JPH06116651A - 成形性と焼付硬化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 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明は、成形性と焼付硬化性の良好な冷延
鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｔｉ，Ｎｂのうち１種類以上を含有する極低
炭素鋼をベースにＭｎやＣｒを積極的に添加し、焼鈍後
の冷却速度をコントロールすることにより焼鈍後の組織
を混合組織とする。これにより降伏強度は低く、著しく
加工硬化し、高い塗装焼付硬化能と非時効性とを併せ持
ち、平均ｒ値（深絞り特性）や伸び（張出特性）などの
加工性にも優れる鋼板を得ることができる。特に降伏強
度に関しては、従来よりも著しく低い、冷延鋼板あるい
は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を製造することが可能であ
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、成形性と焼付硬化性と
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
造方法に関する。本発明が係わる冷延鋼板とは、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。

【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、極めて良
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
占めつつある。しかしながら、そのＢＨ量は通常のＢＨ
鋼板のレベルを超えるものではなく、さらなるＢＨ量を
付与しようとすると常温非時効性が確保できなくなると
いう欠点を有する。

【０００３】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、
本発明に関わる引張強度が３０〜５０kgf/mm² 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５９−３８３３
７号公報においては、ＴｉとＮｂを添加した極低炭素鋼
板に主に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。

【０００４】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，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。

【０００５】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含有極低炭素鋼板へ添加し、また、特公昭５９−
４２７４２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。

【０００６】（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）本発
明の特徴である焼鈍後の組織を混合組織とするために添
加されているのではないのはもちろんのこと、（ｂ）加
工硬化率を向上させる、（ｃ）ＢＨ性を付与する、
（ｄ）２次加工性を向上させる、（ｅ）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され
ているわけでもない。

【０００７】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。

【０００８】しかし、多量のＭｎやＣｒの添加により機
械的性質、特に強度と延性のバランスを改善するという
思想に基づくものではない。さらに、ここでもＢＨ量は
通常のレベルから逸脱するものではなく、これまで以上
の高いＢＨと常温非時効性を両立するには至っていな
い。

【０００９】以上のような、フェライト単相組織を有す
る鋼板に対して、複合組織を有する鋼板も知られてい
る。低炭素アルミキルド鋼にＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒなどの合
金元素を添加し、連続焼鈍温度とその後の冷却速度を適
正化することにより、フェライト相とマルテンサイト相
とを混在させた、いわゆるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼（Ｄ
Ｐ鋼）と呼ばれるものがその代表例である。

【００１０】このようなＤＰ鋼は、高強度でありながら
極めて低い降伏比（ＹＲ）を有し、かつ常温非時効で高
いＢＨを有することが知られている。しかしながら、平
均ｒ値が１．０程度と低く深絞り性に劣るという欠点を
有する。ちなみにこのような冷延鋼板の製造方法につい
ては、特公昭５３−３９３６８号、特開昭５０−７５１
１３号、特開昭５１−３９５２４号公報に開示されてい
る。

【００１１】これらの低炭素アルミキルド鋼を素材とし
た複合組織鋼板に対して、特公平３−２２２４号公報お
よび特公平３−２１６１１号公報には極低炭素鋼を素材
とした複合組織鋼板について開示されている。これらは
極低炭素鋼に多量のＮｂとＢ、さらにはＴｉを複合添加
して焼鈍後の組織をフェライト相と低温変態生成相との
複合組織とし高ｒ値、高ＢＨ、高延性および常温非時効
性を兼ね備えた冷延鋼板を得るものである。

