JPH06122940A - 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 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明は、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ならびに
その製造方法を提供する。 【構成】 極低炭素鋼をベースに、ＭｎやＣｒを積極的
に添加することにより焼鈍後の組織を低温変態生成物単
位組織とする。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をあわせ持ち、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。特に塗装焼付硬化能に関
しては、１０ｋｇｆ／ｍｍ² 程度までの高いＢＨ量を必
要に応じて付与することができ、かつ常温非時効性を兼
ね備えた冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を提供する
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、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に関する。本発明に係わる冷延鋼
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。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。

【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。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。さらに、ＴｉやＮｂを含有しない、
加工性に優れた極低炭素鋼板についても数多く開示され
ている。特公昭５３−２２０５２号公報、特開昭５８−
１３６７２１号公報、特開昭５８−１４１３３５号公報
などがその例である。

【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、
本発明が関わる引張強度が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。例えば、特
開昭５９−３１８２７号公報および特開昭５９−３８３
３７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。さらに、Ｔｉ、Ｎｂを含有
しない極低炭素鋼においては、特公昭５８−５７４９２
号公報、特開昭５８−４８６３６号公報にＰを添加して
高強度化する技術、特開昭５７−４３９３２号公報には
Ｓｉを活用する技術が開示されている。

【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する技術が、また特公昭
５９−４２７４２号公報や前記した特公昭５７−５７９
４５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。また、特開昭６２
−４０３５２号公報にはＴｉやＮｂを含有しない極低炭
素鋼へＭｎを添加する技術が開示されているものの、
（ｉ）ＭｎやＣｒの添加は、主な添加元素であるＰやＳ
ｉ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、例えば（ａ）本発明の特徴である
焼鈍後の組織を低温変態生成物単相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。

【０００６】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。

【０００７】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。このような
ＤＰ鋼は、高強度でありながらきわめて低い降伏比（Ｙ
Ｒ）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５０−７５１１３号、特開昭５１
−３９５２４号の各公報に開示されている。

【０００８】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、
特公平３−２１６１１号公報および特開平３−２７７７
４１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Ｎ
ｂ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。さらに、特開昭６０−１９７
８４６号公報にはＴｉやＮｂを含有しない極低炭素鋼に
多量のＢを添加することによって上記のような特性を得
る技術が開示されている。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Ｂを多量に添加すること
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。

【０００９】１）このような多量のＢ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
織を得るためにはきわめて高い温度の焼鈍が必須とな
り、連続焼鈍時に板破断等のトラブルの原因となる。 ２）α＋γの温度領域がきわめて狭いため、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、製造がきわめて不安定となる。

【００１０】さらに多量のＢは、 ３）延性の劣化をもたらす。 ４）めっき不良等の原因となり、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量を付与するこ
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。

【００１１】また、特開昭６３−７２８３０号公報に
は、Ｂを多量に含有する極低炭素鋼をＡc₁変態点以上の
温度にて焼鈍することによりフェライト単相混粒組織を
有する鋼板を得る技術について開示されている。しかし
ながら、これについてもＢを多量に含有して混粒組織と
するために上記と同様の問題点を有する。さらに、特開
昭５８−４８６３６号公報ならびに特開昭５７−２０３
７２１号公報には、Ｔｉ、Ｎｂを添加していない極低炭
素鋼に多量のＢを添加して７３０℃〜Ａ₃ 点で焼鈍する
ことにより焼付硬化性と深絞り性に優れる冷延鋼板の製
造方法が開示されている。しかしながら、これらはフェ
ライト単相組織であることが前提になっているので、本
発明とは全く異なるものである。

【００１２】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。

【００１３】

【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。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。

【００１４】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。

【００１５】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あわせ持つ鋼板で
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。本発明は、以上の
ような要望を満足するものであって、特に塗装焼付硬化
能に関しては、１０ｋｇｆ／ｍｍ² 程度までの高いＢＨ
量を目的に応じて付与することができ、かつ常温非時効
性を兼ね備えた、従来にはない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
るような従来にはない知見を得た。すなわち、ＮｂやＴ
ｉを含有しない極低炭素鋼をベースにＢ、Ｍｎ、Ｃｒを
添加して冷間圧延、焼鈍、調質圧延後の組織と引張特性
について、特にα＋γ２相域で焼鈍した場合とγ単相域
で焼鈍した場合との違いについて調査した。

【００１７】その結果、α＋γ２相域で焼鈍した場合、
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の温度域はき
わめて狭い範囲しか存在しないため、製造時に材質のば
らつきがきわめて大きいこと、２）さらに、このような
鋼ではＢＨ量を５ｋｇｆ／ｍｍ² 以上付与することは困
難であるばかりか、ＢＨ量が５ｋｇｆ／ｍｍ² 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こと
が分かった。

