調べた結果、第１図に示すように浸
炭処理した場合に表面から中心部にかけて板厚方
向に固溶Ｃ量が低下する濃度分布を示していた。
しかも、ガスＢによる浸炭処理の場合、表層１／
10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度が15ppm以下であ
り、第２図に示すように耐２次加工脆性及びｒ値
が共に改善されていることが確認された。 一方、第２表に示すように、本発明範囲の化学
成分を有していない比較鋼や、本発明範囲内の化
学成分を有していても固溶Ｃ量に関する条件が本
発明範囲外の比較鋼は、ｒ値又は耐２次加工脆性
のいずれかが劣つている。
れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メツキ冷延鋼
板に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題） 近年、自動車部材や電気機器外板に使用される
冷延鋼板には高いプレス成形性及び耐蝕性が要求
されている。 このような要求を満たすことを意図した冷延鋼
板の製造方法としては、極低炭素鋼にTi、Nbな
どの炭窒化物形成元素を単独又は複合添加して鋼
中のＣ、Ｎを固定することにより深絞り性に有利
な（111）面方位集合組織を発達させ、更に亜鉛
メツキを施す方法が提案されている。 しかし、一方では、Ti、Nbなどの炭窒化物形
成元素により鋼中のＣ、Ｎを充分固定した極低炭
素鋼では、プレス成形後の２次加工において脆性
破断による割れが発生する問題がある。更に、Ｐ
添加鋼では粒界にＰが偏析し、粒界の脆化を助長
するという問題がある。これは、鋼中の固溶Ｃが
固定され、フエライト粒界へのＣの偏析がなくな
り、粒界が脆化するためである。特に溶融亜鉛メ
ツキ鋼板では、この脆弱化した粒界に溶融亜鉛が
侵入し易く、更に脆化を助長する。 この粒界脆化を解決する手段として、従来、予
め鋼中のＣ、Ｎが残存するようにTiやNbの添加
量を制御して溶製することが試みられていた。し
かし、この方法では、例え固溶Ｃ、Ｎが残存する
成分鋼が溶製できたとしても、この固溶Ｃ、Ｎは
本質的に鋼のｒ値や延性を劣化させるものである
ので、プレス成形性の大幅な低下を来たさざるを
得なかつた。すなわち、本質的にプレス成形性と
耐２次加工脆性は両立し得ないものであつた。ま
た一方、このような微量Ｃ、Ｎを溶性段階で残存
させることは、技術上成り立つものでなかつた。 この点、従来より、以下のような提案がなされ
ているが、プレス成形性と耐２次加工脆性を共に
優れたものとすることは困難である。 例えば、深絞り用鋼板の耐２次加工脆性を改善
する目的で、Ti、Nbを添加して鋼中のＣを固定
し、冷延後オープンコイル焼鈍時に浸炭を行い、
鋼板表面に浸炭層を形成する方法（特開昭63−
38556号）が提案されている。しかし、この方法
の場合、長時間に及ぶバツチ焼鈍の際に浸炭を実
施するため、鋼板の表層部に高濃度の浸炭層（浸
炭層の平均Ｃ量：0.02〜0.10％）が形成され、ま
た表層部と中心層でフエライト粒度に差が生じて
いる。更に、こうしたバツチ焼鈍タイプでは当然
ながら生産性が低いと共に圧延方向、板幅方向の
材質が不均一になり易い不利を生じる。 また、化成処理性を改善する目的で極く表面層
にのみ極めて微量の固溶Ｃ、Ｎを与える方法（特
公平１−42331号）が提案されているが、耐２次
加工脆性を考慮したものでなく、したがつて、こ
の方法では耐２次加工脆性を改善するには必要な
浸炭を行なうことは不可能である。 また、同様に、Ti、Nbを添加して深絞り用鋼
板を製造する方法として、冷延後再結晶焼鈍を行
つた後、更に浸炭処理を施す方法（特開平１−
96330号）もあるが、主に多量の炭化物、窒化物
の析出による強度の上昇を狙つたものであつて、
耐２次加工脆性に対する配慮がなく、また焼鈍後
にバツチにて長時間浸炭、浸炭処理を行なうた
め、浸炭量、浸窒量が過剰且つ不均一となり易
く、しかも生産性が低く、工程も煩雑になるとい
う欠点がある。 また、上述の耐２次加工脆性の改善の問題のほ
か、最近では、耐デント性を向上させるために、
塗装焼付け後に鋼板の降伏応力が上昇する特性、
いわゆる焼付け硬化性の要求が高まつている。 この要求に対して、Ｃに対するTi添加量を少