【００１２】しかしながら、本発明者らが鋭意検討した
結果、このようにＮｂ，Ｂ、場合によってはＴｉを添加
することによって複合組織化する場合には、以下のよう
な問題点を有することが明らかとなった。 １）このような多量のＮｂ，ＢさらにはＴｉを含有する
成分の鋼では、Ａｃ₁変態点が低下するわけではなく、
複合組織を得るためには極めて高い温度の焼鈍が必須と
なり、連続焼鈍時に板破断などのトラブルの原因となる
こと、 ２）α＋γの温度領域が極めて狭いため、板幅方向に組
織が変化し、結果として材質が大きくばらついたり、数
℃の焼鈍温度の変化によって複合組織になる場合となら
ない場合があり、製造が極めて不安定となる。

【００１３】さらに多量のＢは、３）延性の劣化をもた
らすばかりでなく、４）メッキ不良などの原因となり、
溶融亜鉛メッキ鋼板としては不適切である。５）また、
５kgf/mm² 以上のＢＨを付与することが困難であるばか
りか、ＢＨ量が５kgf/mm² を超えると人工時効後のＹＰ
−Ｅｌが０．２％を超えてしまい、常温非時効性が確保
されなくなる。

【００１４】特開平３−２７７７４１号公報には、極低
炭素鋼にＮｂ，Ｂ，ＴｉさらにはＭｎ，Ｃｒを添加した
鋼をＡｃ₁ −５０℃以上Ａｃ₁ 変態点未満の温度で焼鈍
することにより、その組織を５％以下の体積率のアシキ
ュラーフェライトとフェライトとからなる複合組織とす
ることにより、ＢＨ性と常温非時効性さらには加工性を
兼ね備えた鋼板を提供する技術が開示されている。

【００１５】しかしながら、本発明者らが詳細に調べた
結果以下のような問題点があることが明らかとなった。
すなわち、第２相の体積率が５％以下の複合組織鋼板で
は、従来レベル以上、つまり５kgf/mm² 以上のＢＨを付
与するのが困難であり、また、ＢＨ量が５kgf/mm² を超
えると人工時効後のＹＰ−Ｅｌが０．２％を超えてしま
うことがあり常温非時効性の確保が極めて困難であるこ
とが分かった。このことは第２相の体積率が少ないた
め、フェライトに導入される可動転位密度が充分でない
ことが原因であると考えられる。

【００１６】以上のように極低炭素鋼における複合組織
鋼板についていくつかの提案がなされているが、そのＢ
Ｈ量は到底従来レベルを逸脱するものではなく、常温非
時効性についても従来のレベルをわずかに上回る程度に
とどまっていた。

【００１７】

【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、プレスの後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。したがって、強度を上昇させる場合には、降伏強
度の上昇を極力抑制する必要がある。

【００１８】さらに、プレス成形をしたあとの鋼板には
耐デント性が要求される。耐デント性とは、組上がった
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、プレス加工して塗装焼付したのちの変形応力
が高いほど良好になる。したがって同じ降伏強度の鋼板
を考えた場合、塗装焼付硬化能が高く、また、加工硬化
能が高いほど耐デント特性は向上することになる。

【００１９】以上から、自動車のパネルなどに使用され
る望ましい鋼板は、降伏強度はそれほど高くなく、著し
く加工硬化し、高い塗装焼付硬化能を併せ持つ鋼板であ
る。もちろん、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。

【００２０】本発明は、以上のような要望を満足するも
のであって、従来にはない冷延鋼板を提供することを目
的とするものである。

【００２１】

【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
るような従来にはない知見を得た。すなわち、Ｎｂ，Ｔ
ｉを単独または複合で添加した極低炭素鋼をベースにし
て、Ｂ，Ｍｎ，Ｃｒの冷間圧延、焼鈍、調質圧延後の組
織と引張特性、特に焼鈍時のα→γ変態挙動に着目して
詳細に調査した。

