JPH10298662A - 塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH10298662A JPH10298662A JP10172497A JP10172497A JPH10298662A JP H10298662 A JPH10298662 A JP H10298662A JP 10172497 A JP10172497 A JP 10172497A JP 10172497 A JP10172497 A JP 10172497A JP H10298662 A JPH10298662 A JP H10298662A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- temperature
- cold
- hot
- heat treatment
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】塗装焼付硬化性と常温遅時効性の良好な冷延鋼
板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供す
る。 【解決手段】極低炭素鋼にＰを添加し、焼鈍後の冷却速
度とその後の熱処理条件を最適化することにより、塗装
焼付硬化性能と常温遅時効性とを兼備した、加工用冷延
鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することが
できる。
板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供す
る。 【解決手段】極低炭素鋼にＰを添加し、焼鈍後の冷却速
度とその後の熱処理条件を最適化することにより、塗装
焼付硬化性能と常温遅時効性とを兼備した、加工用冷延
鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することが
できる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、塗装焼付硬化性
（ＢＨ性）、常温遅時効性、成形性を兼ね備えた冷延鋼
板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する
ものである。本発明が係わる冷延鋼板および合金化溶融
亜鉛めっき鋼板は、自動車、家庭電気製品、建物などに
使用されるものである。また、本発明が係わる冷延鋼板
は、表面処理をしない狭義の冷延鋼板の他、防錆のため
に合金化溶融Ｚｎめっき、電気めっきなどの表面処理を
施すためのめっき原板となる広義の冷延鋼板を含むもの
である。
（ＢＨ性）、常温遅時効性、成形性を兼ね備えた冷延鋼
板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する
ものである。本発明が係わる冷延鋼板および合金化溶融
亜鉛めっき鋼板は、自動車、家庭電気製品、建物などに
使用されるものである。また、本発明が係わる冷延鋼板
は、表面処理をしない狭義の冷延鋼板の他、防錆のため
に合金化溶融Ｚｎめっき、電気めっきなどの表面処理を
施すためのめっき原板となる広義の冷延鋼板を含むもの
である。
【０００２】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。
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。
【０００３】
【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（Ｂ
Ｈ）性を兼備し、溶融亜鉛めっき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Ｂ
Ｈ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。
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（Ｂ
Ｈ）性を兼備し、溶融亜鉛めっき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Ｂ
Ｈ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。
【０００４】一方、特開平６−０９３３７６号公報に
は、ＴｉやＮｂを添加せず、Ｃの添加を極めて少量にと
どめることで常温遅時効性を確保し、さらにＰを活用す
ることによって深絞り成形性を確保する技術が開示され
ている。しかしながら、Ｃを０．０００１〜０．００１
５％の範囲に制御することは製鋼技術上困難であり、歩
留り低下の原因となる。また、焼鈍後の熱処理について
は何ら示されておらず、ＢＨ性と遅時効性とのバランス
は従来の鋼板を逸脱するものとは考えられない。
は、ＴｉやＮｂを添加せず、Ｃの添加を極めて少量にと
どめることで常温遅時効性を確保し、さらにＰを活用す
ることによって深絞り成形性を確保する技術が開示され
ている。しかしながら、Ｃを０．０００１〜０．００１
５％の範囲に制御することは製鋼技術上困難であり、歩
留り低下の原因となる。また、焼鈍後の熱処理について
は何ら示されておらず、ＢＨ性と遅時効性とのバランス
は従来の鋼板を逸脱するものとは考えられない。
【０００５】高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備えた鋼
板に関する技術については、例えば特公平３−２２２４
号公報に記載のものがある。これ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。しかしながら、この技術には
以下のような実操業上の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
を含有する成分組成の鋼では、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等のトラブル
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、製造がきわめて不
安定となる。
板に関する技術については、例えば特公平３−２２２４
号公報に記載のものがある。これ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。しかしながら、この技術には
以下のような実操業上の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
を含有する成分組成の鋼では、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等のトラブル
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、製造がきわめて不
安定となる。
【０００６】さらに特開平７−３００６２３号公報に
は、Ｎｂを添加した極低炭素冷延鋼板において焼鈍後の
冷却速度を制御することによって粒界中の炭素濃度を高
めて、高ＢＨと常温遅時効性との両立が可能であること
が示されている。しかしながら、これによっても高ＢＨ
と常温遅時効性とのバランスは十分とは言えない。
は、Ｎｂを添加した極低炭素冷延鋼板において焼鈍後の
冷却速度を制御することによって粒界中の炭素濃度を高
めて、高ＢＨと常温遅時効性との両立が可能であること
が示されている。しかしながら、これによっても高ＢＨ
と常温遅時効性とのバランスは十分とは言えない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】上述のとおり、従来の
ＢＨ鋼板は、安定的な製造が困難であったり、ＢＨ量を
増加させると同時に常温遅時効性が失われ、結果として
長期間の常温での保存や、赤道を越える輸出が困難であ
るといった欠点を有していた。そこで、本発明は、高Ｂ
Ｈ性と常温遅時効性とを兼ね備えた鋼板、さらには、赤
道を越えるような輸出にも耐えることのできる、塗装焼
付硬化性能に優れた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
ＢＨ鋼板は、安定的な製造が困難であったり、ＢＨ量を
増加させると同時に常温遅時効性が失われ、結果として
長期間の常温での保存や、赤道を越える輸出が困難であ
るといった欠点を有していた。そこで、本発明は、高Ｂ
Ｈ性と常温遅時効性とを兼ね備えた鋼板、さらには、赤
道を越えるような輸出にも耐えることのできる、塗装焼
付硬化性能に優れた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
【０００８】
【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、Ｐを添
加した極低炭素冷延鋼板を焼鈍の後にさらに熱処理する
