JPH0826412B2 - プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0826412B2 JPH0826412B2 JP3021459A JP2145991A JPH0826412B2 JP H0826412 B2 JPH0826412 B2 JP H0826412B2 JP 3021459 A JP3021459 A JP 3021459A JP 2145991 A JP2145991 A JP 2145991A JP H0826412 B2 JPH0826412 B2 JP H0826412B2
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、プレス成形性に優れ
た高強度冷延鋼板を連続焼鈍により安定して且つ経済的
に製造するための方法に関するものである。
た高強度冷延鋼板を連続焼鈍により安定して且つ経済的
に製造するための方法に関するものである。
【０００２】
【従来技術】一般加工用冷延鋼板は、プレス加工するこ
とにより自動車の内外板に多量に使用されている。近
年、自動車の燃費規制に伴い、燃費改善のために車体重
量の軽減化が要求されている。このような要求に対応し
て、自動車用鋼板には従来に比べ高強度薄肉であって、
且つ従来と同等の優れたプレス成形性を有する必要性が
高まっている。一般に、鋼板の高強化はプレス成形性を
劣化させる傾向にある。特に絞り性のの指標として有効
な鋼板のｍｅａｎ−ｒ値は、鋼板の集合組織に強く依存
しており、鋼板を高強度化したときの集合組織の改善が
重要視されている。
とにより自動車の内外板に多量に使用されている。近
年、自動車の燃費規制に伴い、燃費改善のために車体重
量の軽減化が要求されている。このような要求に対応し
て、自動車用鋼板には従来に比べ高強度薄肉であって、
且つ従来と同等の優れたプレス成形性を有する必要性が
高まっている。一般に、鋼板の高強化はプレス成形性を
劣化させる傾向にある。特に絞り性のの指標として有効
な鋼板のｍｅａｎ−ｒ値は、鋼板の集合組織に強く依存
しており、鋼板を高強度化したときの集合組織の改善が
重要視されている。
【０００３】このような高加工性高強度冷延鋼板に関し
て、従来、極低炭素鋼をベースに炭窒化物形成元素を添
加し、鋼中マトリックスの高純度化を図ることにより、
ｍｅａｎ−ｒ値を向上させ、さらにＳｉ、Ｍｎ、Ｐなど
の置換型固溶強化元素を添加することにより高強度化を
図る技術が数多く提案されている。しかし、これらの固
溶強化元素は、鋼板の強度を向上させるのに有効である
反面、添加に付随したいくつかの問題点も生じている。
て、従来、極低炭素鋼をベースに炭窒化物形成元素を添
加し、鋼中マトリックスの高純度化を図ることにより、
ｍｅａｎ−ｒ値を向上させ、さらにＳｉ、Ｍｎ、Ｐなど
の置換型固溶強化元素を添加することにより高強度化を
図る技術が数多く提案されている。しかし、これらの固
溶強化元素は、鋼板の強度を向上させるのに有効である
反面、添加に付随したいくつかの問題点も生じている。
【０００４】例えば、特開昭６０−１７０５２号におい
ては、極低炭素鋼をベースに多量のＰを添加し高強度化
する方法が開示されている。しかし、多量のＰ添加は鋼
の脆化をもたらし、これにより２次加工性を著しく低下
させてしまうという問題があるが、この技術ではそのよ
うな２次加工性に関して何ら言及されていない。また、
特開平１−３０９９４１号においては、引張り強度４０
ｋｇ／ｍｍ2以上を達成するために、ＳｉおよびＰの添
加により高強度化を図っている。しかし、鋼に多量のＳ
ｉを添加すると、焼鈍時の鋼板表面の酸化が促進される
ためブルーイングとよばれるテンパーカラーが発生し、
実用上問題となるばかりでなく、焼鈍後の溶融亜鉛メッ
キによるメッキ被膜の密着性を低下させてしまう。
ては、極低炭素鋼をベースに多量のＰを添加し高強度化
する方法が開示されている。しかし、多量のＰ添加は鋼
の脆化をもたらし、これにより２次加工性を著しく低下
させてしまうという問題があるが、この技術ではそのよ
うな２次加工性に関して何ら言及されていない。また、
特開平１−３０９９４１号においては、引張り強度４０
ｋｇ／ｍｍ2以上を達成するために、ＳｉおよびＰの添
加により高強度化を図っている。しかし、鋼に多量のＳ
ｉを添加すると、焼鈍時の鋼板表面の酸化が促進される
ためブルーイングとよばれるテンパーカラーが発生し、
実用上問題となるばかりでなく、焼鈍後の溶融亜鉛メッ
キによるメッキ被膜の密着性を低下させてしまう。
【０００５】さらに、鋼板のプレス成形性の改善のため
に、従来では主として鋼板のｍｅａｎ−ｒ値の向上を主
体に開発が行なわれてきた。ｍｅａｎ−ｒ値の測定は、
引張り試験時の材料の均一伸び領域である１０％〜１５
％歪付与後の板厚減少に対する板巾の減少率で評価され
る。しかし、厳しい条件下でプレス成形を行なう場合、
鋼板は均一変形に続いて局部変形領域に入り、材料の
「くびれ」とよばれる現象が現れる。くびれの生じた鋼
板にさらに加工を加え続けると、くびれた部分に応力が
集中し、くびれた部分だけが局部的に変形してしまい、
遂には破断に到る。このような加工時の局部変形領域に
おける「くびれ難さ」はプレス加工時の割れ難さに対応
するものである。しかし、従来、このような局部変形領
域での加工性までも考慮した鋼板の開発はなされていな
い。
に、従来では主として鋼板のｍｅａｎ−ｒ値の向上を主
体に開発が行なわれてきた。ｍｅａｎ−ｒ値の測定は、
引張り試験時の材料の均一伸び領域である１０％〜１５
％歪付与後の板厚減少に対する板巾の減少率で評価され
る。しかし、厳しい条件下でプレス成形を行なう場合、
鋼板は均一変形に続いて局部変形領域に入り、材料の
「くびれ」とよばれる現象が現れる。くびれの生じた鋼
板にさらに加工を加え続けると、くびれた部分に応力が
集中し、くびれた部分だけが局部的に変形してしまい、
遂には破断に到る。このような加工時の局部変形領域に
おける「くびれ難さ」はプレス加工時の割れ難さに対応
するものである。しかし、従来、このような局部変形領
域での加工性までも考慮した鋼板の開発はなされていな
い。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、薄肉化
を可能とする優れたプレス成形性を有する高強化冷延鋼
板として要求される、引張り強度が４０ｋｇ／ｍｍ2以
上、ｍｅａｎ−ｒ値が１．８以上の機械的特性を有し、
さらに、 良好な均一変形特性を有し、くびれ難いこと ２次加工性に優れていること 伸びに優れていること 等の実用上の課題に対し、高強度冷延鋼板の成分組成、
製造条件について種々の検討を行なった。その結果、極
低炭素Ｎｂ、Ｔｉ複合添加鋼に強度向上のため主として
Ｍｎを添加し、合わせてＳｉを上記特性を阻害しない範
囲内で添加し、さらに、その製造工程において、Ｓｉ、
Ｍｎの添加量に応じた特定の温度条件で焼鈍を実施する
ことにより、上記特性を有する高強度冷延鋼板が得られ
ることを見出した。
を可能とする優れたプレス成形性を有する高強化冷延鋼
板として要求される、引張り強度が４０ｋｇ／ｍｍ2以
上、ｍｅａｎ−ｒ値が１．８以上の機械的特性を有し、
さらに、 良好な均一変形特性を有し、くびれ難いこと ２次加工性に優れていること 伸びに優れていること 等の実用上の課題に対し、高強度冷延鋼板の成分組成、
製造条件について種々の検討を行なった。その結果、極
低炭素Ｎｂ、Ｔｉ複合添加鋼に強度向上のため主として
Ｍｎを添加し、合わせてＳｉを上記特性を阻害しない範
囲内で添加し、さらに、その製造工程において、Ｓｉ、
Ｍｎの添加量に応じた特定の温度条件で焼鈍を実施する
ことにより、上記特性を有する高強度冷延鋼板が得られ
ることを見出した。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明はこのような知見
に基づきなされたもので、その構成は以下の通りであ
る。 （１） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦０．００３０ｗ
ｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５ｗｔ％≦Ｍｎ≦
２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ≦０．０１０ｗ
ｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ％、Ｔ
ｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を満足する範
囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／｛４８（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２＋％Ｃ／１２）｝ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
に基づきなされたもので、その構成は以下の通りであ
る。 （１） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦０．００３０ｗ
ｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５ｗｔ％≦Ｍｎ≦
２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ≦０．０１０ｗ
ｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ％、Ｔ
ｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を満足する範
囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／｛４８（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２＋％Ｃ／１２）｝ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
【０００８】（２） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％、０．０００１ｗｔ％≦Ｂ≦０．００１０ｗ
ｔ％、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を満
足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／｛４８（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２＋％Ｃ／１２）｝ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％、０．０００１ｗｔ％≦Ｂ≦０．００１０ｗ
ｔ％、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を満
足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／｛４８（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２＋％Ｃ／１２）｝ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
【０００９】（３） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％を含有し、これにＺｒを下式で定義されるｚ
が０．３〜１．２を満足する範囲で含有し、 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を
満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋ ％Ｃ／１２｝］ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％を含有し、これにＺｒを下式で定義されるｚ
が０．３〜１．２を満足する範囲で含有し、 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を
満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋ ％Ｃ／１２｝］ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
【００１０】（４） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％、０．０００１ｗｔ％≦Ｂ≦０．００１０ｗ
ｔ％を含有し、これにＺｒを下式で定義されるｚが０．
３〜１．２を満足する範囲で含有し、 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を
満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋ ％Ｃ／１２｝］ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％、０．０００１ｗｔ％≦Ｂ≦０．００１０ｗ
ｔ％を含有し、これにＺｒを下式で定義されるｚが０．
３〜１．２を満足する範囲で含有し、 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を
満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋ ％Ｃ／１２｝］ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
【００１１】（５） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％、ＲＥＭの１種または２種の合計：０．００
５〜０．０５ｗｔ％、さらに、Ｔｉを下式で定義される
ｘが２．３〜５．５を満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／｛４８（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２＋％Ｃ／１２）｝ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％、ＲＥＭの１種または２種の合計：０．００
５〜０．０５ｗｔ％、さらに、Ｔｉを下式で定義される
ｘが２．３〜５．５を満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／｛４８（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２＋％Ｃ／１２）｝ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
【００１２】（６） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％、０．０００１ｗｔ％≦Ｂ≦０．００１０ｗ
ｔ％、ＲＥＭの１種または２種の合計：０．００５〜
０．０５ｗｔ％、さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが
２．３〜５．５を満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／｛４８（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２＋％Ｃ／１２）｝ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％、０．０００１ｗｔ％≦Ｂ≦０．００１０ｗ
ｔ％、ＲＥＭの１種または２種の合計：０．００５〜
０．０５ｗｔ％、さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが
２．３〜５．５を満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／｛４８（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２＋％Ｃ／１２）｝ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
【００１３】（７） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％、ＲＥＭの１種または２種の合計：０．００
５〜０．０５ｗｔ％を含有し、これに下式で定義される
ｚが０．３〜１．２を満足する範囲のＺｒを含有し、 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を
満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋ ％Ｃ／１２｝］ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％、ＲＥＭの１種または２種の合計：０．００
５〜０．０５ｗｔ％を含有し、これに下式で定義される
ｚが０．３〜１．２を満足する範囲のＺｒを含有し、 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を
満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋ ％Ｃ／１２｝］ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
【００１４】（８） Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％、０．０００１ｗｔ％≦Ｂ≦０．００１０ｗ
ｔ％、ＲＥＭの１種または２種の合計：０．００５〜
０．０５ｗｔ％を含有し、これに下式で定義されるｚが
０．３〜１．２を満足する範囲のＺｒを含有し、 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を
満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋ ％Ｃ／１２｝］ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
０．００３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５
ｗｔ％≦Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ
≦０．０１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０
１５ｗｔ％、０．０００１ｗｔ％≦Ｂ≦０．００１０ｗ
ｔ％、ＲＥＭの１種または２種の合計：０．００５〜
０．０５ｗｔ％を含有し、これに下式で定義されるｚが
０．３〜１．２を満足する範囲のＺｒを含有し、 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を
満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋ ％Ｃ／１２｝］ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
【００１５】
【作用】以下、本発明の鋼成分と製造条件の限定理由に
ついて説明する。 Ｃ：Ｃは鋼中に固溶状態で存在すると、焼鈍時に形成さ
れる再結晶集合組織がｍｅａｎ−ｒ値にとって良好なも
のとならない。そこで、本発明においては、Ｔｉおよび
Ｎｂを添加することによりこれらの炭化物を形成させて
マトリックスの固溶Ｃ量を減少させている。しかし、Ｃ
が鋼中に０．００３０ｗｔ％を超えて存在すると、炭化