な目にして固溶Ｃを残存させる方法（特公昭61−
2732号）が提案されている。しかし、この方法で
は、例え固溶Ｃ、Ｎを残存する成分鋼が溶製でき
たとしても、この固溶Ｃ、Ｎは本質的に鋼のｒ値
を劣化させるものであるので、プレス成形性の大
幅な低下を来たさざるを得なかつた。すなわち、
本質的にプレス成形性と焼付け硬化性は両立し得
ないものであつた。 また、前述の焼鈍過程での浸炭処理を利用した
方法（特開昭63−38556号）や、化成処理性を改
善する方法（特公平１−42331号）方法は、いず
れも焼付け硬化性を考慮したものではなく、焼付
け硬化性の向上は不可能である。 更にまた、前述の如く、Ti、Nbなどの炭窒化
物形成元素により鋼中のＣ、Ｎを充分固定した極
低炭素鋼では、焼付け硬化性を得ることはできな
い。 また、固溶Ｃを残存させる方法は、目標値より
多すぎると常温時効を劣化させ、少なすぎると焼
付け硬化性を確保できない。製鋼工程において最
適量のＣの残存を制御することは極めて困難であ
る。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決するた
めになされたものであつて、極低炭素Ti又はNb
添加鋼を用いて、深絞り性と耐２次加工脆性又は
焼付け硬化性が共に優れた冷延鋼板又は溶融亜鉛
メツキ冷延鋼板を生産性よく製造する方法を提供
することを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） 本発明者は、前記課題を解決するため、化学成
分、並びに固溶Ｃの量及び分布状況などについて
鋭意研究を重ねた結果、ここに本発明をなしたも
のである。 すなわち、本発明は、Ｃ：0.01％以下、Si：0.2
％以下、Mn：0.05〜1.0％、Ｐ：0.10％以下、
Ｓ：0.02％以下、sol.Al：0.01〜0.08％及びＮ：
0.05％以下を含有し、更にTi及びNbの１種又は
２種を、次式(1)で定義される有効Ti量（以下、
Ti＊という）及びNb量とＣ量との関係が次式(2)
を満足する範囲で含有し、 Ti＊＝totalTi−｛（48／32） ×Ｓ＋（48／14）×Ｎ｝ …(1) １≦（Ti＊／48＋Nb／93）／（Ｃ／12）≦4.5 …(2) 必要に応じて更にＢ：0.003％以下を含有し、
残部がFe及び不可避的不純物よりなる組成を有
する鋼であつて、浸炭処理により表面から中心部
にかけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下するような濃
度勾配を有し、表層１／10の板厚比の部分の固溶
Ｃ濃度の最大量を15ppmとし、鋼板全体の固溶Ｃ
量を２〜10ppmとすることを特徴とする耐２次加
工脆性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メ
ツキ冷延鋼板を要旨とするものである。 また、他の本発明は、前記組成を有する鋼であ
つて、浸炭処理により表面から中心部にかけて板
厚方向に固溶Ｃ量が低下するような濃度勾配を有
し、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度の最
大量を60ppmとして、鋼板全体の固溶Ｃ量を５〜
30ppmとすることを特徴とする焼付け硬化性に優
れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メツキ冷延鋼
板を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （作用） まず、本発明における鋼の化学成分限定理由に
ついて説明する。 Ｃ： Ｃは、その含有量が増大するにつれてＣを固定
するTi、Nbの添加量が増加し、製造費用の増加
につながり、更にTiC及びNbC析出量が増大し、
粒成長を阻害してｒ値を劣化させるので、0.01％
以下とする必要がある。なお、下限値は特に制限
しないが、製鋼技術上の観点から製鋼段階におけ
るＣ含有量の下限値0.0003％とするのが実際的で
ある。したがつて、Ｃ含有量は0.01％以下とし、
0.0003〜0.01％が望ましい。 更には、後述するように、優れた耐２次加工脆
性を得るためには、表面から中心部にかけて板厚