ことによって、従来以上にＢＨ性と常温遅時効性とのバ
ランスを改善することが可能であることを見出したもの
である。
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、Ｐを添
加した極低炭素冷延鋼板を焼鈍の後にさらに熱処理する
ことによって、従来以上にＢＨ性と常温遅時効性とのバ
ランスを改善することが可能であることを見出したもの
である。
【０００９】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 ：０．００１４〜０．００２５
％、Ｓｉ≦１．５％、Ｍｎ：０．０３〜２．０％、Ｐ
：０．０１〜０．１５％、Ｓ ≦０．０１５％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ≦０．００４０％を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のス
ラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６
０〜９５％の冷間圧延を施し、連続焼鈍ラインにて６５
０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き
続いて平均冷却速度４０℃／ｓ以上で２８０〜４５０℃
の温度域まで冷却し、該温度域で１２０秒以上の熱処理
を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた冷延
鋼板の製造方法。
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 ：０．００１４〜０．００２５
％、Ｓｉ≦１．５％、Ｍｎ：０．０３〜２．０％、Ｐ
：０．０１〜０．１５％、Ｓ ≦０．０１５％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ≦０．００４０％を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のス
ラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６
０〜９５％の冷間圧延を施し、連続焼鈍ラインにて６５
０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き
続いて平均冷却速度４０℃／ｓ以上で２８０〜４５０℃
の温度域まで冷却し、該温度域で１２０秒以上の熱処理
を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた冷延
鋼板の製造方法。
【００１０】（２） さらに、重量％で、Ｂ：０．００
０１〜０．００４０％を含有することを特徴とする前記
（１）に記載の塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製
造方法。 （３） 重量％で、Ｃ ：０．００１４〜０．００３０
％、Ｓｉ≦１．５％、Ｍｎ：０．０３〜２．０％、Ｐ
：０．０１〜０．１５％、Ｓ ≦０．０１５％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ≦０．００４０％を含
有し、さらにＴｉ：０．００２〜０．０２％およびＮ
ｂ：０．００２〜０．０１８％の１種または２種を、Ｔ
ｉ＋Ｎｂ＝０．００２〜０．０２％となるように含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラ
ブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６０
〜９５％の冷間圧延を施し、連続焼鈍ラインにて６５０
℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続
いて平均冷却速度４０℃／ｓ以上で２８０〜４５０℃の
温度域まで冷却し、該温度域で１２０秒以上の熱処理を
行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼
板の製造方法。
０１〜０．００４０％を含有することを特徴とする前記
（１）に記載の塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製
造方法。 （３） 重量％で、Ｃ ：０．００１４〜０．００３０
％、Ｓｉ≦１．５％、Ｍｎ：０．０３〜２．０％、Ｐ
：０．０１〜０．１５％、Ｓ ≦０．０１５％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ≦０．００４０％を含
有し、さらにＴｉ：０．００２〜０．０２％およびＮ
ｂ：０．００２〜０．０１８％の１種または２種を、Ｔ
ｉ＋Ｎｂ＝０．００２〜０．０２％となるように含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラ
ブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６０
〜９５％の冷間圧延を施し、連続焼鈍ラインにて６５０
℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続
いて平均冷却速度４０℃／ｓ以上で２８０〜４５０℃の
温度域まで冷却し、該温度域で１２０秒以上の熱処理を
行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼
板の製造方法。
【００１１】（４） さらに、重量％で、Ｂ：０．００
０１〜０．００４０％を含有することを特徴とする前記
（３）に記載の塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製
造方法。 （５） 重量％で、Ｃ ：０．００１４〜０．００２５
％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．０３〜２．０％、Ｐ
：０．０１〜０．１５％、Ｓ ≦０．０１５％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ≦０．００４０％を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のス
ラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６
０〜９５％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼
鈍し、引き続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で亜鉛め
っき浴温度まで冷却して、めっきした後、４７０〜５５
０℃までの温度範囲で１５秒以上の熱処理を行うことを
特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法。
０１〜０．００４０％を含有することを特徴とする前記
（３）に記載の塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製
造方法。 （５） 重量％で、Ｃ ：０．００１４〜０．００２５
％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．０３〜２．０％、Ｐ
：０．０１〜０．１５％、Ｓ ≦０．０１５％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ≦０．００４０％を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のス
ラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６
０〜９５％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼
鈍し、引き続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で亜鉛め
っき浴温度まで冷却して、めっきした後、４７０〜５５
０℃までの温度範囲で１５秒以上の熱処理を行うことを
特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法。
【００１２】（６） さらに、重量％で、Ｂ：０．００
０１〜０．００４０％を含有することを特徴とする前記
（５）に記載の塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法。 （７） 重量％で、Ｃ ：０．００１４〜０．００３０
％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．０３〜２．０％、Ｐ