【００１８】これに対して、γ単相域で焼鈍した場合に
は、１）γ単相領域で焼鈍するため、焼鈍後の組織を低
温変態生成物単相組織とすることができるので、製造時
の材質ばらつきがきわめて小さく（ここで低温変態生成
物とは、フェライト単相温度域で焼鈍したときに得られ
る、いわゆるポリゴナルフェライト以外の組織をすべて
含む）、２）また、たとえＢＨ量が１０ｋｇｆ／ｍｍ²
程度となっても、人工時効後のＹＰ−Ｅｌ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、生成した低温変態生成物中に導入された
可動転位密度がかなり高いことが原因であると思われ
る。

【００１９】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。

【００２０】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、というきわめて重要な新知見を得た。Ｍｎ、Ｃｒ
で低温変態生成物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、Ａc₃点を低下させ
る点においても意義のあることである。

【００２１】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。

【００２２】本発明は、このような思想と新知見に基づ
いて構築された従来にはない全く新しい鋼板であり、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：０．０１〜
４．０％、Ｐ：０．００２〜０．１５％、Ｓ：０．００
０５〜０．０１５％、Ａｌ：０．００５〜０．２％、
Ｎ：０．０００３〜０．００６０％、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなる組成にして、低温変態生成物単相
組織を有することを特徴とする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。

【００２３】（２） Ｂ：０．００３０％未満かつＢ／
Ｎ≦１．５を満たすＢを含有する前項１記載の優れた焼
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。 （３） Ｃｒ：０．０１〜３．０％を含有する前項１あ
るいは２記載の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。

【００２４】（４） 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Ａc₃変態点以上とする
ことを特徴とする前項１〜３のいずれかに記載の優れた
焼付硬化性と常温非時効性を兼備した冷延鋼板の製造方
法。

【００２５】（５） 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Ａc₃変態点以上としたインライン焼鈍型
の溶融亜鉛メッキを施すことを特徴とする前項１〜３の
いずれかに記載の優れた焼付硬化性と常温非時効性を兼
備した溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。

【００２６】

【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きわめて重要な元素
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。

【００２７】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、Ａc₃変態点が上昇し、低温変態生成物単相組織を得
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。

【００２８】Ｍｎ、Ｃｒ：ＭｎおよびＣｒは、本発明に
おいて最も重要な元素である。すなわちＭｎ、Ｃｒは、
Ａc₃変態点を低下させるため低温変態生成物単相組織を
得るためにそれほど高い温度を必要としない。しかも、
Ｍｎ、Ｃｒを活用することによって得た低温変態生成物
単相組織鋼板においては、通常では得られない５ｋｇｆ
／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量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
用して得た低温変態生成物単相組織鋼板に特有のもの
で、フェライト単相組織鋼板や多量のＢの添加によって
得た複合組織鋼板あるいは低温変態生成物単相組織鋼板
では得られない特性である。さらに重要な点は、通常の
鋼においては、α＋γ２相域あるいはγ単相域で焼鈍す
ると著しくｒ値が劣化することが知られているが、Ｍ
ｎ、Ｃｒを積極的に添加した鋼においては、たとえγ単
相領域で焼鈍しても、ｒがほとんど劣化しないことであ
る。また、Ｍｎ、Ｃｒ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。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、Ａc₃変態点を低下
させるという点からは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
硬化能を高める等の観点で優れた効果を発揮するので、
こられの特性をさらに高めたい場合には添加する。Ｍｎ
については０．０１％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０．０１％とする。
一方、４．０％を超えると好ましい低温変態生成物単相
組織が得られなくなるので上限を４．０％とする。ま
た、Ｃｒは０．０１％未満ではそ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
り良好な組織が得られなくなるので上限を３．０％とす
る。

【００２９】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
ると低温変態生成物単相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きわめて遅くなり、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０．００２％とする。

【００３０】Ｓ：Ｓ量は低い方が好ましいが、０．００
０５％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。 Ａｌ：Ａｌは脱酸調製およびＮの固定に使用するが、
０．００５％未満ではその効果が充分でない。一方、
０．２％超になるとコストアップを招くので上限を０．
２％とする。

【００３１】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。 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、０．００３０％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。また加工性の劣化の原因となるので上限
を０．００３０％未満とする。さらに、Ｂ／Ｎ＞１．５
となるとＢＮが多くなり加工性が劣化するので、Ｂ／Ｎ
≦１．５を満たす範囲でＢを添加する。

【００３２】次に、製造条件の限定理由について述べ
る。熱延の仕上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。