方向に固溶Ｃ量が低下するような濃度勾配を有
し、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度の最
大量を15ppmとし、鋼板全体の固溶Ｃ量を２〜
10ppmとする必要がある。但し、優れた焼付け硬
化性を得るためには、上記濃度勾配を有すると共
に、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度の最
大量は60ppmまで許容でき、鋼板全体の固溶Ｃ量
を５〜30ppmとする。なお、このような固溶Ｃの
存在状態を与えるための手段は問わないが、メツ
キ処理前の焼鈍過程においてＣポテンシヤルを有
する雰囲気から与えることが生産性の観点から好
ましい。 Si： Siは溶鋼の脱酸を主目的に添加されるが、添加
量が多すぎると表面性状や亜鉛密着性、化成処理
或いは塗装性を劣化させるので、その含有量は
0.2％以下とする。 Mn： Mnは熱間脆性の防止を主目的に添加される
が、0.05％より少ないとその効果が得られず、添
加量が多すぎると延性を劣化させるので、その含
有量は0.05〜1.0％の範囲とする。 Ｐ： Ｐはｒ値の低下を伴うことなく鋼強度を高める
効果を有するが、粒界に偏析し、２次加工脆性を
起こし易くするので、その含有量は0.10％以下に
抑制する。 Ｓ： ＳはTiと結合してTiSを形成するので、その含
有量が増大するとＣ、Ｎを固定するのに必要な
Ti量が増大し、またMnS系伸長した介在物が増
加して局部延性を劣化させるので、その含有量は
0.02％以下に抑制する。 sol.Al： Alは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その
含有量がsol.Alで0.01％より少ないと、その目的
が達成されず、一方、0.08％を超えると脱酸効果
は飽和すると共にAl2O3介在物が増加して加工成
形性を劣化させる。したがつて、その含有量は、
sol.Alで0.01〜0.08％の範囲とする。 Ｎ： ＮはTiと結合してTiNを形成するので、その
含有量が増大するとＣを固定するのに必要なTi
量が増大する。またTiN析出量が増加して粒成
長が阻害され、ｒ値が劣化する。したがつて、そ
の含有量は、少ないほど好ましく、0.005％以下
に抑制する。 Ti、Nb： Ti、NbはＣ、Ｎを固定することによつてｒ値
を高める作用がある。よつて、本発明の目的に対
してはTi＊量、Nb量とＣ量との関係が次式(2) １≦（Ti＊／48＋Nb／93）／（Ｃ／12）≦4.5 …(2) を満足する範囲で含有させる必要がある。なお、
Tiは前述の如くＳ、Ｎと結合してTiS、TiNを形
成するので、次式(1)に従い有効Ti量（Ti＊量）
に換算する。 Ti＊＝totalTi−｛（48／32） ×Ｓ＋（48／14）×Ｎ｝ …(1) (2)式の値が１より小さいとＣ、Ｎを充分に固定
することができずにｒ値を劣化させる。また4.5
を超えるとｒ値を高める作用が飽和すると共に、
固溶Ti、Nbが後工程での雰囲気焼鈍時に侵入し
たＣをすぐに固定してしまい、Ｃの粒界偏析及び
固溶Ｃとしての存在を阻止するので好ましくな
い。 Ｂ： Ｂは耐２次加工脆性に対して有効な元素であ
り、必要に応じて添加することができる。焼付け
硬化性の向上を意図する場合にも耐２次加工脆性
を補充するために添加してもよい。しかし、
0.003％を超えるとその効果は飽和し、ｒ値を低
下させるので、経済性をも考慮し、その含有量は
0.003％以下とする。なお、0.0001％以下では上
記効果が少ないので、0.0001〜0.03％の範囲が望
ましい。 次に、本発明に係る鋼板の製造方法は、特に制
限されるものではないが、以下にその一例につい
て説明する。 上記成分組成の鋼について、通常の製造工程、
すなわち、1000〜1250℃に加熱した後、オーステ
ナイト域で熱間圧延を行う。熱間圧延後の巻取温
度は鋼中の固溶Ｃ、Ｎを炭窒化物として固定する
ために500〜800℃の範囲で行うことが好ましい。 冷間圧延においては、ｒ値に有利な（111）面
方位集合組織を発達させるために、60〜90％のト
ータル圧延率で行うことが好ましい。この冷間圧