：０．０１〜０．１５％、Ｓ ≦０．０１５％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ≦０．００４０％を含
有し、さらにＴｉ：０．００２〜０．０１５％およびＮ
ｂ：０．００２〜０．０１５％のうち１種または２種を
Ｔｉ＋Ｎｂ＝０．００２〜０．０１５％となるように含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のス
ラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６
０〜９５％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼
鈍し、引き続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で亜鉛め
っき浴温度まで冷却して、めっきした後、４７０〜５５
０℃までの温度範囲で１５秒以上の熱処理を行うことを
特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法。
０１〜０．００４０％を含有することを特徴とする前記
（５）に記載の塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法。 （７） 重量％で、Ｃ ：０．００１４〜０．００３０
％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．０３〜２．０％、Ｐ
：０．０１〜０．１５％、Ｓ ≦０．０１５％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ≦０．００４０％を含
有し、さらにＴｉ：０．００２〜０．０１５％およびＮ
ｂ：０．００２〜０．０１５％のうち１種または２種を
Ｔｉ＋Ｎｂ＝０．００２〜０．０１５％となるように含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のス
ラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、６
０〜９５％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼
鈍し、引き続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で亜鉛め
っき浴温度まで冷却して、めっきした後、４７０〜５５
０℃までの温度範囲で１５秒以上の熱処理を行うことを
特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法。
【００１３】（８） さらに、重量％で、Ｂ：０．００
０１〜０．００４０％を含有することを特徴とする前記
（７）に記載の塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法。
０１〜０．００４０％を含有することを特徴とする前記
（７）に記載の塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】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は製品のＢＨ特性および常温遅時効性さ
らには加工性を決定する極めて重要な元素である。Ｃが
０．００１４％未満となると十分なＢＨ性が発現しない
ほか、製造コストが著しく増加するので、その下限を
０．００１４％とする。一方、Ｃ量が０．００２５％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０．００２５％とする。高Ｂ
Ｈ性と常温遅時効性とのバランスは、Ｃ量を０．００１
６〜０．００２２％の範囲とすることがさらに好まし
い。Ｔｉ、Ｎｂを含有する場合には、固溶Ｃを確保しに
くくなるのでＣの上限を０．００３０％とする。Ｔｉ、
Ｎｂを含有する場合には０．００１７〜０．００２４％
がＣ量の好ましい範囲である。
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は製品のＢＨ特性および常温遅時効性さ
らには加工性を決定する極めて重要な元素である。Ｃが
０．００１４％未満となると十分なＢＨ性が発現しない
ほか、製造コストが著しく増加するので、その下限を
０．００１４％とする。一方、Ｃ量が０．００２５％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０．００２５％とする。高Ｂ
Ｈ性と常温遅時効性とのバランスは、Ｃ量を０．００１
６〜０．００２２％の範囲とすることがさらに好まし
い。Ｔｉ、Ｎｂを含有する場合には、固溶Ｃを確保しに
くくなるのでＣの上限を０．００３０％とする。Ｔｉ、
Ｎｂを含有する場合には０．００１７〜０．００２４％
がＣ量の好ましい範囲である。
【００１５】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１．５％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、化
成処理性の低下を招くこともある。合金化溶融亜鉛めっ
きを施す場合には、めっき密着性の低下、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ので、Ｓｉ
量は０．３％以下とする。
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１．５％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、化
成処理性の低下を招くこともある。合金化溶融亜鉛めっ
きを施す場合には、めっき密着性の低下、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ので、Ｓｉ
量は０．３％以下とする。
【００１６】ＭｎはＭｎＳを形成し熱延時のＳによる耳
割れを抑制したり、熱延板組織を微細にするので、０．
０３％以上添加する。さらに、Ｍｎ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、溶融亜鉛めっき性
を改善する効果も有する。一方、Ｍｎ量が２．０％を超
えると強度が高くなりすぎたり、亜鉛めっきの密着性が
阻害されたりするのでその上限を２．０％とする。
割れを抑制したり、熱延板組織を微細にするので、０．
０３％以上添加する。さらに、Ｍｎ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、溶融亜鉛めっき性
を改善する効果も有する。一方、Ｍｎ量が２．０％を超
えると強度が高くなりすぎたり、亜鉛めっきの密着性が
阻害されたりするのでその上限を２．０％とする。
【００１７】Ｐは本発明において最も重要な元素の一つ
である。すなわち、Ｐの添加は後述する焼鈍後の熱処理
との組み合わせによって、高いＢＨ性と優れた常温遅時
効性とを両立する効果を発現する。この観点から、Ｐは
最低でも０．０１％添加しなければならない。より顕著
な効果を発現させるためには、Ｐ量は０．０２５％以上
とするのが好ましい。Ｐ添加の効果については必ずしも
明らかではないが、次のような機構に基づくと考えられ
る。すなわち、ＰはＣと引力の相互作用を有しており、
低温域での熱処理によりＣがＰの周辺にトラップされる
と思われる。ＢＨ処理（１７０℃×２０分）では、Ｐ周
辺にトラップされたＣが転位を固着するためＢＨ性が発
現するのに対して、常温時効性を評価するための試験で
あるＡＩ（Ａｇｉｎｇ Ｉｎｄｅｘ：１００℃×６０
分）での熱処理ではＣがＰのトラップからはずれること
ができず、転位まで移動できないために常温遅時効性が
発現されると思われる。また、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強度を増加する
必要がある場合にはさらに積極的に添加する。また、Ｐ
は熱延組織を微細にし、加工性を向上する効果も有す
る。ただし、添加量が０．１５％を超えると、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、連続溶融亜鉛めっき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、Ｐの上限値を０．１５％とする。
である。すなわち、Ｐの添加は後述する焼鈍後の熱処理
との組み合わせによって、高いＢＨ性と優れた常温遅時
効性とを両立する効果を発現する。この観点から、Ｐは
最低でも０．０１％添加しなければならない。より顕著
な効果を発現させるためには、Ｐ量は０．０２５％以上
とするのが好ましい。Ｐ添加の効果については必ずしも
明らかではないが、次のような機構に基づくと考えられ
る。すなわち、ＰはＣと引力の相互作用を有しており、