物の析出量が増大し、焼鈍時のフェライト粒成長性を阻
害して伸びの低下およびｍｅａｎ−ｒ値の劣化を招く。
このため、Ｃはその上限を０．００３０ｗｔ％とする。
ついて説明する。 Ｃ：Ｃは鋼中に固溶状態で存在すると、焼鈍時に形成さ
れる再結晶集合組織がｍｅａｎ−ｒ値にとって良好なも
のとならない。そこで、本発明においては、Ｔｉおよび
Ｎｂを添加することによりこれらの炭化物を形成させて
マトリックスの固溶Ｃ量を減少させている。しかし、Ｃ
が鋼中に０．００３０ｗｔ％を超えて存在すると、炭化
物の析出量が増大し、焼鈍時のフェライト粒成長性を阻
害して伸びの低下およびｍｅａｎ−ｒ値の劣化を招く。
このため、Ｃはその上限を０．００３０ｗｔ％とする。
【００１６】Ｎ：ＮもＣと同様にＴｉあるいはＮｂを添
加することにより、窒化物としてマトリックス中に析出
し、その析出量が多くなると伸びの低下およびｍｅａｎ
−ｒ値の低下を招くため、その上限を０．００３０ｗｔ
％とする。
加することにより、窒化物としてマトリックス中に析出
し、その析出量が多くなると伸びの低下およびｍｅａｎ
−ｒ値の低下を招くため、その上限を０．００３０ｗｔ
％とする。
【００１７】Ｓ：Ｓも同様にＴｉやＭｎとの共存状態に
おいては硫化物としてマトリックス中に析出し、その析
出量が多くなると伸びの低下およびｍｅａｎ−ｒ値の低
下を招くため、その上限を０．００４０ｗｔ％とする。
おいては硫化物としてマトリックス中に析出し、その析
出量が多くなると伸びの低下およびｍｅａｎ−ｒ値の低
下を招くため、その上限を０．００４０ｗｔ％とする。
【００１８】Ｍｎ：Ｍｎは鋼中に添加することで鋼板を
固溶強化し、引張り強度を上昇させることができる有用
な置換型元素であるが、同じような置換型固溶強化元素
であるＳｉ、Ｐとは異なり鋼のγ→α変態点を低下させ
るオーステナイト形成元素である。鋼板のｍｅａｎ−ｒ
値を向上させるためには、その製造工程のうちの熱延段
階において、熱延板のフェライト結晶粒度を微細にする
ことが有効であることがよく知られている。一般に、熱
延の仕上げ圧延においては、オーステナイト領域で圧延
を終了し、続いてランアウトテーブル上で冷却し、適切
な温度で巻取り、そのまま冷却して熱延を終了する。こ
の際、仕上げ圧延終了から巻取りまでの間、γ→α変態
とともに再結晶反応が進行し、巻取り後に５００〜６０
０℃まで冷却する間に、フェライト粒の粒成長が進行す
る。したがって、熱延板のフェライト結晶粒度を微細に
するためには、γ→α変態を低温にすることにより、フ
ェライト粒成長する温度領域を縮めることが有効であ
り、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐの３元素中でＭｎのみがその効果を
発揮することができる。
固溶強化し、引張り強度を上昇させることができる有用
な置換型元素であるが、同じような置換型固溶強化元素
であるＳｉ、Ｐとは異なり鋼のγ→α変態点を低下させ
るオーステナイト形成元素である。鋼板のｍｅａｎ−ｒ
値を向上させるためには、その製造工程のうちの熱延段
階において、熱延板のフェライト結晶粒度を微細にする
ことが有効であることがよく知られている。一般に、熱
延の仕上げ圧延においては、オーステナイト領域で圧延
を終了し、続いてランアウトテーブル上で冷却し、適切
な温度で巻取り、そのまま冷却して熱延を終了する。こ
の際、仕上げ圧延終了から巻取りまでの間、γ→α変態
とともに再結晶反応が進行し、巻取り後に５００〜６０
０℃まで冷却する間に、フェライト粒の粒成長が進行す
る。したがって、熱延板のフェライト結晶粒度を微細に
するためには、γ→α変態を低温にすることにより、フ
ェライト粒成長する温度領域を縮めることが有効であ
り、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐの３元素中でＭｎのみがその効果を
発揮することができる。
【００１９】Ｍｎが１．５ｗｔ％未満では、上述したよ
うな作用による熱延板のフェライト組織の細粒化が効果
的に起らないため良好なｍｅａｎ−ｒ値が得られず、ま
た、４０ｋｇ／ｍｍ2以上の引張り強度も得られない。
一方、Ｍｎを２．７ｗｔ％を超えて添加すると引張り強
度は上昇するが、それに伴い伸びの劣化が著しくなる。
以上の理由から、Ｍｎは１．５ｗｔ％〜２．７ｗｔ％の
範囲とする。
うな作用による熱延板のフェライト組織の細粒化が効果
的に起らないため良好なｍｅａｎ−ｒ値が得られず、ま
た、４０ｋｇ／ｍｍ2以上の引張り強度も得られない。
一方、Ｍｎを２．７ｗｔ％を超えて添加すると引張り強
度は上昇するが、それに伴い伸びの劣化が著しくなる。
以上の理由から、Ｍｎは１．５ｗｔ％〜２．７ｗｔ％の
範囲とする。
【００２０】Ｓｉ：Ｓｉも引張り強度を上昇させるため
に有効な元素であるが、０．７ｗｔ％を超えて添加する
とγ→α変態温度の上昇により、熱延板フェライト組織
の細粒化が難しく、ｍｅａｎ−ｒ値の向上が阻害され
る。このため、Ｓｉは０．７ｗｔ％をその上限とする。
に有効な元素であるが、０．７ｗｔ％を超えて添加する
とγ→α変態温度の上昇により、熱延板フェライト組織
の細粒化が難しく、ｍｅａｎ−ｒ値の向上が阻害され
る。このため、Ｓｉは０．７ｗｔ％をその上限とする。
【００２１】Ｐ：Ｐは鋼板の引張り強度を上昇させるこ
とができる反面、添加量の増加に伴い鋼板の靭性が低下
し、２次加工性を著しく劣化させてしまう。また、Ｐ量
を減少させると鋼板の延性が向上する。このＰの適正添
加量を調べるため、Ｃ：０．００１１〜０．００２７ｗ
ｔ％、Ｎ：０．００１６〜０．００２８ｗｔ％、Ｓ：
０．０００６〜０．００３４ｗｔ％、Ｍｎ：２．０６〜
２．１３ｗｔ％、Ｓｉ：０．２０〜０．２３ｗｔ％、Ａ
ｌ：０．０２０〜０．０４０ｗｔ％で、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２） ：２．２５／１０4〜５．３１／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する母成分の鋼に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂを下記の量添
加した下記（Ａ）、（Ｂ）および（Ｃ）の溶鋼、 （Ａ）Ｎｂ：０．０１１ｗｔ％ Ｔｉ：後述する式で定義されるｘが２．５〜４．８の
範囲の添加量 （Ｂ）Ｔｉ：後述する式で定義されるｘが２．５〜
４．８の範囲の添加量 （Ｃ）Ｎｂ：０．０１０ｗｔ％ Ｔｉ：後述する式で定義されるｘが２．５〜４．８の
範囲の添加量 Ｂ：０．０００５ｗｔ％ において、添加量を種々変えてＰを添加し、これら鋼を
熱間圧延、冷間圧延（板厚０．７ｍｍ）した後、８２０
〜８４０℃で連続焼鈍し、さらに、０．３％以下の調質
圧延を実施した。そして、これらの鋼板について引張り
試験および縦割れ試験を実施し、伸びおよび縦割れ遷移
温度を評価した。図１はその結果を示したものである。
これによれば、Ｔｉ−Ｎｂ添加鋼（Ａ鋼）においては縦
割れ遷移温度はＰ：０．０１０ｗｔ％以下で−８０℃で
あり、また、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｂ添加鋼（Ｃ鋼）ではＰ：
０．０１０ｗｔ％以下でより優れた２次加工性が得られ
ている。また、同図によればＰが０．０１０ｗｔ％以下
では伸びが急激に改善されていることも判る。以上のよ
うな理由から、Ｐは０．０１０ｗｔ％以下と規定する。
とができる反面、添加量の増加に伴い鋼板の靭性が低下
し、２次加工性を著しく劣化させてしまう。また、Ｐ量
を減少させると鋼板の延性が向上する。このＰの適正添
加量を調べるため、Ｃ：０．００１１〜０．００２７ｗ
ｔ％、Ｎ：０．００１６〜０．００２８ｗｔ％、Ｓ：
０．０００６〜０．００３４ｗｔ％、Ｍｎ：２．０６〜
２．１３ｗｔ％、Ｓｉ：０．２０〜０．２３ｗｔ％、Ａ
ｌ：０．０２０〜０．０４０ｗｔ％で、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２） ：２．２５／１０4〜５．３１／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する母成分の鋼に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂを下記の量添
加した下記（Ａ）、（Ｂ）および（Ｃ）の溶鋼、 （Ａ）Ｎｂ：０．０１１ｗｔ％ Ｔｉ：後述する式で定義されるｘが２．５〜４．８の
範囲の添加量 （Ｂ）Ｔｉ：後述する式で定義されるｘが２．５〜
４．８の範囲の添加量 （Ｃ）Ｎｂ：０．０１０ｗｔ％ Ｔｉ：後述する式で定義されるｘが２．５〜４．８の
範囲の添加量 Ｂ：０．０００５ｗｔ％ において、添加量を種々変えてＰを添加し、これら鋼を
熱間圧延、冷間圧延（板厚０．７ｍｍ）した後、８２０
〜８４０℃で連続焼鈍し、さらに、０．３％以下の調質
圧延を実施した。そして、これらの鋼板について引張り
試験および縦割れ試験を実施し、伸びおよび縦割れ遷移
温度を評価した。図１はその結果を示したものである。
これによれば、Ｔｉ−Ｎｂ添加鋼（Ａ鋼）においては縦
割れ遷移温度はＰ：０．０１０ｗｔ％以下で−８０℃で
あり、また、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｂ添加鋼（Ｃ鋼）ではＰ：
０．０１０ｗｔ％以下でより優れた２次加工性が得られ
ている。また、同図によればＰが０．０１０ｗｔ％以下
では伸びが急激に改善されていることも判る。以上のよ
うな理由から、Ｐは０．０１０ｗｔ％以下と規定する。
【００２２】Ｔｉ：Ｔｉは鋼中に存在することにより、
鋼板の製造工程におけるスラブ鋳造後の冷却段階および
熱延段階において、鋼中のＣ、ＮおよびＳをＴｉ化合物
として析出させ、マトリックスを純化する作用がある。
ここで、鋼板のプレス成形性の指標として重要なｍｅａ
ｎ−ｒ値は、鋼板のＣ、ＮおよびＳの固溶量が低いほど
良好となる。したがって、Ｔｉ添加による鋼中マトリッ