【００２２】その結果、Ｂを添加することによってフェ
ライトと低温変態生成物からなる複合組織を得ることが
できたが、１）複合組織とするためには通常よりもかな
り高い温度での焼鈍が必須であること、２）しかも複合
組織とするための温度域は、極めて狭い範囲しか存在し
ないため、製造時に材質のばらつきが極めて大きいこ
と、３）さらに、このような鋼ではＢＨを５kgf/mm² 以
上付与することは困難であるばかりか、ＢＨが５kgf/mm
² 以上となると人工時効後の降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）
が０．２％を超えてしまい、常温非時効性が確保されな
くなる。４）さらに、低温変態生成物の体積率が増えす
ぎるとｒ値が著しく劣化する。これらのことは、Ｎｂと
Ｂとの複合添加、ＴｉとＢとの複合添加、ＮｂとＴｉと
Ｂの複合添加のいずれの場合でも同様の傾向を示す。

【００２３】これに対して、Ｍｎまたは／およびＣｒを
添加した鋼においては、１）これらの元素がγ形成元素
であるため極低炭素鋼でありながらＡｃ₁ 変態点が低い
ためそれほど高い焼鈍温度を必要とせず、かつ２）極め
て広いα＋γ２相領域を有するため製造時の材質のばら
つきが極めて小さい。さらに３）容易に５kgf/mm² 以上
のＢＨ性を付与することができ、人工時効後のＹＰ−Ｅ
ｌが０．２％を超えることはなく、非常に優れた常温非
時効性とＢＨ性とを両立することが分かった。この原因
は必ずしも明らかではないが、ＭｎやＣｒを用いて混合
組織とした鋼においては、生成する低温変態生成物中お
よびこのまわりに導入されるフェライト中の可動転位密
度がＮｂ，Ｔｉ，Ｂの複合添加によって得た複合組織の
それよりもかなり高いことが原因であると思われる。

【００２４】また、４）Ｍｎ，Ｃｒを添加した混合組織
鋼板においてはたとえＡｅ₃ 点直下での焼鈍であって
も、ｒ値の劣化が極めて少ないことも大きな特徴であ
る。また、理由は必ずしも明らかではないものの、これ
らの性質はたとえＭｎやＣｒを添加した鋼であっても、
同時にＢが多量に添加されすぎると達成されないもので
ある。

【００２５】さらに、０．００２％Ｃ−０．０１％Ｓｉ
−１．６％Ｍｎ−０．０６％Ｐ−０．００５％Ｓ−０．
０１％Ｔｉ−０．０１％Ｎｂ−０．０４％Ａｌ−０．０
０１５％Ｎの組成を有する鋼を用いて図１のような熱処
理サイクルにより焼鈍後の冷却条件と降伏強度との関係
について検討した。この結果を図２に示す。これより明
らかなように本鋼においては、焼鈍後の冷却速度が３０
℃／ｓ未満とすることで降伏強度が著しく低下すること
が分かった。

【００２６】この原因は、必ずしも明らかではないが、
詳細な電子顕微鏡観察を行い、冷却速度が３０℃／ｓ以
上となると急激に転位密度が増加し、かつ可動転位密度
よりも不動転位密度の割合が多くなることが主たる原因
と推察された。

【００２７】次に高強度化する際の強化元素として考え
られるＭｎ，Ｃｒ，Ｐ，Ｓｉがそれぞれ機械的性質に対
していかなる影響を及ぼすかについて検討した結果、以
下のような新知見を得た。すなわち、従来から固溶強化
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。

【００２８】一方、従来固溶体強化元素としてあまり用
いられていないＭｎ，Ｃｒを添加すると、ａ）降伏強度
は殆ど増加せず、引張強度が増加する、ｂ）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。Ｍｎ，Ｃｒで
混合組織としたことに加えて、このことも本発明鋼が低
降伏比を呈する理由であると思われる。また、このよう
な、Ｐ，Ｓｉの低減は、Ａｃ₁ 点を低下させる点におい
ても意義のあることである。