低温域での熱処理によりＣがＰの周辺にトラップされる
と思われる。ＢＨ処理（１７０℃×２０分）では、Ｐ周
辺にトラップされたＣが転位を固着するためＢＨ性が発
現するのに対して、常温時効性を評価するための試験で
あるＡＩ（Ａｇｉｎｇ Ｉｎｄｅｘ：１００℃×６０
分）での熱処理ではＣがＰのトラップからはずれること
ができず、転位まで移動できないために常温遅時効性が
発現されると思われる。また、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強度を増加する
必要がある場合にはさらに積極的に添加する。また、Ｐ
は熱延組織を微細にし、加工性を向上する効果も有す
る。ただし、添加量が０．１５％を超えると、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、連続溶融亜鉛めっき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、Ｐの上限値を０．１５％とする。
【００１８】Ｓは０．０１５％超では、熱間割れの原因
となったり、加工性を劣化させるので０．１５％を上限
とする。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％未満ではその効
果が不十分である。一方、Ａｌ量が０．１％超になると
コストアップを招いたり、表面性状の劣化を招くのでそ
の上限を０．１％とする。
となったり、加工性を劣化させるので０．１５％を上限
とする。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％未満ではその効
果が不十分である。一方、Ａｌ量が０．１％超になると
コストアップを招いたり、表面性状の劣化を招くのでそ
の上限を０．１％とする。
【００１９】Ｎは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０．０
０４０％を上限値とする。Ｂは２次加工脆化の防止に有
効であるほか、ＡｌやＴｉでＮを固定するよりも再結晶
温度が低くなるので、必要に応じて０．００４０％以下
添加する。しかし、Ｂが０．０００１％未満ではその効
果が発現しないので、０．０００１％を下限とする。
が必要になったり、加工性が劣化したりするので０．０
０４０％を上限値とする。Ｂは２次加工脆化の防止に有
効であるほか、ＡｌやＴｉでＮを固定するよりも再結晶
温度が低くなるので、必要に応じて０．００４０％以下
添加する。しかし、Ｂが０．０００１％未満ではその効
果が発現しないので、０．０００１％を下限とする。
【００２０】Ｔｉ、ＮｂはＮ、Ｃ、Ｓの一部を固定する
ことにより、常温遅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
良好にするので必要に応じて添加する。Ｔｉ、Ｎｂが
０．００２％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、Ｔｉ、Ｎｂの添加量が多すぎる
と十分なＢＨ性が発現しにくいばかりではなく、後述の
熱処理によってＢＨと常温遅時効性とのバランスがむし
ろ劣化したりする。また再結晶温度が著しく上昇した
り、亜鉛めっきの密着性も阻害される。特にＢＨ性と常
温遅時効性とのバランスは、Ｔｉ、Ｎｂ量や焼鈍−冷却
後の熱処理温度域の影響を受けやすいので、合金化溶融
亜鉛めっきを施す場合とそうでない場合とでＴｉ、Ｎｂ
量の上限を変化させる必要がある。合金化溶融亜鉛めっ
きを施さない場合、Ｔｉ、Ｎｂを単独で添加するとき、
上限をそれぞれ０．０２％、０．０１８％とし、複合で
添加する場合には、合計で０．０２％を超えないように
する。Ｔｉ、Ｎｂのより好ましい範囲は、Ｔｉ：０．０
０４〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１０
％、Ｔｉ＋Ｎｂ＝０．００４〜０．０１５％である。ま
た、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、熱処理温度
が４７０〜５５０℃の比較的高温となるので固溶ＣがＴ
ｉやＮｂと結合してＢＨ性が低下する。従って、合金化
溶融亜鉛めっきを施す場合には、Ｔｉ、Ｎｂの上限をい
ずれも０．０１５％、Ｔｉ＋Ｎｂの上限を０．０１５％
とする。より好ましくはＴｉ：０．００４〜０．０１０
％、Ｎｂ：０．００３〜０．００９％、Ｔｉ＋Ｎｂ＝
０．００４〜０．０１０％である。
ことにより、常温遅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
良好にするので必要に応じて添加する。Ｔｉ、Ｎｂが
０．００２％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、Ｔｉ、Ｎｂの添加量が多すぎる
と十分なＢＨ性が発現しにくいばかりではなく、後述の
熱処理によってＢＨと常温遅時効性とのバランスがむし
ろ劣化したりする。また再結晶温度が著しく上昇した
り、亜鉛めっきの密着性も阻害される。特にＢＨ性と常
温遅時効性とのバランスは、Ｔｉ、Ｎｂ量や焼鈍−冷却
後の熱処理温度域の影響を受けやすいので、合金化溶融
亜鉛めっきを施す場合とそうでない場合とでＴｉ、Ｎｂ
量の上限を変化させる必要がある。合金化溶融亜鉛めっ
きを施さない場合、Ｔｉ、Ｎｂを単独で添加するとき、
上限をそれぞれ０．０２％、０．０１８％とし、複合で
添加する場合には、合計で０．０２％を超えないように
する。Ｔｉ、Ｎｂのより好ましい範囲は、Ｔｉ：０．０
０４〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１０
％、Ｔｉ＋Ｎｂ＝０．００４〜０．０１５％である。ま
た、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、熱処理温度
が４７０〜５５０℃の比較的高温となるので固溶ＣがＴ
ｉやＮｂと結合してＢＨ性が低下する。従って、合金化
溶融亜鉛めっきを施す場合には、Ｔｉ、Ｎｂの上限をい
ずれも０．０１５％、Ｔｉ＋Ｎｂの上限を０．０１５％
とする。より好ましくはＴｉ：０．００４〜０．０１０
％、Ｎｂ：０．００３〜０．００９％、Ｔｉ＋Ｎｂ＝
０．００４〜０．０１０％である。
【００２１】これらを主成分とする鋼にＣｕ、Ｓｎ、Ｚ
ｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｉを合計で１％以下含有しても
構わない。次に、製造条件の限定理由について述べる。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。
すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで
製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間
圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のような
プロセスにも適合する。
ｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｉを合計で１％以下含有しても
構わない。次に、製造条件の限定理由について述べる。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。
すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで
製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間
圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のような
プロセスにも適合する。
【００２２】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 変態点以上とする必要がある。
熱延後の冷却は、限定するものではないが、特に優れた
加工性を必要とする場合には、圧延後１．５秒以内に冷
却を開始し、巻取温度までの平均冷却速度を３０℃／ｓ
以上とすることが望ましい。
るという観点からＡｒ3 変態点以上とする必要がある。
熱延後の冷却は、限定するものではないが、特に優れた
加工性を必要とする場合には、圧延後１．５秒以内に冷
却を開始し、巻取温度までの平均冷却速度を３０℃／ｓ
以上とすることが望ましい。
【００２３】巻取温度は特に限定しないが、ＴｉやＢを
添加しないときには６５０〜８００℃とすることが望ま
しい。これによってＡｌＮの形成、成長が促され良好な
成形性が確保される。ＴｉやＢを添加する際にはＮは巻
取前に固定されるので巻取温度は室温から８００℃とす
ればよい。巻取温度の上限が８００℃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
