JPH0665684A - 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 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明は、焼付硬化性と成形性の良好な冷延
鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板ならびにそれらの製造方
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を合
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あるいは溶融亜鉛メッキ冷
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、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。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、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、
本発明が関わる引張強度が３５〜５０kgf/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）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。

【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極めて低い降伏比（Ｙ
Ｐ）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５３−３
９３６８号公報、特開昭５０−７５１１３号公報、特開
昭５１−３９５２４号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
複合組織とし高平均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。

【０００９】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、α→γ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。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。

【００１０】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。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。例
として、０．００４％Ｃ−０．０１Ｓｉ−１．５Ｍｎ−
１．０Ｃｒ−０．０５Ｐ−０．０２５Ｎｂ−０．０４Ａ
ｌ−０．００２５Ｎ−０．０１Ｓの成分を有する鋼を焼
鈍温度を変化させることによって第２相の体積率を０〜
２０％まで変化させ、ＢＨ量と人工時効後のＹＰ−Ｅｌ
との関係を調査した結果を図１に示す。これより明らか
なように第２相の体積率が５％以下の範囲では、常温非
時効性が確保され難い。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。

【００１１】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。

【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。さらに、プレス成
形をした後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
付した後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。

【００１３】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合わせ持つ鋼板で
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を提供することを目的
とするものである。

【００１４】

【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。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/
mm² 以上となると人工時効後の降伏点伸び（ＹＰ−Ｅ
ｌ）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。また、４）焼鈍後の冷却条件に極めて敏感
で、このこともＢＨ量、平均ｒ値などの材質特性を著し
く不安定にする。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。

【００１５】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α→γ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、またたとえＢＨ量が１０
kgf/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、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。また、
４）Ｍｎ，Ｃｒを添加した混合組織鋼板においては平均
ｒ値、ＢＨなどの機械的性質が焼鈍後の冷却条件によら
ず良好であり、製造が容易であることも大きな特徴の１
つである。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。

【００１６】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。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。

【００１７】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。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 ：０．００５〜０．１５％、Ｓ
：０．００１０〜０．０１５％、 Ａｌ：０．００５
〜０．１％、Ｎ ：０．０００３〜０．００６０％、Ｂ
：０．０００５％未満、さらに、Ｔｉ：０．００３〜
０．１％およびＮｂ：０．００３〜０．１％のうち、一
種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
る組成にして、総体積５％超の低温変態生成相とフェラ
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。 （２）さらにＣｒ：０．０１〜３．０％を含有する前項
１記載の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。 （３）前項１あるいは２の成分を含有するスラブの熱間
圧延に際し、（Ａｒ₃−１００）℃以上の温度で熱延仕
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α→γ変態点以上かつＡｃ₃ 変態点以下とするこ
とを特徴とする前項１あるいは２記載の冷延鋼板の製造
方法。 （４）前項１あるいは２の成分を含有するスラブの熱間
圧延に際し、（Ａｒ₃−１００）℃以上の温度で熱延仕
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α→γ変態
点以上かつＡｃ₃ 変態点以下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あるいは
２記載の溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。

【００１８】

【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。

【００１９】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、α→γ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。

【００２０】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、α→γ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。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、Ｃｒ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。

【００２１】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
０．００５％とする。

【００２２】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。 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Ｎ
ｂ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。

【００２３】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
性と非時効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。Ｔ
ｉ，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。

【００２４】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。 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。また加工性の劣化の原因となるので上限を０．
０００５％未満とする。

【００２５】次に、製造条件の限定理由について述べ
る。熱延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。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、α→γ変態点以上かつＡｃ₃ 変態点以下とする。焼
鈍温度がα→γ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、Ａｃ₃ 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Ａｃ₃ 変態点とす
る。

【００２６】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合わせ持
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。次に
本発明を実施例にて説明する。

【００２７】

【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１１８０℃、仕上げ温度９１０℃、巻取り温
度６００℃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８１０〜９２
０℃×５０ｓ、平均冷却速度６０℃／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、ＪＩＳ
５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。

【００２８】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。

【００２９】

【表１】

【００３０】

【表２】

【００３１】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
量や平均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。

【００３２】〈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、平均冷却速度６０℃／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。

【００３３】表３から明らかなように、本発明鋼は均熱
温度が変化しても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、
平均ｒ値も大きくばらついた。

【００３４】

【表３】

【００３５】〈実施例３〉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保定後の冷却条件の影響
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。冷間圧延の後、１０℃／ｓで加熱
し、それぞれ８８０℃と９００℃において５０ｓ間保定
した後、７５０℃までの平均冷却速度を３〜６０℃／ｓ
まで変化させ、ついで７５０〜６０℃／ｓで室温まで冷
却した。さらに０．５％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩ
Ｓ５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４に示す。

【００３６】表４から明らかなように、本発明鋼は均熱
後の冷却速度が変化しても極めて安定的に優れた材質特
性を得ることが分かる。これに対して比較鋼３−４は冷
却速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、平均ｒ値も大きくばらついた。

【００３７】

【表４】

【００３８】〈実施例４〉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２
０ｓ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５にまとめて示す。

【００３９】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

【００４０】ここでパウダリング性は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。

【００４１】

【表５】

【００４２】表５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。

【００４３】

【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】第２相の体積率とＢＨおよび人工時効後のＹＰ
−Ｅｌとの関係を表す図である。

───────────────────────────────────────────────────── 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 (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 (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 ：０．００５〜０．１５％、 Ｓ ：０．００１０〜０．０１５％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０００３〜０．００６０％、 Ｂ ：０．０００５％未満、 さらに、 Ｔｉ：０．００３〜０．１％および Ｎｂ：０．００３〜０．１％のうちの一種以上 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成
   にして、総体積５％超の低温変態生成相とフェライトと
   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。
2. 【請求項２】 Ｃｒ：０．０１〜３．０％を含有する請
   求項１記載の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。
3. 【請求項３】 スラブの熱間圧延に際し、（Ａｒ₃ −１
   ００）℃以上の温度で熱延仕上げを行い、室温から７５
   ０℃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α→γ変態点以上か
   つＡｃ₃ 変態点以下とすることを特徴とする請求項１あ
   るいは２記載の冷延鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 スラブの熱間圧延に際し、（Ａｒ₃ −１
   ００）℃以上の温度で熱延仕上げを行い、室温から７５
   ０℃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α→γ変態点以上かつＡｃ₃ 変態点以
   下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あるいは２記載の溶融亜鉛メッキ
   冷延鋼板の製造方法。