延後、浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上の範囲
で連続焼鈍を行い、ｒ値に有利な（111）面方位
集合組織を形成させる。 既に知られているように、ｒ値は主として鋼の
（111）面方位集合組織に依存しており、再結晶焼
鈍前に巻取処理によつて固溶Ｃ及び固溶Ｎを完全
に除くのは、上記の集合組織を得るためである。
しかし、一旦、再結晶が完了し集合組織が形成さ
れれば、その後に侵入するＣやＮはｒ値には悪影
響を与えない。焼鈍雰囲気はカーボンポテンシヤ
ルを制御した浸炭ガスとする。これにより、浸炭
雰囲気中より侵入したＣのうち、TiC、NbCとし
て固定されなかつたＣが粒界に偏析して耐２次加
工脆性を改善し、所定量の固溶Ｃは耐２次加工脆
性や焼付け硬化性を改善する。 本発明では過時効処理を必要としないが、メツ
キ浴近傍温度で過時効処理を行なつてもよい。亜
鉛メツキ冷延鋼板を得る場合には、引き続いて溶
融亜鉛メツキ浴に侵入させ、メツキを行う。更に
必要に応じて合金化処理を行つてもよい。 勿論、焼鈍原板の製造方法として、フエライト
域熱延、ホツトチヤージローリング、薄スラブを
用いての製造など、如何なる手段を用いても良い
ことは云うまでもない。 次に、固溶Ｃ量のコントロールと、耐２次加工
脆性或いは焼付け硬化性の関係について、以下に
説明する。 ２次加工脆性は、極低炭素Ti添加鋼等におい
ては、粒界の純度が向上し、粒界におけるFe−
Fe結合力が低下することにより生ずる。更に溶
融亜鉛メツキ処理においてZnが粒界に拡散浸透
し、更にFe−Fe結合力を低下する。したがつて
耐２次加工脆性を改善するためには両者の要因を
防止できれば達成される。前者の対策は、Ｃを粒
界に偏析させることであり、後者の対策は、同様
にＣを粒界に偏析させることで達成される。特に
後者についてZnの浸透深さが結晶粒数個分、す
なわち50μｍ程度であることから、その程度の板
厚分だけ集中的に浸炭させることが効果的であ
る。よつて、表面から中心部にかけて板厚方向に
固溶Ｃ量が低下するような濃度勾配を有し、表層
１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度の最大量を
15ppmとすることが最も優れた耐２次脆性を発揮
することとなる。また、深絞り成形後の脆性破壊
は表層部を起点することから、表層部の粒界強度
が固溶Ｃの粒界偏析により強化されておれば、板
厚中心部での粒界偏析Ｃが少なくとも、或いは０
であつても、その顕著な効化が得られることも確
認した。なお、表層部の固溶Ｃ量が15ppmを超え
ると、鋼板全体の平均固溶Ｃ量が10ppmを超えて
しまい、その場合には時効による材質劣化、強度
の上昇、延性の低下等の問題が生ずるため、好ま
しくない。鋼板全体の平均固溶Ｃ量が2ppm未満
では、固溶Ｃが不足し、耐２次加工脆性を得るこ
とができない。 一方、焼付け硬化性は、通常、極低炭素Ti添
加鋼等においては固溶Ｃが残存しないため、付与
することは不可能であるが、再結晶が完了し集合
組織が形成された後で固溶Ｃの導入が図れるなら
ば、高いｒ値を維持しつつ焼付け硬化性を付与さ
せることができる。更に表面から中心部にかけて
板厚方向に固溶Ｃ量が低下するような濃度勾配を
有し、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度の
最大量を60ppmとすることにより、表層部の硬化
が最も促進され、疲労強度の向上、石などの衝突
による表面損傷の防止、耐デントレジスタンス性
の向上など、自動車外板に求められる特性にとつ
て優れた硬化を発揮することになる。表層部の固
溶Ｃ量が60ppmを超えると、鋼板全体の固溶Ｃ量
を30ppm以下とすることが不可能となり、その場
合には時効による材質劣化の問題が生ずるために
好ましくない。鋼板全体の固溶Ｃ量が5ppm未満
では、固溶Ｃが不足し、焼付け硬化性を付与する
ことができない。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 実施例 １ 第１表に示す化学成分を有する極低炭素鋼を
1150℃で30分間加熱して液体化処理を行つた後、
仕上温度890℃で熱間圧延を終了し、その後670℃
で巻取処理を行い、酸洗後、圧下率75％で冷間圧