こと、また、熱延組織の粗大化を防止する観点から決定
される。
添加しないときには６５０〜８００℃とすることが望ま
しい。これによってＡｌＮの形成、成長が促され良好な
成形性が確保される。ＴｉやＢを添加する際にはＮは巻
取前に固定されるので巻取温度は室温から８００℃とす
ればよい。巻取温度の上限が８００℃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
こと、また、熱延組織の粗大化を防止する観点から決定
される。
【００２４】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。圧下率を９５％超とすると加工性が劣化してし
まうのでこれを上限とする。連続焼鈍あるいはライン内
焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備の焼鈍温度は、６５
０℃以上Ａｃ3 変態点以下とする。焼鈍温度が６５０℃
未満では、再結晶が完了せず、加工性が劣悪となる。一
方、焼鈍温度がＡｃ3 変態点超では、変態によって加工
性の低下を招く。
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。圧下率を９５％超とすると加工性が劣化してし
まうのでこれを上限とする。連続焼鈍あるいはライン内
焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備の焼鈍温度は、６５
０℃以上Ａｃ3 変態点以下とする。焼鈍温度が６５０℃
未満では、再結晶が完了せず、加工性が劣悪となる。一
方、焼鈍温度がＡｃ3 変態点超では、変態によって加工
性の低下を招く。
【００２５】焼鈍後の冷却および熱処理条件は、本発明
において極めて重要である。すなわち、これらの条件を
適切にすることによって、高ＢＨ性と常温遅時効性とを
兼備した鋼板を製造することが初めて可能となる。通常
の連続焼鈍ラインでの製造を考慮すると、焼鈍後の熱処
理温度は２８０〜４５０℃が適当な範囲でなる。これ
は、連続焼鈍ラインでの生産性を低下させない温度域で
あると共に、ＰとＣとの結合を促すのにも良好な温度域
である。すなわち、２８０℃未満ではＣの拡散が不十分
なためＰとＣとの結合が不十分となり常温遅時効性が発
現されにくい。また、熱処理炉の温度を４５０℃超とす
るためには長時間を要したり、燃料コストが増加するた
め、著しい生産性の低下を招き現実的でない。熱処理時
間は１２０秒以上行うことが必要である。２８０〜３８
０℃の範囲で１５０秒以上熱処理を行うのがより好まし
い。上記の温度域でＣをＰ周辺まで移動させるために
は、焼鈍後少なくとも６５０℃以上の温度から急冷し
て、Ｃの拡散のための駆動力を大きくする必要がある。
したがって、６５０℃以上の温度から熱処理温度までの
範囲を４０℃／ｓ以上で冷却しなければならない。ま
た、冷却終点温度は、室温〜熱処理温度の範囲まで一度
低下させるとＣの拡散のための駆動力が大きくなり、常
温遅時効性が確保されやすくなる。この温度域で徐冷し
てしまうとＣはＰの周りでなく結晶粒界に移動してしま
い、所望のＢＨ性と常温遅時効性が得られなくなってし
まう。
において極めて重要である。すなわち、これらの条件を
適切にすることによって、高ＢＨ性と常温遅時効性とを
兼備した鋼板を製造することが初めて可能となる。通常
の連続焼鈍ラインでの製造を考慮すると、焼鈍後の熱処
理温度は２８０〜４５０℃が適当な範囲でなる。これ
は、連続焼鈍ラインでの生産性を低下させない温度域で
あると共に、ＰとＣとの結合を促すのにも良好な温度域
である。すなわち、２８０℃未満ではＣの拡散が不十分
なためＰとＣとの結合が不十分となり常温遅時効性が発
現されにくい。また、熱処理炉の温度を４５０℃超とす
るためには長時間を要したり、燃料コストが増加するた
め、著しい生産性の低下を招き現実的でない。熱処理時
間は１２０秒以上行うことが必要である。２８０〜３８
０℃の範囲で１５０秒以上熱処理を行うのがより好まし
い。上記の温度域でＣをＰ周辺まで移動させるために
は、焼鈍後少なくとも６５０℃以上の温度から急冷し
て、Ｃの拡散のための駆動力を大きくする必要がある。
したがって、６５０℃以上の温度から熱処理温度までの
範囲を４０℃／ｓ以上で冷却しなければならない。ま
た、冷却終点温度は、室温〜熱処理温度の範囲まで一度
低下させるとＣの拡散のための駆動力が大きくなり、常
温遅時効性が確保されやすくなる。この温度域で徐冷し
てしまうとＣはＰの周りでなく結晶粒界に移動してしま
い、所望のＢＨ性と常温遅時効性が得られなくなってし
まう。
【００２６】一方、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合に
は、その合金化処理が４７０〜５５０℃となるため、こ
れを活用して常温遅時効化、すなわちＰとＣとの結合を
図ることができる。このような比較的高温ではＣの拡散
速度は大きいので、焼鈍後の冷却は１０℃／ｓ以上とす
れば十分である。調質圧延は、常温遅時効性のさらなる
向上、また、形状矯正のために圧下率２％以下の範囲で
行うのがよい。圧下率が３％を超えると降伏強度が高く
なったり、設備の負荷が大きくなるのでその上限は３％
とする。
は、その合金化処理が４７０〜５５０℃となるため、こ
れを活用して常温遅時効化、すなわちＰとＣとの結合を
図ることができる。このような比較的高温ではＣの拡散
速度は大きいので、焼鈍後の冷却は１０℃／ｓ以上とす
れば十分である。調質圧延は、常温遅時効性のさらなる
向上、また、形状矯正のために圧下率２％以下の範囲で
行うのがよい。圧下率が３％を超えると降伏強度が高く
なったり、設備の負荷が大きくなるのでその上限は３％
とする。
【００２７】焼鈍−冷却−熱処理−（必要に応じて調質
圧延）の後には、種々の表面処理を施しても構わない。
本発明によって得られる冷延鋼板はＢＨ性と常温遅時効
性とのバランスに優れ、しかも加工性にも優れている。
圧延）の後には、種々の表面処理を施しても構わない。
本発明によって得られる冷延鋼板はＢＨ性と常温遅時効
性とのバランスに優れ、しかも加工性にも優れている。
【００２８】
【実施例】次に本発明を実施例にて説明する。 ＜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℃、仕上温度９２０℃、巻取温度７
２０℃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、次いで連続焼鈍設備にて加熱速度１０℃／
ｓ、加熱温度７５０℃、６８０℃より３００℃までの平
均冷却速度を１００℃／ｓとし、次いで３００℃にて１
８０秒熱処理を行った。さらに１．０％の圧下率の調質
圧延をし、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片を採
取しｒ値（１５％引張）およびＡＩ、ＢＨの測定を行っ
た。ＡＩは常温遅時効性の指標であり、値が小さいほど
良好である。ＡＩが３０ＭＰａを超えると加工時にスト
レッチャーストレインが発生しやすい。ちなみに、ＡＩ
は１０％の引張予変形時の引張応力σ１を１００℃×３
６００秒の熱処理を施した後、再引張を行ったときの降
伏応力σ２から差し引いた値（ＡＩ（ＭＰａ）＝σ２−
σ１）で評価した。ＢＨは、２％の引張予変形時の応力
σ３を１７０℃×１２００秒熱処理後、再引張したとき
の降伏応力σ４から差し引いた値（ＢＨ（ＭＰａ）＝σ
４−σ３）で評価した。
ブ加熱温度１２００℃、仕上温度９２０℃、巻取温度７
２０℃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、次いで連続焼鈍設備にて加熱速度１０℃／
ｓ、加熱温度７５０℃、６８０℃より３００℃までの平
均冷却速度を１００℃／ｓとし、次いで３００℃にて１
８０秒熱処理を行った。さらに１．０％の圧下率の調質
圧延をし、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片を採
取しｒ値（１５％引張）およびＡＩ、ＢＨの測定を行っ
た。ＡＩは常温遅時効性の指標であり、値が小さいほど
良好である。ＡＩが３０ＭＰａを超えると加工時にスト
レッチャーストレインが発生しやすい。ちなみに、ＡＩ
は１０％の引張予変形時の引張応力σ１を１００℃×３
６００秒の熱処理を施した後、再引張を行ったときの降
伏応力σ２から差し引いた値（ＡＩ（ＭＰａ）＝σ２−
σ１）で評価した。ＢＨは、２％の引張予変形時の応力
σ３を１７０℃×１２００秒熱処理後、再引張したとき
の降伏応力σ４から差し引いた値（ＢＨ（ＭＰａ）＝σ
４−σ３）で評価した。
【００２９】結果を図１、２に示す。これから明らかな
ようにＰの添加量を０．０１％以上とすることによって
高ＢＨ性と常温遅時効性とを両立することができる。一
方、Ｐ量が少ない場合には、高ＢＨは得られるが、ＡＩ