【００２９】さらに、本発明者らは、本発明鋼が溶融亜
鉛メッキ冷延鋼板としても長所を有することが分かっ
た。すなわち、ＳｉやＰが多量に添加された鋼において
は溶融亜鉛メッキ時のメッキ性、さらにはその後の合金
化反応の遅滞化を引き起こすことが知られているが、Ｍ
ｎやＣｒを添加した鋼においては、たとえ同時にＳｉや
Ｐが多量に含有されている場合でも溶融亜鉛メッキ特性
を損なうことがないことが判明した。さらにＢの影響に
ついても検討し、多量のＢは溶融亜鉛メッキにおけるメ
ッキ性、および合金化反応特性に悪影響を及ぼすことが
明らかとなった。

【００３０】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：０．０００５〜０．００７０％、
Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：０．８〜４．０
％、Ｐ：０．００３〜０．１５％、Ｓ：０．００１０〜
０．０１５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．
０００３〜０．００６０％、さらに、Ｔｉ：０．００３
〜０．１％およびＮｂ：０．００３〜０．１％のうち、
一種類以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる組成を有するスラブを（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Ａｃ₁ 変態点以上かつＡｅ
₃ 変態点以下とし、焼鈍温度から（Ａｒ₁ −５０℃）〜
（Ａｒ₁ ＋５０℃）までの温度域を平均冷却速度１℃／
ｓ以上３０℃／ｓ未満で冷却し、総体積５％超の低温変
態生成物とフェライトとからなる混合組織を有すること
を特徴とする焼付硬化性と非時効性とに優れた冷延鋼板
の製造方法。

【００３１】（２）Ｂ：０．０００５％未満を含有する
スラブを用いる（１）に記載の成形性と焼付硬化性とに
優れた冷延鋼板の製造方法。 （３）Ｃｒ：０．０１〜３．０％を含有するスラブを用
いる（１）又は（２）に記載の成形性と焼付硬化性とに
優れた冷延鋼板の製造方法。

【００３２】（４）（１），（２）あるいは（３）に記
載の化学成分を有するスラブを（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、インライン焼鈍型の溶融亜鉛メッキラインにおい
て、焼鈍温度をＡｃ₁ 変態点以上かつＡｅ₃ 変態点以下
とし、焼鈍温度から（Ａｒ₁ −５０℃）〜（Ａｒ₁ ＋５
０℃）までの温度域を平均冷却速度１℃／ｓ以上３０℃
／ｓ未満で冷却し、総体積５％超の低温変態生成物とフ
ェライトとからなる混合組織を有することを特徴とする
成形性と焼付硬化性とに優れた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板
の製造方法。

【００３３】

【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をした極低炭素鋼を前提
とするが、Ｃが０．０００５％未満となると粒界強度が
低下し、２次加工性が劣化し、かつ製造コストが著しく
増加するので、その下限を０．０００５％とする。一
方、Ｃ量が０．００７０％を超えると成形性の劣化を招
き、また常温非時効性が確保されなくなるので、上限を
０．００７０％とする。

【００３４】Ｓｉ：Ｓｉは安価に強度を増加させる元素
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０．８％超となると降
伏強度が上昇しすぎてプレス成形時に面歪が生じる。ま
た、Ａｃ₁ 変態点が上昇し、混合組織を得るための焼鈍
温度が著しく高くなる。さらに、化成処理性の低下、溶
融亜鉛メッキ密着性の低下、合金化反応の遅延による生
産性の低下などの問題が生ずる。下限は、製鋼技術およ
びコストの観点から０．００１％とする。