クスの純化により、ｍｅａｎ−ｒ値を向上させることが
できる。一方、析出したＴｉ化合物の析出量が同じ場
合、その析出状態が微細で且つ多量であるよりも、粗大
で且つ粗く分散した方が焼鈍時のフェライト粒成長性が
良好となり、したがって、ｍｅａｎ−ｒ値を向上させる
ことができ、また延性も良い。
鋼板の製造工程におけるスラブ鋳造後の冷却段階および
熱延段階において、鋼中のＣ、ＮおよびＳをＴｉ化合物
として析出させ、マトリックスを純化する作用がある。
ここで、鋼板のプレス成形性の指標として重要なｍｅａ
ｎ−ｒ値は、鋼板のＣ、ＮおよびＳの固溶量が低いほど
良好となる。したがって、Ｔｉ添加による鋼中マトリッ
クスの純化により、ｍｅａｎ−ｒ値を向上させることが
できる。一方、析出したＴｉ化合物の析出量が同じ場
合、その析出状態が微細で且つ多量であるよりも、粗大
で且つ粗く分散した方が焼鈍時のフェライト粒成長性が
良好となり、したがって、ｍｅａｎ−ｒ値を向上させる
ことができ、また延性も良い。
【００２３】Ｔｉ等の適正添加量を調べるため、Ｃ、
Ｎ、Ｓ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐが本発明条件を満足する母成分
にＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒを種々の添加量で添加した鋼を、熱
間圧延、冷間圧延（板厚０．７ｍｍ）後、後述する規格
化温度ｆ：８９０〜９１０℃で焼鈍し、得られた鋼板の
ｍｅａｎ−ｒ値、ｎ値およびｍ値を測定した。図２およ
び図３は、その結果を下記式で定義されるｘで整理し
たものである（但し、Ｚｒ無添加の場合にはＺ＝０）。 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋％Ｃ／ １２｝］ …… 但し、ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ ％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） これによれば、ｘが２．３を下回るとＴｉ化合物に析出
が微細となり、延性および加工性が劣化している。一
方、ｘが５．５を超えるとＴｉ化合物は粗大に析出し、
フェライト粒成長性を改善するが、固溶Ｔｉの増大によ
り延性および加工性の劣化が著しい。以上の理由から、
Ｔｉ添加量は上記式で定義されるｘが２．３〜５．５
を満足する範囲で添加することを条件とする。
Ｎ、Ｓ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐが本発明条件を満足する母成分
にＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒを種々の添加量で添加した鋼を、熱
間圧延、冷間圧延（板厚０．７ｍｍ）後、後述する規格
化温度ｆ：８９０〜９１０℃で焼鈍し、得られた鋼板の
ｍｅａｎ−ｒ値、ｎ値およびｍ値を測定した。図２およ
び図３は、その結果を下記式で定義されるｘで整理し
たものである（但し、Ｚｒ無添加の場合にはＺ＝０）。 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋％Ｃ／ １２｝］ …… 但し、ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ ％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） これによれば、ｘが２．３を下回るとＴｉ化合物に析出
が微細となり、延性および加工性が劣化している。一
方、ｘが５．５を超えるとＴｉ化合物は粗大に析出し、
フェライト粒成長性を改善するが、固溶Ｔｉの増大によ
り延性および加工性の劣化が著しい。以上の理由から、
Ｔｉ添加量は上記式で定義されるｘが２．３〜５．５
を満足する範囲で添加することを条件とする。
【００２４】Ｎｂ：ＮｂはＴｉと同様に、炭窒化物形成
元素として鋼中で作用するが、その化合物の溶解温度は
Ｔｉ系の化合物よりも低く、熱延段階で析出したＮｂ化
合物は冷間圧延後の焼鈍段階で再溶解する。この結果、
溶解したＣが粒界上に存在することにより、極低炭素鋼
板特有の粒界強度の低下を防止することが可能となり、
２次加工性を向上させることができる。図１および図
２、図３（図２、図３において、Ｎｂ−Ｔｉ系鋼板に関
する図中マ−ク内の数字はＮｂ含有量〔ｗｔ％×１
０3〕を示している）に示されるように、Ｎｂが０．０
０５ｗｔ％を下回ると、Ｎｂ炭化物の再溶解による鋼板
の靭性低下防止作用が有効に働かず２次加工性が劣化す
る。一方、Ｎｂを０．０１５ｗｔ％を超えて添加すると
Ｎｂ炭化物を微細に析出させてしまい、焼鈍時のフェラ
イト粒成長性が低下し、ｍｅａｎ−ｒ値の向上を阻害す
ることになる。以上の理由からＮｂは０．００５〜０．
０１５ｗｔ％と規定する。
元素として鋼中で作用するが、その化合物の溶解温度は
Ｔｉ系の化合物よりも低く、熱延段階で析出したＮｂ化
合物は冷間圧延後の焼鈍段階で再溶解する。この結果、
溶解したＣが粒界上に存在することにより、極低炭素鋼
板特有の粒界強度の低下を防止することが可能となり、
２次加工性を向上させることができる。図１および図
２、図３（図２、図３において、Ｎｂ−Ｔｉ系鋼板に関
する図中マ−ク内の数字はＮｂ含有量〔ｗｔ％×１
０3〕を示している）に示されるように、Ｎｂが０．０
０５ｗｔ％を下回ると、Ｎｂ炭化物の再溶解による鋼板
の靭性低下防止作用が有効に働かず２次加工性が劣化す
る。一方、Ｎｂを０．０１５ｗｔ％を超えて添加すると
Ｎｂ炭化物を微細に析出させてしまい、焼鈍時のフェラ
イト粒成長性が低下し、ｍｅａｎ−ｒ値の向上を阻害す
ることになる。以上の理由からＮｂは０．００５〜０．
０１５ｗｔ％と規定する。
【００２５】Ｂ：Ｂは微量添加することにより、フェラ
イト粒界に存在して粒界強度を上昇させることができ、
０．０００１ｗｔ％以上添加することで２次加工性を良
好にすることができる。このことは、図１からも窺うこ
とができる。しかし、０．００１０ｗｔ％を超える添加
は、ｍｅａｎ−ｒ値に好ましい集合組織の発達を阻害
し、ｍｅａｎ−ｒ値の低下を招いてしまう。このためＢ
は、０．０００１〜０．００１０ｗｔ％と規定する。
イト粒界に存在して粒界強度を上昇させることができ、
０．０００１ｗｔ％以上添加することで２次加工性を良
好にすることができる。このことは、図１からも窺うこ
とができる。しかし、０．００１０ｗｔ％を超える添加
は、ｍｅａｎ−ｒ値に好ましい集合組織の発達を阻害
し、ｍｅａｎ−ｒ値の低下を招いてしまう。このためＢ
は、０．０００１〜０．００１０ｗｔ％と規定する。
【００２６】Ｚｒ：ＺｒはＴｉと同様に鋼中のＮおよび
ＳをＺｒ化合物として析出させ、マトリックスを純化す
る作用がある。また、Ｔｉと複合添加するとＴｉ化合物
の析出形態を粗くする効果がある。したがって、Ｚｒを
添加することにより、延性および加工性をさらに良好に
することができる。図２および図３において、Ｎｂ−Ｔ
ｉ−Ｚｒ系鋼板に関する図中マ−ク内の数字は下記式
で定義されるｚの値（ｚ×１０）を示している。 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ …… 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） これによれば、ｚが０．３未満ではＺｒ化合物が微細に
析出し、却って延性および加工性を劣化させてしまう。
一方、ｚが１．２を超えると、Ｔｉ化合物の粗大化効果
が消失してしまい、この場合も良好な延性、加工性が得
られない。以上のような理由により、Ｚｒ添加量は上記
式で定義されるｚが０．３〜１．２を満足する範囲で
添加することを条件とする。
ＳをＺｒ化合物として析出させ、マトリックスを純化す
る作用がある。また、Ｔｉと複合添加するとＴｉ化合物
の析出形態を粗くする効果がある。したがって、Ｚｒを
添加することにより、延性および加工性をさらに良好に
することができる。図２および図３において、Ｎｂ−Ｔ
ｉ−Ｚｒ系鋼板に関する図中マ−ク内の数字は下記式
で定義されるｚの値（ｚ×１０）を示している。 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ …… 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） これによれば、ｚが０．３未満ではＺｒ化合物が微細に
析出し、却って延性および加工性を劣化させてしまう。
一方、ｚが１．２を超えると、Ｔｉ化合物の粗大化効果
が消失してしまい、この場合も良好な延性、加工性が得
られない。以上のような理由により、Ｚｒ添加量は上記
式で定義されるｚが０．３〜１．２を満足する範囲で
添加することを条件とする。
【００２７】ＲＥＭ（希土類元素）：ＲＥＭは鋼中に添
加することにより、Ｓと結合し硫化物を形成する。ＲＥ
Ｍの硫化物はＴｉ或いはＭｎの硫化物よりも溶解度が低
いため、鋼板の製造工程においてより粗大に安定して存
在し、このため鋼板の延性およびｍｅａｎ−ｒ値の改善
ができる。このような効果を発揮するためには、ＲＥＭ
の１種または２種以上を合計で０．００５ｗｔ％以上添
加する必要がある。一方、ＲＥＭが合計で０．０５ｗｔ
％を超えて添加されると、固溶ＲＥＭによる特性の劣化
を招く。以上の理由から、ＲＥＭはその１種または２種
以上の合計で０．００５〜０．０５ｗｔ％と規定する。
加することにより、Ｓと結合し硫化物を形成する。ＲＥ
Ｍの硫化物はＴｉ或いはＭｎの硫化物よりも溶解度が低
いため、鋼板の製造工程においてより粗大に安定して存
在し、このため鋼板の延性およびｍｅａｎ−ｒ値の改善
ができる。このような効果を発揮するためには、ＲＥＭ
の１種または２種以上を合計で０．００５ｗｔ％以上添
加する必要がある。一方、ＲＥＭが合計で０．０５ｗｔ
％を超えて添加されると、固溶ＲＥＭによる特性の劣化