が３０ＭＰａを大きく超えてしまい、常温遅時効性は確
保されなかった。
ようにＰの添加量を０．０１％以上とすることによって
高ＢＨ性と常温遅時効性とを両立することができる。一
方、Ｐ量が少ない場合には、高ＢＨは得られるが、ＡＩ
が３０ＭＰａを大きく超えてしまい、常温遅時効性は確
保されなかった。
【００３０】
【表１】
【００３１】＜実施例２＞表２に示す組成を有する鋼を
溶製し、スラブ加熱温度１１５０℃、仕上温度９３０
℃、巻取温度６８０℃で熱間圧延し、３．５ｍｍ厚の鋼
帯とした。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し
０．７ｍｍ厚の冷延板とし、次いで連続焼鈍設備にて加
熱速度１０℃／ｓ、加熱温度７７０℃、７００℃より各
熱処理温度まで平均冷却速度を８０℃／ｓとし、次いで
各熱処理温度にて１５０秒熱処理を行った。さらに１．
０％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記
載の５号引張試験片を採取しＡＩ、ＢＨの測定を行っ
た。
溶製し、スラブ加熱温度１１５０℃、仕上温度９３０
℃、巻取温度６８０℃で熱間圧延し、３．５ｍｍ厚の鋼
帯とした。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し
０．７ｍｍ厚の冷延板とし、次いで連続焼鈍設備にて加
熱速度１０℃／ｓ、加熱温度７７０℃、７００℃より各
熱処理温度まで平均冷却速度を８０℃／ｓとし、次いで
各熱処理温度にて１５０秒熱処理を行った。さらに１．
０％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記
載の５号引張試験片を採取しＡＩ、ＢＨの測定を行っ
た。
【００３２】結果を図３に示す。これより明らかなよう
に、焼鈍−冷却後に熱処理を行わなかったもの（●印）
や２００℃または２４０℃で熱処理したものは、２８０
℃以上で熱処理されたものに比べてＢＨ性と常温遅時効
性が劣った。また、この温度が５００℃の場合も若干で
はあるが、ＢＨとＡＩのバランスが劣化する。
に、焼鈍−冷却後に熱処理を行わなかったもの（●印）
や２００℃または２４０℃で熱処理したものは、２８０
℃以上で熱処理されたものに比べてＢＨ性と常温遅時効
性が劣った。また、この温度が５００℃の場合も若干で
はあるが、ＢＨとＡＩのバランスが劣化する。
【００３３】
【表２】
【００３４】＜実施例３＞表１の試料Ａ−４を実施例１
と同じ条件で熱間圧延、冷間圧延を行った。次いで、連
続焼鈍設備にて加熱速度１０℃／ｓ、加熱温度７５０℃
とする焼鈍を行い、６８０℃より３００℃までの平均冷
却速度を種々変化させた。また、連続溶融亜鉛めっきラ
インにて加熱速度１０℃／ｓ、加熱温度７７０℃、７０
０℃からめっき浴の温度４６０℃までの平均冷却速度を
種々変化させたのち、めっき浴に浸漬し、再加熱して５
２０℃で２０秒の合金化熱処理を行った。これらの結果
を図４、５に示す。これらより、連続焼鈍ラインの場合
には、冷却速度を４０℃／ｓ以上とすることで、また連
続溶融亜鉛めっきラインでは、冷却速度を１０℃／ｓ以
上とすることで良好なＢＨおよびＡＩ特性を得ることが
できる。 ＜実施例４＞表３の種々の鋼をスラブ加熱温度１２２０
℃、仕上温度９２０℃、巻取温度６００℃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、次いで、図６に示すよ
うな熱処理パターンＡ、Ｂ、Ｃのいずれかによって熱処
理を施した。熱処理の後、圧下率０．８％の調質圧延を
施し、引張試験に供した。結果を表４（表３のつづき）
に示す。これより、本発明の範囲で製造した鋼板は、Ｂ
Ｈ、ＡＩ、ｒ値、伸び（Ｅｌ）とも良好な値を示すのに
対して、本発明外のものは、ＢＨとＡＩとのバランスが
著しく劣化した。
と同じ条件で熱間圧延、冷間圧延を行った。次いで、連
続焼鈍設備にて加熱速度１０℃／ｓ、加熱温度７５０℃
とする焼鈍を行い、６８０℃より３００℃までの平均冷
却速度を種々変化させた。また、連続溶融亜鉛めっきラ
インにて加熱速度１０℃／ｓ、加熱温度７７０℃、７０
０℃からめっき浴の温度４６０℃までの平均冷却速度を
種々変化させたのち、めっき浴に浸漬し、再加熱して５
２０℃で２０秒の合金化熱処理を行った。これらの結果
を図４、５に示す。これらより、連続焼鈍ラインの場合
には、冷却速度を４０℃／ｓ以上とすることで、また連
続溶融亜鉛めっきラインでは、冷却速度を１０℃／ｓ以
上とすることで良好なＢＨおよびＡＩ特性を得ることが
できる。 ＜実施例４＞表３の種々の鋼をスラブ加熱温度１２２０
℃、仕上温度９２０℃、巻取温度６００℃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、次いで、図６に示すよ
うな熱処理パターンＡ、Ｂ、Ｃのいずれかによって熱処
理を施した。熱処理の後、圧下率０．８％の調質圧延を
施し、引張試験に供した。結果を表４（表３のつづき）
に示す。これより、本発明の範囲で製造した鋼板は、Ｂ
Ｈ、ＡＩ、ｒ値、伸び（Ｅｌ）とも良好な値を示すのに
対して、本発明外のものは、ＢＨとＡＩとのバランスが
著しく劣化した。
【００３５】
【表３】
【００３６】
【表４】
【００３７】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明により、高
ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備え、赤道を越えるよう
な輸出にも耐えることのできる鋼板の製造方法を、ま
た、強度と加工性を兼ね備え、使用に当たっては今まで
の鋼板より板厚を減少でき、地球環境保全に寄与できる
軽量化を可能にする鋼板の製造方法を提供できるため、
本発明は工業的に価値の高い発明であると言える。
ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備え、赤道を越えるよう
な輸出にも耐えることのできる鋼板の製造方法を、ま
た、強度と加工性を兼ね備え、使用に当たっては今まで
の鋼板より板厚を減少でき、地球環境保全に寄与できる
軽量化を可能にする鋼板の製造方法を提供できるため、
本発明は工業的に価値の高い発明であると言える。
【図１】Ｐ添加量とＢＨ、ＡＩとの関係を表す図であ
る。
る。
【図２】Ｐ添加量とｒ値との関係を表す図である。
【図３】熱処理温度を種々変化させたときのＡＩとＢＨ
との関係の変化を表す図である。
との関係の変化を表す図である。
【図４】連続焼鈍によって熱処理を行ったときの焼鈍後
の冷却速度とＢＨ、ＡＩとの関係を表す図である。
の冷却速度とＢＨ、ＡＩとの関係を表す図である。
【図５】連続溶融亜鉛めっきラインで熱処理を行ったと
きの冷却速度とＢＨ、ＡＩとの関係を表す図である。
きの冷却速度とＢＨ、ＡＩとの関係を表す図である。
【図６】実施例で用いた熱処理パターンを説明する図で
ある。
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06 38/14 38/14 Ｃ２３Ｃ 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 (72)発明者 佐久間 康治 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ ：０．００１４〜０．０
０２５％、Ｓｉ≦１．５％、Ｍｎ：０．０３〜２．０
％、Ｐ ：０．０１〜０．１５％、Ｓ ≦０．０１５
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ≦０．００４０
％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組
成のスラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行
い、６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続焼鈍ラインに
て６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍
し、引き続いて平均冷却速度４０℃／ｓ以上で２８０〜
４５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で１２０秒以上
の熱処理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優
れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 さらに、重量％で、Ｂ：０．０００１〜
０．００４０％を含有することを特徴とする請求項１に
記載の塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ ：０．００１４〜０．０