【００３５】Ｍｎ，Ｃｒ：ＭｎおよびＣｒは、本発明に
おいて最も重要な元素の１つである。すなわちＭｎ，Ｃ
ｒは、Ａｃ₁ 変態点を低下させるため混合組織を得るた
めにそれほど高い温度を必要とせず、かつα＋γ２相領
域を拡大するため、混合組織の体積分率をコントロール
しやすく、製造時の材質ばらつきが少なく生産性の向上
をもたらす。しかも、Ｍｎ，Ｃｒを活用することによっ
て得た混合組織鋼板においては、通常では得られない５
kgf/mm² 以上のＢＨ量を容易に付与することができ、５
kgf/mm² 以上のＢＨ性を有する場合にも非常に優れた常
温非時効性を示す。この性質は、ＭｎやＣｒを活用して
得た混合組織鋼板に特有のもので、フェライト単相組織
鋼板やＮｂ，Ｂ，Ｔｉの数種類の組合せによって得た複
合組織鋼板では得られない特性である。さらにＭｎ，Ｃ
ｒは降伏強度をあまり増加させずに強度を増加させる有
効な固溶体強化元素であり、かつ化成処理性を改善した
り、溶融亜鉛メッキ性を改善する効果も有する。

【００３６】本発明においては、Ｍｎを必須とし、Ｃｒ
は必要に応じて添加する。すなわち、Ａｃ₁ 変態点を低
下させる、さらにはα＋γ２相領域を拡大させるという
観点からは、ＣｒよりもＭｎの方が効果が高いのでＭｎ
を活用する。Ｃｒは、ＢＨ性を向上させる、加工硬化能
を高めるなどの観点で優れた効果を発揮するので、これ
らの特性をさらに高めたい場合には添加する。

【００３７】Ｍｎについては０．８％未満の添加では、
上に述べた効果が顕著に現れないので、その下限を０．
８％とする。一方、４．０％を超えると良好な混合組織
が得られなくなるので上限を４．０％とする。また、Ｃ
ｒは、０．０１％未満では上の効果が発揮されないの
で、下限を０．０１％とし、３．０％を超えるとやはり
良好な混合組織が得られなくなるので上限を３．０％と
する。

【００３８】Ｐ：ＰはＳｉと同様に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０．１５％を超え
ると混合組織を得るための焼鈍温度が著しく高くなり、
また、降伏強度が増加し過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
工性も劣化する。したがって、その上限値を０．１５％
とする。また、製鋼技術およびコストの観点から下限は
０．００３％とする。

【００３９】Ｓ：Ｓ量は低い方が好ましいが、０．００
１％未満になると製造コストが高くなるのでこれを下限
値とする。一方、０．０１５％超となると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。

【００４０】Ａｌ：Ａｌは脱酸調製およびＴｉを添加し
ない場合にはＮの固定に使用するが、０．００５％未満
ではＴｉやＮｂの歩留が低下する。一方、０．１％超に
なるとコストアップを招くので上限を０．１％とする。

【００４１】Ｔｉ，Ｎｂ：Ｔｉ，ＮｂはＮ，Ｃ，Ｓの全
部または一部を固定することにより、極低炭素鋼の加工
性を確保する役割を有する。さらには熱延板の結晶粒を
微細化し、製品板の加工性を良好にする。Ｔｉ，Ｎｂが
０．００３％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％を超えると著しい合金
コストの上昇を招くので上限値を０．１％とする。

【００４２】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アップを招く。
一方、あまり多いと多量のＴｉ，Ｎｂ，Ａｌ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。

【００４３】Ｂ：Ｂは２次加工脆化の防止に有効である
ので添加してもよい。しかし、０．０００５％以上とな
るとＢＨ量が５kgf/mm² を超える場合には常温非時効性
が確保できなくなる。また加工性、溶融亜鉛メッキ性の
劣化の原因となるので上限を０．０００５％未満とす
る。

【００４４】次に、製造条件の限定理由について述べ
る。熱延の素材は、特に限定されるものではなく、連続
鋳造スラブでもよいし、ストリップキャスターなどで鋳
造した薄鋼帯でもよいし、その他の鋳片でもよい。熱延
の仕上げ温度は製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、巻取
り温度は室温から７５０℃とする。本発明はその製品材
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、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が一
因と考えられる。巻取り温度の上限が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低下を
防止する観点から決定される。

【００４５】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延率は、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
亜鉛メッキ設備の焼鈍温度は、Ａｃ₁ 変態点以上かつＡ
ｅ₃ 変態点以下とする。焼鈍温度がＡｃ₁ 変態点以下で
は、本発明の特徴である第２相体積率が５％超の混合組
織を得ることはできない。また、Ａｅ₃ 変態点を超える
温度で焼鈍すると加工性が著しく劣化するので焼鈍温度
の上限をＡｅ₃ 変態点とする。

【００４６】焼鈍後の冷却は、焼鈍温度から（Ａｒ₁ −
５０℃）〜（Ａｒ₁ ＋５０℃）までの温度域を平均冷却
速度１℃／ｓ以上３０℃／ｓ未満とする。これによっ
て、可動転位密度と不動転位密度との割合を最適化する
ことができ、低い降伏強度を得ることが可能となる。さ
らに高い焼付硬化性と非時効性とを両立することも可能
である。

【００４７】かくして、本発明によれば、降伏強度は低
く、著しく加工硬化し、高い塗装焼付硬化能と非時効性
とを併せ持ち、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鋼板を得ることができる。

【００４８】

【実施例】

〈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９２０℃、巻取り温
度６５０℃で熱間圧延し、４．０mm厚の鋼帯とした。酸
洗後８０％の圧下率の冷間圧延を施し０．８mm厚の冷延
板とし、ついで加熱速度１０℃／ｓ、均熱８００〜９１
０℃×５０ｓ、焼鈍温度から６００℃までの平均冷却速
度１０℃／ｓ、６００℃から室温までの平均冷却速度８
０℃／ｓの連続焼鈍を行った。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。

【００４９】ここで、ＷＨ量は、圧延方向に２％の引張
歪を付加したとき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℃×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増
加量（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。

【００５０】表２から明らかなように、従来鋼の同レベ
ルの引張強度を有する鋼板と比較して、本発明鋼は、従
来にはない高いＢＨ性を有し、かつ非常に優れた常温非
時効性を兼ね備えていることが分かる。このことはＭｎ
やＣｒを用いて混合組織化した鋼板においては、ＢやＮ
ｂを使用して複合組織とした鋼板に比べて、好ましい転
位密度を有することが主な原因であると思われる。ま
た、本発明鋼は降伏強度が低く、面形状性に優れ、ＷＨ
量やｒ値も高い。したがって、たとえば自動車の外内板
パネルには好適の材料である。

【００５１】

【表１】

【００５２】

【表２】

【００５３】〈実施例２〉表１の鋼３−２および３−４
を用いて連続焼鈍における均熱温度の影響について検討
した。熱間圧延と冷間圧延の条件は、実施例１と同様で
ある。その後、１０℃／ｓで加熱し、８６０〜９２０℃
において５０ｓ間保定した後、焼鈍温度から６５０℃ま
で平均冷却速度１０℃／ｓ、６５０℃から３８０℃まで
平均冷却速度７０℃／ｓ、３８０℃にて３分間保定し、
３８０℃から室温まで平均冷却速度５０℃／ｓの連続焼
鈍を行った。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３に示す。

【００５４】

【表３】

【００５５】表３から明らかなように、本発明鋼は均熱
温度が変化して安定して優れた材質特性を得ることが分
かる。これに対して比較鋼３−４は均熱温度がわずかに
変化するだけで強度が著しく変化し、また、ＢＨ量、ｒ
値も大きくばらついた。

【００５６】〈実施例３〉表１の鋼３−１〜３−５およ
び４−１〜４−４をスラブ加熱温度１２２０℃、仕上げ
温度９００℃、巻取り温度５００℃の条件で熱間圧延
し、３．８mm厚の鋼板とした。酸洗後、冷間圧延して
７．５mm厚の冷延板とし、ついで加熱温度１５℃／ｓで
最高加熱温度８９０℃まで加熱してから６５０℃まで平
均冷却速度５℃／ｓ、６５０℃から４７０℃まで７０℃
／ｓ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５２０
℃で２０ｓ間合金化処理後約２０℃／ｓ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メッキ性
外観、パウダリング性およびメッキ皮膜中のＦｅ濃度を
測定した。これらの結果を表４にまとめて示す。

【００５７】

【表４】

【００５８】ここでメッキ性の外観は下記の基準で評価
した。 ◎ ：面積率で１００％メッキが付着した状態 ○ ：面積率で９０％以上メッキが付着した状態 △ ：面積率で６０〜９０％メッキが付着した状態 × ：面積率で３０〜６０％メッキが付着した状態 ××：面積率で３０％以下しかメッキが付着していない
状態

【００５９】ここでメッキ密着性は１８０°の密着曲げ
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：剥離微量
５：剥離全くなし また、メッキ層中のＦｅ濃度は、Ｘ線回折によって求め
た。

【００６０】表４から明らかなように本発明鋼は、従来
鋼と比較してメッキ性外観、パウダリング性が良好であ
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合金化反応速度を
遅くするＰ，Ｂ，Ｓｉを低減し、ＭｎやＣｒを添加して
いるためと考えられる。また、ＭｎやＣｒが添加されて
いる場合には、ある程度の量のＰやＳｉが含有されても
メッキ特性を損なわないことが分かる。

【００６１】

【発明の効果】本発明によれば従来にはないＢＨ性と常
温非時効性とを兼ね備えた冷延鋼板を得ることができ
る。また、本発明鋼は、プレス成形性も極めて良好であ
り、さらに、溶融亜鉛メッキ特性にも優れているため防
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注目されている地球環
境の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極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】降伏強度に及ぼす焼鈍後の冷却速度の影響を調
べるためのヒートサイクルである。

【図２】平均冷却速度とＹＳとの関係の図表である。

───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２３Ｃ 2/02 2/06 2/40 (72)発明者 西村 邦夫 北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製 鐵株式会社八幡製鐵所内

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０００５〜０．００７０％、 Ｓｉ：０．００１〜０．８％、 Ｍｎ：０．８〜４．０％、 Ｐ ：０．００３〜０．１５％、 Ｓ ：０．００１０〜０．０１５％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０００３〜０．００６０％、 さらに、 Ｔｉ：０．００３〜０．１およびＮｂ：０．００３〜
   ０．１％のうち、一種類以上、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するス
   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Ａｃ₁ 変態点以上かつＡｅ₃ 変態点以下とし、焼
   鈍温度から（Ａｒ₁ −５０℃）〜（Ａｒ₁ ＋５０℃）ま
   での温度域を平均冷却速度１℃／ｓ以上３０℃／ｓ未満
   で冷却し、総体積５％超の低温変態生成物とフェライト
   とからなる混合組織を有することを特徴とする焼付硬化
   性と非時効性とに優れた冷延鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 Ｂ：０．０００５％未満を含有するスラ
   ブを用いる請求項１に記載の成形性と焼付硬化性とに優
   れた冷延鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 Ｃｒ：０．０１〜３．０％を含有するス
   ラブを用いる請求項１又は２に記載の成形性と焼付硬化
   性とに優れた冷延鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 請求項１，２あるいは３に記載の化学成
   分を有するスラブを（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、インライ
   ン焼鈍型の溶融亜鉛メッキラインにおいて、焼鈍温度を
   Ａｃ₁ 変態点以上かつＡｅ₃ 変態点以下とし、焼鈍温度
   から（Ａｒ₁ −５０℃）〜（Ａｒ₁ ＋５０℃）までの温
   度域を平均冷却速度１℃／ｓ以上３０℃／ｓ未満で冷却
   し、総体積５％超の低温変態生成物とフェライトとから
   なる混合組織を有することを特徴とする成形性と焼付硬
   化性とに優れた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。