を招く。以上の理由から、ＲＥＭはその１種または２種
以上の合計で０．００５〜０．０５ｗｔ％と規定する。
【００２８】高強度冷延鋼板に良好なプレス成形性を付
与するためには、従来から重要視されてきた伸びあるい
はｍｅａｎ−ｒ値だけではなく、鋼板加工時の均一変形
から局部変形への遷移領域での鋼板の変形挙動を改善す
ることが重要である。鋼板の均一変形領域においては、
加工硬化指数と呼ばれているｎ値が重要な因子である。
ｎ値は深絞り性だけでなく、張り出し成型性ともその相
関が強い。一方、加工がさらに進行すると鋼板に「くび
れ」が発生し、局部変形領域となる。鋼板にくびれが発
生すると、以後の加工においてくびれた部分が局部的に
変形し、ついには破断してしまう。したがって、鋼板の
加工性を改善することにとって、加工時の局部変形に伴
う鋼板の破断を抑制することは重要であり、すなわち、
加工性を改善するには鋼板をくびれ難くすることが必要
である。
与するためには、従来から重要視されてきた伸びあるい
はｍｅａｎ−ｒ値だけではなく、鋼板加工時の均一変形
から局部変形への遷移領域での鋼板の変形挙動を改善す
ることが重要である。鋼板の均一変形領域においては、
加工硬化指数と呼ばれているｎ値が重要な因子である。
ｎ値は深絞り性だけでなく、張り出し成型性ともその相
関が強い。一方、加工がさらに進行すると鋼板に「くび
れ」が発生し、局部変形領域となる。鋼板にくびれが発
生すると、以後の加工においてくびれた部分が局部的に
変形し、ついには破断してしまう。したがって、鋼板の
加工性を改善することにとって、加工時の局部変形に伴
う鋼板の破断を抑制することは重要であり、すなわち、
加工性を改善するには鋼板をくびれ難くすることが必要
である。
【００２９】ここで、鋼板の局部変形領域においては、
くびれた部分がくびれを生じていない部分に比べひずみ
速度が大きくなる。したがって、くびれの進行を抑制す
るためには、鋼板の歪速度依存性を示すパラメータｍ
値、すなわち、 ｍ＝ｄ（Δσ／σ0）／ｄ（Δε′／ε′0） σ0：応力、 ε′0：歪速度 Δσ：応力の変化、 Δε′：歪速度の変化 の改善が必要である。
くびれた部分がくびれを生じていない部分に比べひずみ
速度が大きくなる。したがって、くびれの進行を抑制す
るためには、鋼板の歪速度依存性を示すパラメータｍ
値、すなわち、 ｍ＝ｄ（Δσ／σ0）／ｄ（Δε′／ε′0） σ0：応力、 ε′0：歪速度 Δσ：応力の変化、 Δε′：歪速度の変化 の改善が必要である。
【００３０】そこで、均一変形領域および局部変形領域
における加工性を示すパラメータｎ値およびｍ値を最良
にする成分条件に関して検討したところ、Ｃ、Ｓ、Ｎの
添加量を、下式で規定されるＩがＩ≦６．００／１０4
を満足するよう規制する必要があることが判った。 Ｉ＝（％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２） 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
における加工性を示すパラメータｎ値およびｍ値を最良
にする成分条件に関して検討したところ、Ｃ、Ｓ、Ｎの
添加量を、下式で規定されるＩがＩ≦６．００／１０4
を満足するよう規制する必要があることが判った。 Ｉ＝（％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２） 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
【００３１】以上の点に関し、Ｍｎ：２．２４ｗｔ％、
Ｓｉ：０．１２ｗｔ％、Ｐ：０．００６ｗｔ％、Ａｌ：
０．０２７ｗｔ％を含み、Ｃ、Ｎ、Ｓ量を種々変えた母
成分の鋼に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂを下記の量添加した下記
（Ａ）、（Ｂ）（Ｃ）および（Ｄ）の鋼を、 （Ａ）Ｎｂ：０．００８ｗｔ％ Ｔｉ：前記式で定義されるｘが３．０〜５．２の範囲
の添加量 （Ｂ）Ｔｉ：０．０８３ｗｔ％ （Ｃ）Ｎｂ：０．０１３ｗｔ％ Ｔｉ：前記式で定義されるｘが２．５〜４．８の範囲
の添加量 Ｂ：０．０００４ｗｔ％ （Ｄ）Ｎｂ：０．０１０ｗｔ％ Ｔｉ：前記式で定義されるｘが３．０〜４．５の範囲
の添加量 Ｚｒ：前記式で定義されるｚが０．５〜１．０の範囲
の添加量 １２５０℃に加熱後、板厚３．４ｍｍに熱間圧延し、次
いで板厚０．８ｍｍまで冷間圧延した後、８２０℃で連
続焼鈍し、さらに、０．３％の調質圧延を実施した。図
４は、これらの鋼板についてｍｅａｎ−ｒ値およびｎ×
ｍを評価し、前記Ｉで整理した結果を示したものであ
る。これによれば、鋼中で析出物を形成するＣ、Ｎ、Ｓ
の含有量を減ずることにより、ｍｅａｎ−ｒ値およびｎ
×ｍが良好となることが判る。特に、ＴｉとＮｂを複合
添加した場合、Ｉが６．００／１０4以下となるとｎ×
ｍは急激に増加している。このため、本発明ではＩ≦
６．００／１０4と規定した。
Ｓｉ：０．１２ｗｔ％、Ｐ：０．００６ｗｔ％、Ａｌ：
０．０２７ｗｔ％を含み、Ｃ、Ｎ、Ｓ量を種々変えた母
成分の鋼に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂを下記の量添加した下記
（Ａ）、（Ｂ）（Ｃ）および（Ｄ）の鋼を、 （Ａ）Ｎｂ：０．００８ｗｔ％ Ｔｉ：前記式で定義されるｘが３．０〜５．２の範囲
の添加量 （Ｂ）Ｔｉ：０．０８３ｗｔ％ （Ｃ）Ｎｂ：０．０１３ｗｔ％ Ｔｉ：前記式で定義されるｘが２．５〜４．８の範囲
の添加量 Ｂ：０．０００４ｗｔ％ （Ｄ）Ｎｂ：０．０１０ｗｔ％ Ｔｉ：前記式で定義されるｘが３．０〜４．５の範囲
の添加量 Ｚｒ：前記式で定義されるｚが０．５〜１．０の範囲
の添加量 １２５０℃に加熱後、板厚３．４ｍｍに熱間圧延し、次
いで板厚０．８ｍｍまで冷間圧延した後、８２０℃で連
続焼鈍し、さらに、０．３％の調質圧延を実施した。図
４は、これらの鋼板についてｍｅａｎ−ｒ値およびｎ×
ｍを評価し、前記Ｉで整理した結果を示したものであ
る。これによれば、鋼中で析出物を形成するＣ、Ｎ、Ｓ
の含有量を減ずることにより、ｍｅａｎ−ｒ値およびｎ
×ｍが良好となることが判る。特に、ＴｉとＮｂを複合
添加した場合、Ｉが６．００／１０4以下となるとｎ×
ｍは急激に増加している。このため、本発明ではＩ≦
６．００／１０4と規定した。
【００３２】なお、一般に連続鋳造法によりスラブを鋳
造する場合、溶鋼脱酸のためＡｌが０．００２〜０．１
ｗｔ％程度添加されるが、本発明鋼板においてもこの程
度の量のＡｌを含むことができ、これによって本発明の
特性は何ら阻害されことはない。
造する場合、溶鋼脱酸のためＡｌが０．００２〜０．１
ｗｔ％程度添加されるが、本発明鋼板においてもこの程
度の量のＡｌを含むことができ、これによって本発明の
特性は何ら阻害されことはない。
【００３３】次に、製造条件について説明する。本発明
では上記成分組成の鋼を、連続鋳造法により一旦スラブ
に鋳造した後、常法にて熱間圧延を行い、巻取り後冷却
し、次いで酸洗、冷間圧延した後、連続焼鈍法により再
結晶焼鈍を行う。焼鈍は連続焼鈍により行なう。バッチ
式焼鈍では徐加熱、徐冷の熱サイクルとなるためフェラ
イト粒が大きくなり、強度の低下を招く。したがって、
急速加熱、冷却の連続焼鈍が必須である。この焼鈍段階
での均熱温度は、フェライト組織の再結晶および結晶粒
の調整を行うことにより良好な機械的持性を付与するた
めの重要な因子である。
では上記成分組成の鋼を、連続鋳造法により一旦スラブ
に鋳造した後、常法にて熱間圧延を行い、巻取り後冷却
し、次いで酸洗、冷間圧延した後、連続焼鈍法により再
結晶焼鈍を行う。焼鈍は連続焼鈍により行なう。バッチ
式焼鈍では徐加熱、徐冷の熱サイクルとなるためフェラ
イト粒が大きくなり、強度の低下を招く。したがって、
急速加熱、冷却の連続焼鈍が必須である。この焼鈍段階
での均熱温度は、フェライト組織の再結晶および結晶粒
の調整を行うことにより良好な機械的持性を付与するた
めの重要な因子である。
【００３４】焼鈍段階で鋼板のｍｅａｎ−ｒ値を良好な
ものとするためには、フェライト粒径を大きくすること
が必要であり、本発明の成分組成の鋼であれば８００℃
以上で焼鈍することにより、ｍｅａｎ−ｒ値が１．８以
上と良好な値となるだけでなく、伸びおよびｎ値も向上
する。しかし、上述したように高強度冷延鋼板に良好な
プレス成形性を付与するためには、従来用いられてきた
ｍｅａｎ−ｒ値だけでなく、均一変形および局部変形能
に関するパラメ−タｎ×ｍを改善することが重要であ
る。
ものとするためには、フェライト粒径を大きくすること
が必要であり、本発明の成分組成の鋼であれば８００℃
以上で焼鈍することにより、ｍｅａｎ−ｒ値が１．８以
上と良好な値となるだけでなく、伸びおよびｎ値も向上
する。しかし、上述したように高強度冷延鋼板に良好な
プレス成形性を付与するためには、従来用いられてきた
ｍｅａｎ−ｒ値だけでなく、均一変形および局部変形能
に関するパラメ−タｎ×ｍを改善することが重要であ
る。
【００３５】そこで、パラメータｎ値およびｍ値を最良
にする焼鈍条件に関して、種々の鋼種について検討を行
った。すなわち、本発明範囲内の組成を有する種々の鋼
を熱間圧延および冷間圧延（板厚０．７ｍｍ）した後、
下記規格化温度ｆ：８００〜９５０℃で焼鈍し、得られ
た鋼板のｍｅａｎ−ｒ値、ｎ値およびｍ値を調べた。こ
の結果、図５に示すような結果が得られ、鋼に添加した
ＭｎおよびＳｉ量と焼鈍温度Ｔａ（℃）の関数、 ｆ＝Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０） 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） に関してｍｅａｎ−ｒ値およびｎ値とｍ値のバランスに
最適領域が存在することが判明した。ここで図５中の横
軸ｆは、各種組成の鋼板の焼鈍温度をＳｉおよびＭｎ添
加量で規格化したものである。この整理によれば、ｍｅ