延を行い、浸炭雰囲気又は不活性ガス中において
連続焼鈍により780℃で40秒の再結晶焼鈍を行つ
た。なお、浸透ガスは0.2〜0.8％CO＋４％H2＋
N2を用い、不活性ガスは４％H2＋N2を用いた。 その後、450℃で溶融亜鉛メツキ処理を行い、
0.8％のスキンパスを施した。 得られた溶融亜鉛メツキ冷延鋼板の機械的性質
と固溶Ｃ量（全板厚方向平均値）及び２次加工脆
性限界温度を第２表に示す。 なお、脆性試験は、総絞り比2.7でカツプ成形
して得られたカツプを35mm高さにトリムした後、
各試験温度の冷媒中にカツプを置いて、頂角40°
の円錐ポンチに押し込んで脆性破壊の発生しない
限界温度を測定し、これを２次加工脆性限界温度
とした。 第２表より明らかなように、本発明鋼は、従来
鋼に比べ、深絞り用溶融亜鉛メツキ冷延鋼板とし
ての要求を損ねることなく、耐２次加工脆性が改
善されている。 因みに、本発明鋼No.３につて、固溶Ｃ量の板厚
方向の分布を調べた結果、第１図に示すように浸
炭処理した場合に表面から中心部にかけて板厚方
向に固溶Ｃ量が低下する濃度分布を示していた。
しかも、ガスＢによる浸炭処理の場合、表層１／
10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度が15ppm以下であ
り、第２図に示すように耐２次加工脆性及びｒ値
が共に改善されていることが確認された。 一方、第２表に示すように、本発明範囲の化学
成分を有していない比較鋼や、本発明範囲内の化
学成分を有していても固溶Ｃ量に関する条件が本
発明範囲外の比較鋼は、ｒ値又は耐２次加工脆性
のいずれかが劣つている。
【表】
【表】
【表】
【表】
実施例 ２
第１表に示す化学成分を有する供試鋼につい
て、実施例１において、浸炭雰囲気又は不活性ガ
ス中での連続焼鈍による再結晶焼鈍を行つた後、
0.8％のスキンパスを施して冷延鋼板を得た。他
の条件は実施例１と同じである。 得られた冷延鋼板の機械的性質と固溶Ｃ量（全
板厚方向平均値）及び２次加工脆性限界温度を第
３表に示す。 第３表より明らかなように、本発明鋼は、従来
鋼に比べ、深絞り用冷延鋼板としての要求を損ね
ることなく、耐２次加工脆性が改善されている。 因みに、第３表中の本発明鋼No.３について、固
溶Ｃ量の板厚方向の分布を調べた結果、第３図に
示すように浸炭処理した場合に表面から中心部に
かけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下する濃度分布を
示していた。しかも、ガスＢによる浸炭処理の場
合、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度が
15ppm以下であり、第４図に示すように耐２次加
工脆性を及びｒ値が共に改善されていることが確
認された。 一方、第３表に示すように、本発明範囲の化学
成分を有していない比較鋼や、本発明範囲内の化
学成分を有していても固溶Ｃ量に関する条件が本
発明範囲外の比較鋼は、ｒ値又は耐２次加工脆性
のいずれかが劣つている。
て、実施例１において、浸炭雰囲気又は不活性ガ
ス中での連続焼鈍による再結晶焼鈍を行つた後、
0.8％のスキンパスを施して冷延鋼板を得た。他
の条件は実施例１と同じである。 得られた冷延鋼板の機械的性質と固溶Ｃ量（全
板厚方向平均値）及び２次加工脆性限界温度を第
３表に示す。 第３表より明らかなように、本発明鋼は、従来
鋼に比べ、深絞り用冷延鋼板としての要求を損ね
ることなく、耐２次加工脆性が改善されている。 因みに、第３表中の本発明鋼No.３について、固
溶Ｃ量の板厚方向の分布を調べた結果、第３図に
示すように浸炭処理した場合に表面から中心部に
かけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下する濃度分布を
示していた。しかも、ガスＢによる浸炭処理の場
合、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度が
15ppm以下であり、第４図に示すように耐２次加
工脆性を及びｒ値が共に改善されていることが確
認された。 一方、第３表に示すように、本発明範囲の化学
成分を有していない比較鋼や、本発明範囲内の化