【００３３】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、Ａｃ₃ 変態点以上とする。焼
鈍温度がＡc₃変態点未満では、本発明の特徴である低温
変態生成物単相組織を得ることはできない。焼鈍時の均
熱後の冷却条件は、特に規定しないが、高いｒ値が要求
される場合には、６００℃までは１０℃／ｓ以下の冷却
速度で冷却することが望ましい。また、著しく高いＢＨ
性が要求される場合には、６００℃までの温度を３０℃
／ｓ以上の冷却速度で冷却することが望ましい。しかし
ながら、いずれも必須条件ではない。

【００３４】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をあわせ持
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。特に塗装焼
付硬化能に関しては、１０ｋｇｆ／ｍｍ² 程度までの高
いＢＨ量を必要に応じて付与することができ、かつ常温
非時効性を兼ね備えた冷延鋼板を提供することが可能で
ある。

【００３５】次に本発明を実施例にて説明する。

【００３６】

【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１
２００℃、仕上温度９２０℃、巻取温度７００℃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、次
いで加熱速度１０℃／ｓ、均熱８６０〜９８０℃×５０
ｓ、６５０℃までの平均冷却速度３℃／ｓ、６５０℃か
ら室温までの平均冷却速度８０℃／ｓの連続焼鈍を行っ
た。さらに１．０％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。

【００３７】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。

【００３８】表１の焼鈍温度から明らかなように、本発
明鋼においては、低温変態生成物単相組織とするための
焼鈍温度が、比較鋼のそれよりもかなり低いことが分か
る。したがって、連続焼鈍設備に無理な負担をかけるこ
となく製造することができる。また、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を用いて低温変態生成物単
相組織化した鋼板においては、その他の鋼板に比べて、
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。もうひとつ特徴的なのは、本発明によれば、γ単
相温度域での焼鈍にも関わらず、ｒ値がほとんど劣化し
ないことである。また、本発明鋼は降伏強度が低く、面
形状性に優れ、ＷＨ量も高い。したがって、例えば自動
車の外内板パネルには好適の材料である。

【００３９】実施例２ 表１の鋼２−２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、８
４０〜９４０℃において５０ｓ間保定した後、６５０℃
までの平均冷却速度６０℃／ｓ、６５０℃から室温まで
の平均冷却速度８０℃／ｓの連続焼鈍を行った。さらに
１．０％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ５号引張試験
片を採用し、引張試験に供した。引張試験結果をまとめ
て表３に示す。

【００４０】表３から明らかなように、本発明のように
γ単相域で焼鈍することにより、低温変態生成物単相組
織とした場合には、均熱温度が変化しても安定して優れ
た材質特性が得られることが分かる。これに対してα＋
γ２相温度域で焼鈍した場合には均熱温度がわずかに変
化するだけで、ＢＨ量が大きくばらつき、しかも人工時
効後のＹＰ−Ｅ１が０．２％を大きく超え、実質非時効
性が確保されなかった。

【００４１】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１２００℃、仕上温度９３０℃、巻取温度７２
０℃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０．７５ｍｍ厚の冷延板とし、次
いで加熱速度１５℃／ｓで実施例１に示した加熱温度ま
で加熱してから約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。

【００４２】ここでメッキ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 ここでメッキ密着性（パウダリング性）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接着
テープを接着した後、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。

【００４３】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。表４から明らかなように本発明では、メッキ外観、
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、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、Ｍ
ｎ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。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】

【表３】

【００４７】

【表４】

【００４８】

【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
レス成形性もきわめて良好であり、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き
わめて大きい。

───────────────────────────────────────────────────── 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 2/40 (72)発明者 西村 邦夫 福岡県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 (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００
   ７０％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：０．０１
   〜４．０％、Ｐ：０．００２〜０．１５％、Ｓ：０．０
   ００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．００５〜０．２％、
   Ｎ：０．０００３〜０．００６０％、残部Ｆｅおよび不
   可避的不純物からなる組成にして、低温変態生成物単相
   組織を有することを特徴とする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。
2. 【請求項２】 Ｂ：０．００３０％未満かつＢ／Ｎ≦
   １．５を満たすＢを含有する請求項１記載の優れた焼付
   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。
3. 【請求項３】 Ｃｒ：０．０１〜３．０％を含有する請
   求項１あるいは２記載の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。
4. 【請求項４】 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Ａc₃変態点以上とすることを特
   徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の優れた焼付硬
   化性と常温非時効性を兼備した冷延鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】 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Ａc₃変態点以上としたインライン焼鈍型の溶融亜
   鉛メッキを施すことを特徴とする請求項１〜３のいずれ
   かに記載の優れた焼付硬化性と常温非時効性を兼備した
   溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。