ａｎ−ｒ値は規格化温度ｆで約６０〜７０℃幅の範囲で
安定して良好な値が得られるが、均一変形および局部変
形能に関するパラメータｎ×ｍは、規格化温度ｆに対し
て急峻なピーク値を有し、焼鈍温度依存性が強いことが
判る。すなわち、鋼板の変形全域にわたって良好なプレ
ス加工性を得るために必要なｍｅａｎ−ｒ値およびｎ×
ｍを最良とする焼鈍温度は、ｍｅａｎ−ｒ値だけを良好
にするよりもより限定された焼鈍温度範囲、具体的には
規格化温度ｆで８９０〜９１０℃の範囲にある。このた
め本発明では、上記規格温度ｆが８９０〜９１０℃の範
囲を満足する焼鈍温度で連続焼鈍することをその条件と
した。
にする焼鈍条件に関して、種々の鋼種について検討を行
った。すなわち、本発明範囲内の組成を有する種々の鋼
を熱間圧延および冷間圧延（板厚０．７ｍｍ）した後、
下記規格化温度ｆ：８００〜９５０℃で焼鈍し、得られ
た鋼板のｍｅａｎ−ｒ値、ｎ値およびｍ値を調べた。こ
の結果、図５に示すような結果が得られ、鋼に添加した
ＭｎおよびＳｉ量と焼鈍温度Ｔａ（℃）の関数、 ｆ＝Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０） 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） に関してｍｅａｎ−ｒ値およびｎ値とｍ値のバランスに
最適領域が存在することが判明した。ここで図５中の横
軸ｆは、各種組成の鋼板の焼鈍温度をＳｉおよびＭｎ添
加量で規格化したものである。この整理によれば、ｍｅ
ａｎ−ｒ値は規格化温度ｆで約６０〜７０℃幅の範囲で
安定して良好な値が得られるが、均一変形および局部変
形能に関するパラメータｎ×ｍは、規格化温度ｆに対し
て急峻なピーク値を有し、焼鈍温度依存性が強いことが
判る。すなわち、鋼板の変形全域にわたって良好なプレ
ス加工性を得るために必要なｍｅａｎ−ｒ値およびｎ×
ｍを最良とする焼鈍温度は、ｍｅａｎ−ｒ値だけを良好
にするよりもより限定された焼鈍温度範囲、具体的には
規格化温度ｆで８９０〜９１０℃の範囲にある。このた
め本発明では、上記規格温度ｆが８９０〜９１０℃の範
囲を満足する焼鈍温度で連続焼鈍することをその条件と
した。
【００３６】以上のように本発明によれば、Ｃ、Ｎ、Ｓ
ｉ添加量の上限値、Ｍｎ量の下限値およびＴｉ量の添加
範囲を規定することにより、ｍｅａｎ−ｒ値に良好な集
合組織を形成させるとともに、Ｍｎを主体にＳｉを複合
添加することにより引張り強度４０ｋｇｆ／ｍｍ2以上
を確保し、さらに、Ｐ添加量の上限を規定し、延性の改
善を行なうとともに、Ｐのフェライト粒界上での偏析に
よる鋼板の靭性低下を防止し、且つ、焼鈍中にＮｂ炭化
物が溶解し、溶解したＣが粒界上に拡散移動することで
粒界強度を増大させることにより、２次加工性を向上さ
せることができる。また、必要に応じてＺｒ、ＲＥＭを
添加することにより、延性及び加工性をさらに改善する
ことができるとともに、さらに必要に応じてＢを添加す
ることにより、粒界強度を上昇させ２次加工性をより改
善することができる。そしてさらに、連続焼鈍の焼鈍温
度を８００℃以上とすることにより、フェライト粒成長
を良好にしてｍｅａｎ−ｒ値向上を図るとともに、成分
上Ｓｉ、ＭｎバランスとＣ、Ｎ、Ｓバランスを適正化す
るとともに、ＳｉおよびＭｎ添加量に応じて焼鈍温度範
囲を規定することにより、ｎ×ｍを最適値とすることが
でき、均一変形が良好で、局部変形領域においてもくび
れ難くかつ割れ難い、プレス成形性の良好な高強度冷延
鋼板を製造することができる。
ｉ添加量の上限値、Ｍｎ量の下限値およびＴｉ量の添加
範囲を規定することにより、ｍｅａｎ−ｒ値に良好な集
合組織を形成させるとともに、Ｍｎを主体にＳｉを複合
添加することにより引張り強度４０ｋｇｆ／ｍｍ2以上
を確保し、さらに、Ｐ添加量の上限を規定し、延性の改
善を行なうとともに、Ｐのフェライト粒界上での偏析に
よる鋼板の靭性低下を防止し、且つ、焼鈍中にＮｂ炭化
物が溶解し、溶解したＣが粒界上に拡散移動することで
粒界強度を増大させることにより、２次加工性を向上さ
せることができる。また、必要に応じてＺｒ、ＲＥＭを
添加することにより、延性及び加工性をさらに改善する
ことができるとともに、さらに必要に応じてＢを添加す
ることにより、粒界強度を上昇させ２次加工性をより改
善することができる。そしてさらに、連続焼鈍の焼鈍温
度を８００℃以上とすることにより、フェライト粒成長
を良好にしてｍｅａｎ−ｒ値向上を図るとともに、成分
上Ｓｉ、ＭｎバランスとＣ、Ｎ、Ｓバランスを適正化す
るとともに、ＳｉおよびＭｎ添加量に応じて焼鈍温度範
囲を規定することにより、ｎ×ｍを最適値とすることが
でき、均一変形が良好で、局部変形領域においてもくび
れ難くかつ割れ難い、プレス成形性の良好な高強度冷延
鋼板を製造することができる。
【００３７】次に他の製造条件について説明する。通
常、上記の成分組成の鋼を連続鋳造法によりスラブに鋳
造した後、熱間圧延により板厚２．０〜４．２ｍｍの熱
延コイルにする。この熱延条件に特に限定はなく、常法
により圧延を行えばよいが、スラブ均熱温度を１１００
〜１３００℃としてオーステナイト領域で仕上げ圧延を
終了し、７２０℃以下で巻取ることが望ましい。スラブ
加熱温度が１３００℃を超えると、加熱段階でのスケ−
ル生成量が著しく増加し、表面性状を劣化させてしま
う。一方、スラブ加熱温度が１１００℃を下回ると、仕
上げ温度が確保できなくなる。また、巻取り温度が７２
０℃を超えると、巻取り後のフェライト粒径が大きくな
り過ぎるためｍｅａｎ−ｒ値が劣化し、また、鋼板の表
面酸化が著しく大きくなってしまう。
常、上記の成分組成の鋼を連続鋳造法によりスラブに鋳
造した後、熱間圧延により板厚２．０〜４．２ｍｍの熱
延コイルにする。この熱延条件に特に限定はなく、常法
により圧延を行えばよいが、スラブ均熱温度を１１００
〜１３００℃としてオーステナイト領域で仕上げ圧延を
終了し、７２０℃以下で巻取ることが望ましい。スラブ
加熱温度が１３００℃を超えると、加熱段階でのスケ−
ル生成量が著しく増加し、表面性状を劣化させてしま
う。一方、スラブ加熱温度が１１００℃を下回ると、仕
上げ温度が確保できなくなる。また、巻取り温度が７２
０℃を超えると、巻取り後のフェライト粒径が大きくな
り過ぎるためｍｅａｎ−ｒ値が劣化し、また、鋼板の表
面酸化が著しく大きくなってしまう。
【００３８】熱延板は酸洗によりスケールを除去した
後、冷間圧延により所定の製品板厚とする。冷圧率は、
高いほどｍｅａｎ−ｒ値を良好なものとするので、７０
％以上とすることが望ましい。再結晶焼鈍した鋼板に
は、必要に応じて１％以下の調質圧延を実施することが
できる。
後、冷間圧延により所定の製品板厚とする。冷圧率は、
高いほどｍｅａｎ−ｒ値を良好なものとするので、７０
％以上とすることが望ましい。再結晶焼鈍した鋼板に
は、必要に応じて１％以下の調質圧延を実施することが
できる。
【００３９】
【実施例】〔実施例１〕表１に示す鋼を溶製し、その鋼
塊を１２００℃で１時間均熱して熱間圧延を行い、９１
０℃で仕上げ圧延を終了し、板厚３．２ｍｍの熱延板と
した後、６２０℃で巻取り冷却した。次いで熱延板を酸
洗した後、板厚０．７ｍｍまで冷間圧延し、さらに表２
および表３に示す焼鈍温度Ｔａで１分間保持の連続焼鈍
を行った。焼鈍板を０．３％の伸長率で調質圧延した
後、その機械的特性を評価した。機械試験はＪＩＳ５号
試験片を用いて行い、ＹＰ、ＴＳ、Ｅｌは通常の試験方
法により測定した。またｍｅａｎ−ｒ値は、圧延方向、
圧延直角方向および圧延方向に対して４５°方向にそれ
ぞれ平行なＪＩＳ５号試験片を用い、１５％歪付与後の
それぞれのｒ値（ｒ0、ｒ45、ｒ90）より、 ｍｅａｎ−ｒ＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４ により算出した。ｎ値は引張試験時の伸びが１０％及び
２０％における荷重を測定し、 ｎ＝ｌｎ（σ2／σ1）／ｌｎ（ε2／ε1） により算出した。また、ｍ値は引張試験中、１０％引張
り歪付与時に歪速度を３／１０3〔１／ｓｅｃ〕から３
／１０2〔１／ｓｅｃ〕に変えた時の荷重を測定し、 ｍ＝ｌｎ（σ2／σ1）／ｌｎ（ε′2／ε′1） により算出した。ｎ×ｍは測定値より算出したｎ値とｍ
値の積である。２次加工性の評価は、１００ｍｍφのブ
ランクに打抜いた後、絞り比２．１でカップ成形し、種
々の温度で縦割れ試験を行い、割れた温度の高低により
評価した。その結果を表２および表３に示す。
塊を１２００℃で１時間均熱して熱間圧延を行い、９１
０℃で仕上げ圧延を終了し、板厚３．２ｍｍの熱延板と
した後、６２０℃で巻取り冷却した。次いで熱延板を酸
洗した後、板厚０．７ｍｍまで冷間圧延し、さらに表２
および表３に示す焼鈍温度Ｔａで１分間保持の連続焼鈍
を行った。焼鈍板を０．３％の伸長率で調質圧延した
後、その機械的特性を評価した。機械試験はＪＩＳ５号
試験片を用いて行い、ＹＰ、ＴＳ、Ｅｌは通常の試験方
法により測定した。またｍｅａｎ−ｒ値は、圧延方向、
圧延直角方向および圧延方向に対して４５°方向にそれ
ぞれ平行なＪＩＳ５号試験片を用い、１５％歪付与後の
それぞれのｒ値（ｒ0、ｒ45、ｒ90）より、 ｍｅａｎ−ｒ＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４ により算出した。ｎ値は引張試験時の伸びが１０％及び
２０％における荷重を測定し、 ｎ＝ｌｎ（σ2／σ1）／ｌｎ（ε2／ε1） により算出した。また、ｍ値は引張試験中、１０％引張
り歪付与時に歪速度を３／１０3〔１／ｓｅｃ〕から３
／１０2〔１／ｓｅｃ〕に変えた時の荷重を測定し、 ｍ＝ｌｎ（σ2／σ1）／ｌｎ（ε′2／ε′1） により算出した。ｎ×ｍは測定値より算出したｎ値とｍ
値の積である。２次加工性の評価は、１００ｍｍφのブ
ランクに打抜いた後、絞り比２．１でカップ成形し、種
々の温度で縦割れ試験を行い、割れた温度の高低により
評価した。その結果を表２および表３に示す。