学成分を有していても固溶Ｃ量に関する条件が本
発明範囲外の比較鋼は、ｒ値又は耐２次加工脆性
のいずれかが劣つている。
【表】
【表】
実施例 ３
第１表に示す化学成分を有する供試鋼につい
て、実施例１において、冷間圧延後、浸炭雰囲気
又は不活性ガス中においてメツキ処理前の焼鈍工
程で800℃で１分間の再結晶焼鈍を行い、その後、
450℃で溶融亜鉛メツキ処理を行い、0.8％のスキ
ンパスを施した。 得られた溶融亜鉛メツキ冷延鋼板の機械的性質
と固溶Ｃ量（全板厚方向平均値）、並びに常温時
効性（AI）及び焼付け硬化性（BH）を第４表に
示す。 なお、常温時効性はAIで評価した。AIは、10
％引張時の応力（σ1）と100℃×1hrの時効処理後
の再引張時の下降伏応力（σ2）から、AI＝σ2−
σ1で求めた。 焼付け硬化性はBHで評価した。BHは、２％
引張時の応力（σ3）と170℃×20minの時効処理
後の再引張時の下降伏応力（σ4）から、BH＝σ4
−σ3で求めた。 第４表より明らかなように、本発明鋼は、従来
鋼に比べ、深絞り用溶融亜鉛メツキ冷延鋼板とし
ての要求を損ねることなく、優れた焼付け硬化性
が付与されている。また常温時効性も良好であ
る。 因みに、第４表中の本発明鋼No.７について、固
溶Ｃ量の板厚方向の分布を調べた結果、第５図に
示すように浸炭処理した場合に表面から中心部に
かけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下する濃度分布を
示していた。しかも、ガスＢによる浸炭処理の場
合、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度が
60ppm以下であり、第６図に示すように焼付け硬
化性及びｒ値が共に改善されていることが確認さ
れた。 一方、第４表に示すように、本発明範囲の化学
成分を有していない比較鋼や、本発明範囲内の化
学成分を有していても固溶Ｃ量に関する条件が本
発明範囲外の比較鋼は、ｒ値又は焼付け硬化性の
いずれかが劣つている。
て、実施例１において、冷間圧延後、浸炭雰囲気
又は不活性ガス中においてメツキ処理前の焼鈍工
程で800℃で１分間の再結晶焼鈍を行い、その後、
450℃で溶融亜鉛メツキ処理を行い、0.8％のスキ
ンパスを施した。 得られた溶融亜鉛メツキ冷延鋼板の機械的性質
と固溶Ｃ量（全板厚方向平均値）、並びに常温時
効性（AI）及び焼付け硬化性（BH）を第４表に
示す。 なお、常温時効性はAIで評価した。AIは、10
％引張時の応力（σ1）と100℃×1hrの時効処理後
の再引張時の下降伏応力（σ2）から、AI＝σ2−
σ1で求めた。 焼付け硬化性はBHで評価した。BHは、２％
引張時の応力（σ3）と170℃×20minの時効処理
後の再引張時の下降伏応力（σ4）から、BH＝σ4
−σ3で求めた。 第４表より明らかなように、本発明鋼は、従来
鋼に比べ、深絞り用溶融亜鉛メツキ冷延鋼板とし
ての要求を損ねることなく、優れた焼付け硬化性
が付与されている。また常温時効性も良好であ
る。 因みに、第４表中の本発明鋼No.７について、固
溶Ｃ量の板厚方向の分布を調べた結果、第５図に
示すように浸炭処理した場合に表面から中心部に
かけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下する濃度分布を
示していた。しかも、ガスＢによる浸炭処理の場
合、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度が
60ppm以下であり、第６図に示すように焼付け硬
化性及びｒ値が共に改善されていることが確認さ
れた。 一方、第４表に示すように、本発明範囲の化学
成分を有していない比較鋼や、本発明範囲内の化
学成分を有していても固溶Ｃ量に関する条件が本
発明範囲外の比較鋼は、ｒ値又は焼付け硬化性の
いずれかが劣つている。
【表】
実施例 ４
第１表に示す化学成分を有する供試鋼につい
て、実施例３において、浸炭雰囲気又は不活性ガ
ス中での連続焼鈍による再結晶焼鈍を行つた後、
約80℃／ｓの冷却速度で400℃まで冷却した後、
その温度で３分間の過時効処理を行ない、１％の
スキンパスを施して冷延鋼板を得た。他の条件は