０３０％、Ｓｉ≦１．５％、Ｍｎ：０．０３〜２．０
％、Ｐ ：０．０１〜０．１５％、Ｓ ≦０．０１５
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ≦０．００４０
％を含有し、さらにＴｉ：０．００２〜０．０２％およ
びＮｂ：０．００２〜０．０１８％の１種または２種
を、Ｔｉ＋Ｎｂ＝０．００２〜０．０２％となるように
含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成の
スラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行い、
６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続焼鈍ラインにて６
５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範囲で焼鈍し、引
き続いて平均冷却速度４０℃／ｓ以上で２８０〜４５０
℃の温度域まで冷却し、該温度域で１２０秒以上の熱処
理を行うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた冷
延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 さらに、重量％で、Ｂ：０．０００１〜
０．００４０％を含有することを特徴とする請求項３に
記載の塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 重量％で、Ｃ ：０．００１４〜０．０
０２５％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．０３〜２．０
％、Ｐ ：０．０１〜０．１５％、Ｓ ≦０．０１５
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ≦０．００４０
％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組
成のスラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を行
い、６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっ
きラインにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度範
囲で焼鈍し、引き続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上で
亜鉛めっき浴温度まで冷却して、めっきした後、４７０
〜５５０℃までの温度範囲で１５秒以上の熱処理を行う
ことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 さらに、重量％で、Ｂ：０．０００１〜
０．００４０％を含有することを特徴とする請求項５に
記載の塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 重量％で、Ｃ ：０．００１４〜０．０
０３０％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．０３〜２．０
％、Ｐ ：０．０１〜０．１５％、Ｓ ≦０．０１５
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ≦０．００４０
％、を含有し、さらにＴｉ：０．００２〜０．０１５％
およびＮｂ：０．００２〜０．０１５％のうち１種また
は２種をＴｉ＋Ｎｂ＝０．００２〜０．０１５％となる
ように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
組成のスラブを、Ａｒ3 変態点以上の温度で熱間圧延を
行い、６０〜９５％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛め
っきラインにて６５０℃以上、Ａｃ3 変態点以下の温度
範囲で焼鈍し、引き続いて平均冷却速度１０℃／ｓ以上
で亜鉛めっき浴温度まで冷却して、めっきした後、４７
０〜５５０℃までの温度範囲で１５秒以上の熱処理を行
うことを特徴とする塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 【請求項８】 さらに、重量％で、Ｂ：０．０００１〜
０．００４０％を含有することを特徴とする請求項７に
記載の塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10172497A JP3745496B2 (ja) | 1997-04-18 | 1997-04-18 | 塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10172497A JP3745496B2 (ja) | 1997-04-18 | 1997-04-18 | 塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10298662A true JPH10298662A (ja) | 1998-11-10 |
| JP3745496B2 JP3745496B2 (ja) | 2006-02-15 |
Family
ID=14308250
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10172497A Expired - Fee Related JP3745496B2 (ja) | 1997-04-18 | 1997-04-18 | 塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3745496B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1359234A1 (en) * | 2001-02-05 | 2003-11-05 | Kawasaki Steel Corporation | Alloyed zinc dip galvanized steel sheet |
| JP2007270181A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-18 | Jfe Steel Kk | Ｎｂを含有する極低炭素鋼の焼付け硬化性調整方法 |
| JP2008540825A (ja) * | 2005-05-03 | 2008-11-20 | ポスコ | 高成形性冷延鋼板とその製造方法。 |
| JP2010530030A (ja) * | 2007-10-29 | 2010-09-02 | ヒュンダイ スチール カンパニー | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2012036412A (ja) * | 2010-08-03 | 2012-02-23 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍炉を用いた鋼板の連続焼鈍方法 |
| US8398786B2 (en) | 2005-10-06 | 2013-03-19 | Posco | Precipitation hardening cold rolled steel sheet having excellent yield ratios, and the method for manufacturing the same |
| JP2014218695A (ja) * | 2013-05-08 | 2014-11-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
-
1997
- 1997-04-18 JP JP10172497A patent/JP3745496B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1359234A1 (en) * | 2001-02-05 | 2003-11-05 | Kawasaki Steel Corporation | Alloyed zinc dip galvanized steel sheet |
| EP1359234A4 (en) * | 2001-02-05 | 2006-05-31 | Jfe Steel Corp | ZINC FUSION GALVANIZED ALLOY STEEL PLATE |
| JP2008540825A (ja) * | 2005-05-03 | 2008-11-20 | ポスコ | 高成形性冷延鋼板とその製造方法。 |
| JP2008540826A (ja) * | 2005-05-03 | 2008-11-20 | ポスコ | 面内異方性が低い高降伏比冷延鋼板及びその製造方法 |