【００４０】〔実施例２〕表４ないし表８に示す鋼を溶
製し、その鋼塊を１１５０〜１２５０℃で１時間均熱
後、熱間圧延を行い、８９０〜９２０℃で仕上げ圧延を
終了し、板厚３．０〜３．４ｍｍの熱延板とした後、６
００〜６８０℃で巻取り冷却した。次いで熱延板を酸洗
した後、板厚０．７ｍｍまで冷間圧延し、表９および表
１０に示す焼鈍温度Ｔａで３０〜９０秒間保持の連続焼
鈍を行った。焼鈍板を０．１〜０．５％の伸長率で調質
圧延した後、機械的特性及び２次加工性について評価し
た。その結果を表９および表１０に示す。なお、各機械
的特性の評価方法は実施例１と同様である。
製し、その鋼塊を１１５０〜１２５０℃で１時間均熱
後、熱間圧延を行い、８９０〜９２０℃で仕上げ圧延を
終了し、板厚３．０〜３．４ｍｍの熱延板とした後、６
００〜６８０℃で巻取り冷却した。次いで熱延板を酸洗
した後、板厚０．７ｍｍまで冷間圧延し、表９および表
１０に示す焼鈍温度Ｔａで３０〜９０秒間保持の連続焼
鈍を行った。焼鈍板を０．１〜０．５％の伸長率で調質
圧延した後、機械的特性及び２次加工性について評価し
た。その結果を表９および表１０に示す。なお、各機械
的特性の評価方法は実施例１と同様である。
【００４１】〔実施例３〕表１１ないし表２０に示す鋼
を溶製し、その鋼塊を１１５０〜１２５０℃で１時間均
熱後、熱間圧延を行い、８８０〜９３０℃で仕上げ圧延
を終了し、板厚２．８〜３．４ｍｍの熱延板とした後、
５６０〜６８０℃で巻取り冷却した。次いで熱延板を酸
洗した後、板厚０．７ｍｍまで冷間圧延し、表２１ない
し表２５に示す焼鈍温度Ｔａで３０〜９０秒間保持の連
続焼鈍を行なった。焼鈍板を０．１〜０．３％の伸長率
で調質圧延した後、機械的特性及び２次加工性について
評価した。その結果を表２１ないし表２５に示す。な
お、各機械的特性の評価方法は実施例１と同様である。
を溶製し、その鋼塊を１１５０〜１２５０℃で１時間均
熱後、熱間圧延を行い、８８０〜９３０℃で仕上げ圧延
を終了し、板厚２．８〜３．４ｍｍの熱延板とした後、
５６０〜６８０℃で巻取り冷却した。次いで熱延板を酸
洗した後、板厚０．７ｍｍまで冷間圧延し、表２１ない
し表２５に示す焼鈍温度Ｔａで３０〜９０秒間保持の連
続焼鈍を行なった。焼鈍板を０．１〜０．３％の伸長率
で調質圧延した後、機械的特性及び２次加工性について
評価した。その結果を表２１ないし表２５に示す。な
お、各機械的特性の評価方法は実施例１と同様である。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【表２】
【００４４】
【表３】
【００４５】
【表４】
【００４６】
【表５】
【００４７】
【表６】
【００４８】
【表７】
【００４９】
【表８】
【００５０】
【表９】
【００５１】
【表１０】
【００５２】
【表１１】
【００５３】
【表１２】
【００５４】
【表１３】
【００５５】
【表１４】
【００５６】
【表１５】
【００５７】
【表１６】
【００５８】
【表１７】
【００５９】
【表１８】
【００６０】
【表１９】
【００６１】
【表２０】
【００６２】
【表２１】
【００６３】
【表２２】
【００６４】
【表２３】
【００６５】
【表２４】
【００６６】
【表２５】
【図１】Ｔｉ系、Ｎｂ−Ｔｉ系およびＮｂ−Ｔｉ−Ｂ系
の各鋼板において、Ｐ添加量が縦割れ遷移温度と伸びに
及ぼす影響を示すものである。
の各鋼板において、Ｐ添加量が縦割れ遷移温度と伸びに
及ぼす影響を示すものである。
【図２】Ｔｉ系、Ｎｂ−Ｔｉ系およびＮｂ−Ｔｉ−Ｚｒ
系の各鋼板において、Ｔｉ添加量がｍｅａｎ−ｒ値に及
ぼす影響を示すものである。
系の各鋼板において、Ｔｉ添加量がｍｅａｎ−ｒ値に及
ぼす影響を示すものである。
【図３】Ｔｉ系、Ｎｂ−Ｔｉ系およびＮｂ−Ｔｉ−Ｚｒ
系の各鋼板において、Ｔｉ添加量がｎ×ｍに及ぼす影響
を示すものである。
系の各鋼板において、Ｔｉ添加量がｎ×ｍに及ぼす影響
を示すものである。
【図４】Ｔｉ系、Ｎｂ−Ｔｉ系、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｚｒ系お
よびＮｂ−Ｔｉ−Ｂ系の各鋼板において、Ｃ、Ｎおよび
Ｓの含有量がｍｅａｎ−ｒ値およびｎ×ｍに及ぼす影響
を示すものである。
よびＮｂ−Ｔｉ−Ｂ系の各鋼板において、Ｃ、Ｎおよび
Ｓの含有量がｍｅａｎ−ｒ値およびｎ×ｍに及ぼす影響
を示すものである。
【図５】Ｎｂ−Ｔｉ系、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｚｒ系、Ｎｂ−Ｔ
ｉ−Ｂ系、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｚｒ−Ｂ系の各鋼板において、
焼鈍温度に関する規格化温度ｆ＝Ｔａ−（１００．７×
％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）がｍｅａｎ−ｒ値お
よびｎ×ｍに及ぼす影響を示すものである。
ｉ−Ｂ系、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｚｒ−Ｂ系の各鋼板において、
焼鈍温度に関する規格化温度ｆ＝Ｔａ−（１００．７×
％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）がｍｅａｎ−ｒ値お
よびｎ×ｍに及ぼす影響を示すものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 安東 均 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 金藤 秀司 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (8)
- 【請求項１】 Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦０．００
３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５ｗｔ％≦
Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ≦０．０
１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ
％、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を満足
する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／｛４８（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２＋％Ｃ／１２）｝ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。 - 【請求項２】 Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦０．００
３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５ｗｔ％≦
Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ≦０．０
１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ
％、０．０００１ｗｔ％≦Ｂ≦０．００１０ｗｔ％、Ｔ
ｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を満足する範
囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／｛４８（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２＋％Ｃ／１２）｝ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。 - 【請求項３】 Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦０．００
３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５ｗｔ％≦
Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ≦０．０
１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ
％を含有し、これにＺｒを下式で定義されるｚが０．３
〜１．２を満足する範囲で含有し、 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を
満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋ ％Ｃ／１２｝］ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。 - 【請求項４】 Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦０．００
３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５ｗｔ％≦
Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ≦０．０
１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ
％、０．０００１ｗｔ％≦Ｂ≦０．００１０ｗｔ％を含
有し、これにＺｒを下式で定義されるｚが０．３〜１．
２を満足する範囲で含有し、 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を
満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋ ％Ｃ／１２｝］ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。 - 【請求項５】 Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦０．００
３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５ｗｔ％≦
Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ≦０．０
１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ
％、ＲＥＭの１種または２種の合計：０．００５〜０．
０５ｗｔ％、さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．
３〜５．５を満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／｛４８（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２＋％Ｃ／１２）｝ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。 - 【請求項６】 Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦０．００
３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５ｗｔ％≦
Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ≦０．０
１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ
％、０．０００１ｗｔ％≦Ｂ≦０．００１０ｗｔ％、Ｒ
ＥＭの１種または２種の合計：０．００５〜０．０５ｗ
ｔ％、さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜
５．５を満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／｛４８（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２＋％Ｃ／１２）｝ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。 - 【請求項７】 Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦０．００
３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５ｗｔ％≦
Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ≦０．０
１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ
％、ＲＥＭの１種または２種の合計：０．００５〜０．
０５ｗｔ％を含有し、これに下式で定義されるｚが０．
３〜１．２を満足する範囲のＺｒを含有し、 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を
満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋ ％Ｃ／１２｝］ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。 - 【請求項８】 Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｎ≦０．００
３０ｗｔ％、Ｓ≦０．００４０ｗｔ％、１．５ｗｔ％≦
Ｍｎ≦２．７ｗｔ％、Ｓｉ≦０．７ｗｔ％、Ｐ≦０．０
１０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ
％、０．０００１ｗｔ％≦Ｂ≦０．００１０ｗｔ％、Ｒ
ＥＭの１種または２種の合計：０．００５〜０．０５ｗ
ｔ％を含有し、これに下式で定義されるｚが０．３〜
１．２を満足する範囲のＺｒを含有し、 ｚ＝％Ｚｒ／｛９１（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）｝ 但し、％Ｚｒ：Ｚｒ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） さらに、Ｔｉを下式で定義されるｘが２．３〜５．５を
満足する範囲で含有し、 ｘ＝％Ｔｉ／［４８｛（１−ｚ）（％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）＋ ％Ｃ／１２｝］ 但し、％Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） ％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、 （％Ｃ／１２＋％Ｎ／１４＋％Ｓ／３２）≦６．００／１０4 但し、％Ｃ：Ｃ含有量（ｗｔ％） ％Ｎ：Ｎ含有量（ｗｔ％） ％Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する成分組成の鋼を、熱間圧延および冷間圧延し
て冷延鋼板とし、次いでこの鋼板を連続焼鈍法により８
００℃以上の焼鈍温度であって、且つ、 ８９０≦｛Ｔａ−（１００．７×％Ｓｉ−４８．３×％Ｍｎ＋１０）｝ ≦９１０ 但し、％Ｓｉ：Ｓｉ含有量（ｗｔ％） ％Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） を満足する焼鈍温度Ｔａ（℃）で再結晶焼鈍することを
特徴とするプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3021459A JPH0826412B2 (ja) | 1991-01-23 | 1991-01-23 | プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3021459A JPH0826412B2 (ja) | 1991-01-23 | 1991-01-23 | プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04247827A JPH04247827A (ja) | 1992-09-03 |
| JPH0826412B2 true JPH0826412B2 (ja) | 1996-03-13 |
Family
ID=12055567
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3021459A Expired - Fee Related JPH0826412B2 (ja) | 1991-01-23 | 1991-01-23 | プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0826412B2 (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62139823A (ja) * | 1985-12-13 | 1987-06-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH02111841A (ja) * | 1988-10-19 | 1990-04-24 | Kawasaki Steel Corp | 焼付け硬化性を有する良加工性冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JPH02149624A (ja) * | 1988-11-29 | 1990-06-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 成形性の良好な高張力冷延鋼板の製造法 |
| JPH02282420A (ja) * | 1989-04-21 | 1990-11-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工用熱延鋼板の製造方法及び熱延鋼板の加工熱処理法 |
-
1991
- 1991-01-23 JP JP3021459A patent/JPH0826412B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPS62139823A (ja) * | 1985-12-13 | 1987-06-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH02111841A (ja) * | 1988-10-19 | 1990-04-24 | Kawasaki Steel Corp | 焼付け硬化性を有する良加工性冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JPH02149624A (ja) * | 1988-11-29 | 1990-06-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 成形性の良好な高張力冷延鋼板の製造法 |
| JPH02282420A (ja) * | 1989-04-21 | 1990-11-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工用熱延鋼板の製造方法及び熱延鋼板の加工熱処理法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04247827A (ja) | 1992-09-03 |
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