実施例３と同じである。 得られた冷延鋼板の機械的性質と固溶Ｃ量（全
板厚方向平均値）、並びに常温時効性（AI）及び
焼付け硬化性（BH）を第５表に示す。 第５表より明らかなように、本発明鋼は、従来
鋼に比べ、深絞り用冷延鋼板としての要求を損ね
ることなく、優れた焼付け硬化性が付与されてい
る。また常温時効性も良好である。 因みに、第５表中の本発明鋼No.７について、固
溶Ｃ量の板厚方向の分布を調べた結果、第７図に
示すように浸炭処理した場合に表面から中心部に
かけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下する濃度分布を
示していた。しかも、ガスＢによる浸炭処理の場
合、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度が
60ppm以下であり、第８図に示すように焼付け硬
化性及びｒ値が共に改善されていることが確認さ
れた。 一方、第５表に示すように、本発明範囲の化学
成分を有していない比較鋼や、本発明範囲内の化
学成分を有していても固溶Ｃ量に関する条件が本
発明範囲外の比較鋼は、ｒ値又は焼付け硬化性の
いずれかが劣つている。
て、実施例３において、浸炭雰囲気又は不活性ガ
ス中での連続焼鈍による再結晶焼鈍を行つた後、
約80℃／ｓの冷却速度で400℃まで冷却した後、
その温度で３分間の過時効処理を行ない、１％の
スキンパスを施して冷延鋼板を得た。他の条件は
実施例３と同じである。 得られた冷延鋼板の機械的性質と固溶Ｃ量（全
板厚方向平均値）、並びに常温時効性（AI）及び
焼付け硬化性（BH）を第５表に示す。 第５表より明らかなように、本発明鋼は、従来
鋼に比べ、深絞り用冷延鋼板としての要求を損ね
ることなく、優れた焼付け硬化性が付与されてい
る。また常温時効性も良好である。 因みに、第５表中の本発明鋼No.７について、固
溶Ｃ量の板厚方向の分布を調べた結果、第７図に
示すように浸炭処理した場合に表面から中心部に
かけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下する濃度分布を
示していた。しかも、ガスＢによる浸炭処理の場
合、表層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度が
60ppm以下であり、第８図に示すように焼付け硬
化性及びｒ値が共に改善されていることが確認さ
れた。 一方、第５表に示すように、本発明範囲の化学
成分を有していない比較鋼や、本発明範囲内の化
学成分を有していても固溶Ｃ量に関する条件が本
発明範囲外の比較鋼は、ｒ値又は焼付け硬化性の
いずれかが劣つている。
【表】
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明によれば、極低炭
素鋼の化学成分を調整すると共に固溶Ｃ量及びそ
の板厚方向分布を規制したので、深絞り用冷延鋼
板又は溶融亜鉛メツキ冷延鋼板としての要求を損
なうことなく、優れた耐２次加工脆性又は焼付け
硬化性を有する材料を生産性よく提供することが
できる。
素鋼の化学成分を調整すると共に固溶Ｃ量及びそ
の板厚方向分布を規制したので、深絞り用冷延鋼
板又は溶融亜鉛メツキ冷延鋼板としての要求を損
なうことなく、優れた耐２次加工脆性又は焼付け
硬化性を有する材料を生産性よく提供することが
できる。
第１図、第３図、第５図及び第７図は実施例に
おける鋼板について板厚方向に研削によつて１／
10の厚さに削り出した試料の内部摩擦値から換算
した板厚方向の固溶Ｃ量分布を示す図で、第１図
は実施例１の鋼No.３、第３図は実施例２の鋼No.
３、第５図は実施例３の鋼No.７、第７図は実施例
４の鋼No.７の場合であり、第２図、第４図、第６
図及び第８図は実施例におけるＰ添加量0.02％以
下の鋼板についての（Ti＊／48＋Nb／93）／
（Ｃ／12）と機械的性質の関係を示す図で、各実
施例の鋼No.１、No.２、No.３、No.４、No.５、No.７、
No.８の場合である。
おける鋼板について板厚方向に研削によつて１／
10の厚さに削り出した試料の内部摩擦値から換算
した板厚方向の固溶Ｃ量分布を示す図で、第１図
は実施例１の鋼No.３、第３図は実施例２の鋼No.
３、第５図は実施例３の鋼No.７、第７図は実施例
４の鋼No.７の場合であり、第２図、第４図、第６
図及び第８図は実施例におけるＰ添加量0.02％以
下の鋼板についての（Ti＊／48＋Nb／93）／
（Ｃ／12）と機械的性質の関係を示す図で、各実
施例の鋼No.１、No.２、No.３、No.４、No.５、No.７、
No.８の場合である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で（以下、同じ）、Ｃ：0.01％以下、
Si：0.2％以下、Mn：0.05〜1.0％、Ｐ：0.10％以
下、Ｓ：0.02％以下、sol.Al：0.01〜0.08％及び
Ｎ：0.005％以下を含有し、更にTi及びNbの１種
又は２種を、次式(1)で定義される有効Ti量（以
下、Ti＊という）及びNb量とＣ量との関係が次
式(2)を満足する範囲で含有し、 Ti＊＝totalTi−｛（48／32） ×Ｓ＋（48／14）×Ｎ｝ …(1) １≦（Ti＊／48＋Nb／93）／（Ｃ／12）≦4.5 …(2) 残部がFe及び不可避的不純物よりなる組成を
有する鋼であつて、浸炭処理により表面から中心
部にかけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下するような
濃度勾配を有し、表層１／10の板厚比の部分の固
溶Ｃ濃度の最大量を15ppmとし、鋼板全体の固溶
Ｃ量を２〜10ppmとすることを特徴とする耐２次
加工脆性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛
メツキ冷延鋼板。 ２ 請求項１に記載の組成を有する鋼であつて、
浸炭処理により表面から中心部にかけて板厚方向
に固溶Ｃ量が低下するような濃度勾配を有し、表
層１／10の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度の最大量を
60ppmとして、鋼板全体の固溶Ｃ量を５〜30ppm
とすることを特徴とする焼付け硬化性に優れた深
絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メツキ冷延鋼板。 ３ 前記組成を有する鋼が更にＢ：0.003％以下
を含有するものである請求項１又は２に記載の鋼
板。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2051273A JPH03253543A (ja) | 1990-03-02 | 1990-03-02 | 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板 |
| CA002037316A CA2037316C (en) | 1990-03-02 | 1991-02-28 | Cold-rolled steel sheets or hot-dip galvanized cold-rolled steel sheets for deep drawing |
| US07/663,310 US5133815A (en) | 1990-03-02 | 1991-03-01 | Cold-rolled steel sheets or hot-dip galvanized cold-rolled steel sheets for deep drawing |
| DE69104747T DE69104747T2 (de) | 1990-03-02 | 1991-03-04 | Kaltgewalzte Stahlbleche oder kaltgewalzte und feuerverzinkte Stahlbleche zum Tiefziehen. |
| EP91301767A EP0444967B1 (en) | 1990-03-02 | 1991-03-04 | Cold-rolled steel sheets or hot-dip galvanized cold rolled steel sheets for deep drawing |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2051273A JPH03253543A (ja) | 1990-03-02 | 1990-03-02 | 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03253543A JPH03253543A (ja) | 1991-11-12 |
| JPH0530900B2 true JPH0530900B2 (ja) | 1993-05-11 |
Family
ID=12882341
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2051273A Granted JPH03253543A (ja) | 1990-03-02 | 1990-03-02 | 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03253543A (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| JP2697771B2 (ja) * | 1990-07-07 | 1998-01-14 | 株式会社 神戸製鋼所 | 密着性に優れたメッキ皮膜を有する深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板及びその製造方法 |
| JPH05195148A (ja) * | 1992-01-20 | 1993-08-03 | Nippon Steel Corp | 塗装焼付硬化性と２次加工性に優れた冷延鋼板ならびに溶融亜鉛メッキ冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2546471B2 (ja) * | 1992-04-06 | 1996-10-23 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき密着性の優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP2565054B2 (ja) * | 1992-06-01 | 1996-12-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 深絞り性とめっき密着性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP3296599B2 (ja) * | 1992-09-21 | 2002-07-02 | 川崎製鉄株式会社 | 高い張り剛性を有すると共にプレス成形性にも優れるプレス加工用薄鋼板 |
| JP2002194493A (ja) * | 2000-12-21 | 2002-07-10 | Ferro Enamels Japan Ltd | ほうろう用鋼板、その製造方法、ほうろう製品、およびその製造方法 |
| CN116164616B (zh) * | 2022-12-13 | 2024-05-14 | 揭阳市汇宝昌电器有限公司 | 一种镜面拉深电机外壳的产品质量关键指标体系检测方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0196330A (ja) * | 1987-10-05 | 1989-04-14 | Kobe Steel Ltd | 高ｒ値高張力冷延鋼板の製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6442331A (en) * | 1987-08-10 | 1989-02-14 | Hisankabutsu Glass Kenkyu | Production of chalcogenide glass containing aluminum |
-
1990
- 1990-03-02 JP JP2051273A patent/JPH03253543A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0196330A (ja) * | 1987-10-05 | 1989-04-14 | Kobe Steel Ltd | 高ｒ値高張力冷延鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03253543A (ja) | 1991-11-12 |
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