| US8398786B2 (en) | 2005-10-06 | 2013-03-19 | Posco | Precipitation hardening cold rolled steel sheet having excellent yield ratios, and the method for manufacturing the same |
| US8864922B2 (en) | 2005-10-06 | 2014-10-21 | Posco | Method for manufacturing a precipitation-hardening cold-rolled steel sheet having excellent yield ratios |
| JP2007270181A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-18 | Jfe Steel Kk | Ｎｂを含有する極低炭素鋼の焼付け硬化性調整方法 |
| JP2010530030A (ja) * | 2007-10-29 | 2010-09-02 | ヒュンダイ スチール カンパニー | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2012036412A (ja) * | 2010-08-03 | 2012-02-23 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍炉を用いた鋼板の連続焼鈍方法 |
| JP2014218695A (ja) * | 2013-05-08 | 2014-11-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3745496B2 (ja) | 2006-02-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3958921B2 (ja) | 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP5042232B2 (ja) | 成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板、これを用いた亜鉛系メッキ鋼板及びその製造方法 | |
| US7959747B2 (en) | Method of making cold rolled dual phase steel sheet | |
| WO1994000615A1 (en) | Cold-rolled steel plate having excellent baking hardenability, non-cold-ageing characteristics and moldability, and molten zinc-plated cold-rolled steel plate and method of manufacturing the same | |
| KR950007472B1 (ko) | 상온 비시효 소성경화성 인발 가공용 고장력 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| JPH0123530B2 (ja) | ||
| JP3263143B2 (ja) | 加工性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JPH08134591A (ja) | プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製法 | |
| JPH03277741A (ja) | 加工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 | |
| JP3745496B2 (ja) | 塗装焼付硬化性能に優れた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2787366B2 (ja) | 溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2800541B2 (ja) | 深絞り用高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 | |
| JP2004143470A (ja) | 塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP2563021B2 (ja) | 伸びフランジ性の優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP4890492B2 (ja) | 塗装焼付硬化性能に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPS6347338A (ja) | 高張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 | |
| JPH03211228A (ja) | 焼付硬化性鋼板の製造方法 | |
| JP3350096B2 (ja) | 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 | |
| JP3376882B2 (ja) | 曲げ性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製法 | |
| JP2631437B2 (ja) | 加工性および焼付硬化性、時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3932737B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2000144261A (ja) | 延性の優れた熱延下地溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH0681045A (ja) | 加工性および焼付硬化性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2005281743A (ja) | 塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2975774B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050823 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20051018 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20051115 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20051117 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081202 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091202 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101202 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101202 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111202 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111202 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121202 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121202 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131202 Year of fee payment: 8 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131202 Year of fee payment: 8 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131202 Year of fee payment: 8 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |