JPS5938337A - 超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は超深絞シ用焼付硬化性鋼板の製造方法に関する
ものであシ、その要旨とするところは、Ｃ：０．００７
％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ　：　１．０チ以下
、Ｐ：０．１５％以下、Ａ／−：　０．０１〜０．１％
、Ｎ：０．０１％以下及び他の不可避的不純物から成り
、かつＢ、Ｔｉ、Ｎｂを複合添加することを必須条件と
し、その際Ｂを５ｐｐｍ以上３０　ｐｐｍ以下の範囲４
８　　　　　　　　　　　　　　　　４８内で添加し、
ＴｉをＴ７　［Ｎ＠）−０，００２％）　＜Ｔｉ（％）
≦、’ｒ　ｔ　（％）を満たす範囲内で添加し、Ｎｂを
０．０２％以下でか３ つ−［：Ｃ（％）−０，００５％〕≦Ｎｂ（イ）−：、
…〔Ｃ鍾）−０，０００５チ〕を満１２　　　　　　　
　−１２ だす範囲内で添加した成分の鋼を、熱間圧延および冷間
圧延後、再結晶温度以上Ａ。３点以下の温度で連続焼鈍
することを特徴とする超深絞シ用焼付硬化性鏑板の製造
方法にある。

近年、自動車産業界では、車体軽葉化による燃費向上と
安全性の追求から高強度鋼板に対する要望が高まりつつ
ある。一方、自動車の販売性は車体のスタイリングで大
きく左右される風潮にあることから、従来以上に鋼板の
プレス成形性が重要視されてきた。かかる背景から、プ
レス成形時には低い降伏強度で良好な成形性を示し、塗
装焼付後に降伏強度、引張強度の上昇する特性即ち焼付
硬化性を有する鋼板に対する要求が高まっている。

本発明はこのような要求を満足する超深絞シ用焼付硬化
性銅板の製造方法を提供することを目的とする。

本発明の基本原理を以下に述べる。本発明は鋼板中に存
在する固溶Ｂと固溶Ｃの共存によυ、ＢおよびＣによる
歪時効現象を利用して高い焼付硬化性（以下ＢＨ性（Ｂ
ａｋｅ　Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）と称す）を付与
することを発明の根本思想とする。さらに、鋼中に添加
したＢを固溶Ｂとして上記効果を発揮せしめるために、
Ｔｉを複合添加することにより、鋼中のＮをＴＩＮとし
て析出固定する。また、Ｃによる常温時効性を抑制する
ために、Ｎｂを複合添加することによｐ１鋼中のＣＩ　
ＮｂＣとして析出固定し、固溶Ｃを実質的に非時効とな
る如く低減することを特徴とするものである。

Ｂは、鋼中で固溶原子として存在する場合、Ｃ１Ｎと同
様に侵入型位置を占めることがあるのは内部摩擦による
測定結果から確認されている。固溶原子が侵入型位置を
占めるか置換型位置を占めるかは母金属との原子半径の
比によって決定されるがＢは、原子半径の点からも侵入
型位置をとることが推定される。しかしながら、ＢはＣ
，Ｎ等の侵入型元素と比較すると原子半径がわずかに太
きいために、拡散係数はＣ，Ｎと比較し若干小さい。

詳細に調べてみると、本発明に従った極低炭素鋼ではＢ
の添加はｎ温時動性に影響を及ばずことなく、焼付硬化
性だけを高める効果を付与することが明らかになった。

固溶Ｂにより常温時効性に影響せず、焼料硬化性だけを
上昇させる効果はＢの拡散の特徴である。即ち上記の如
くＢは原子半径がＣ，Ｎよシ大きく、拡散のための活性
化エネルギーが大きく拡散係数がＣ，Ｎより小さい。従
って、固ｇ　Ｃｓ固溶Ｎを利用してＢＨ性を付与すれば
、常温（・ζおいても拡散係数が太きいために、常温で
の歪時効現象を銹発し非時効性ケ阻害する（時効処理に
よって降伏点伸びが出現する）が、本発明に従った鋼は
主として固溶Ｂによる歪時効現象によ＃）ＢＨ性を付与
するため、常温のような低い温度では拡散は十分に起こ
らず時効性には影響を及ぼすことなく、塗装焼付処理を
行なう１７０℃程度の温度になると拡散が活性化され、
歪時効現象を起こし焼付硬化性だけを高める。しかし、
Ｂだけでは焼付硬化性への寄与は小さく、固溶Ｃと共存
した場合に大きな焼付硬化性を示すことから、上記の拡
散の特徴を有する固溶Ｂを固溶Ｃと共存させることが本
発明の基本思想である。

以上述べたＢの効果はあくまでも固溶状態で存在するＢ
に依るものである。Ｂは窒化物形成傾向が比較的強いた
めに、通常のアルミギルド鋼にＢを添加するとＢはＢＮ
として析出し、固溶原子として存在させるには窒素との
当量以上の添加をしなければならず、この場合にはＢ添
加による延性、深絞シ性の劣化は避けられない。本発明
に従った釧では添加したＢを固溶Ｂとして存在させるた
めに、Ｔｉを複合添加することによｊＱＮをＴＩＮとし
て析出固定して少量のＢでも固溶Ｂとして存在させるこ
とを意図したものである。またＴＩＮは極めて高温から
安定な析出物であシ、熱延加熱炉中ですでに析出してお
シ、以後の熱間圧延、冷間圧延、再結晶焼鈍の各製造工
程において何ら変化するものではなく、従ってかかる製
造工程の影響によって材質が何ら影響を受けるものでは
ない。

次に、Ｎｂの複合ぢ５加について述べる。本発明に従っ
た鋼は固溶Ｂと固溶Ｃにょシ実質−ヒ非時効（時効処理
によって降伏点伸びが出埃しない）を維持しつつ焼付硬
化性を付与することを根本思想とするが、すＦせて超深
絞シ用鋼板という目標材質を達成するため極低炭素鋼に
よシ製造する。実際の製造においては、Ｃ含有量の・ぐ
ラッキによって最終製品中の固溶Ｃ景が増減し、前記の
如く固溶Ｃは常温時効性を引き起こすことから、固溶Ｂ
および固ＭＣによ＃）ＢＨを付与しながらも実質上非時
効性とする本発明に従った鋼の材質特性を阻害する原因
となる。従って、かかる固溶Ｃの悪影響を排除するため
に、微量のＮｂを複合添加することによってＣをＮｂＣ
として析出固定し、固溶Ｃを実質上非時効性を阻害しな
い量まで低減する。炭化物形成元素としてはＮｂの他に
ＴＩ等があるが、Ｔｌｉ炭化物形成傾向は強いものの、
硫化物、さらにＰ添加時にはリン化物を形成して延性、
深絞シ性を劣化させる傾向を有することから、かかる傾
向のないＮｂを選択する。

以上述べた如く、本発明の基本原理は、極低炭素鋼にＢ
、Ｔｉ、Ｎｂを複合添加し、鋼板中の固溶Ｂと適量の固
溶Ｃの共存によシ、実質上非時効性を維持しつつ焼付硬
化性を付与することにある。更に、添加したＢを固溶状
態で存在させるためＮをＴＩＮとして析出固定せしめる
ためにＴ１を複合ざ５加する。

また、固溶Ｃによる常温時効性が実質上害にならない水
準まで抑制するために９ｆｉ＝のＮｂを複合添加し、固
溶Ｃを実質的に非時効となるべく低減せしめることを特
徴とする超深絞シ用焼付硬化性鋼板の製造方法である。

次に本発明に従った鋼成分範囲について述べる。

まずＢ添加量については５　ｐｐｍ以上３０　ｐｐｍ以
下の範囲内で添加する。本発明は固溶Ｂと固溶Ｃの共存
により焼付硬化性を高めることを発明の骨子とするが、
以上に述べた固溶Ｂの効果は、数ｐｐｍの固溶Ｂが存在
するだけで、塗装焼付時の歪時効現象を引き起こし、目
標とする高いＢＨ性を得る。

また固溶Ｂ量がある程度増加した場合においてもＢＨ性
の増分はほとんど変化しないという特徴を有する。しか
しながら、固溶Ｂが多過ぎると延性、ｒ値が劣化する傾
向を示すことから本発明に従った鋼の目標材質をはずれ
ることとなる。本発明に従った銅ではＴｉを複合添加す
ることによシＢと窒化物を形成するＮの影響を排除せし
めているため、添加したＢの大部分が鋼板中で固溶Ｂと
して存在することになる。以上の観点からＢ添加量は５
ｐｐｍ以上３０　ｐｐｍ以下の範囲となる。

第１図は本発明に従った鋼のＢ添加量範囲を示したもの
であるが上記理由より鋼中Ｎ量に依存することなく一定
でよい。第４図は材質特性値から本発明に従った鋼のＢ
添加量範囲を示したものである。鋼板の化学成分はＢ含
有量を種々変化させており他の合金成分はＣ：０．００
３５、Ｓｉ：０．０９、Ｍｎ：０．３０、Ｐ：０．０１
９、Ｓ　：０．０１５、ＡＬ：０．０５３、Ｎ　：　０
．００３０、Ｔｉ　：０．０１、Ｎｂ：０．０１（各ｗ
ｔ％）および残部実質的にＦｅである。複合重加する’
ｒｔＢはＮをＴＩＮとして析出するに必要な量、また複
合添加する隔置は固溶Ｃ量を常温時効性が実質上害にな
らない水準まで低減せしめる量、本発明に従った銅の範
囲内で添加している。製造条件は、通常の熱間圧延後６
５０℃で巻き取り、冷間圧延後８００℃で３０秒連続焼
鈍に供し室温まで１００℃／Ｓｅｃの冷却速度で冷却し
た後０８チの調質圧延を行なった。Ｂ量が５ｐｐｍ未満
の場合、固溶Ｂによる焼付時の歪時効現象が十分でなく
高ＢＨ性が得られない。逆にＢ量が３０　ｐｐｍを超え
るとｒ値、伸びが著しく劣化し目標材質が得られない。

本発明範囲内にＢを添加した場合には、良好な深絞り性
、延性が得られ、実質上非時効を維持しながら、固溶Ｂ
と微量固溶Ｃの高温における歪時効現象によシ高い焼付
硬化性が得られるものである。

次に複合添加するＴｌ量は、鍋中のＮ量によって決まる
。本発明に従った鋼でＴＩを複合添加する意義は、添加
Ｂを固溶Ｂとなし既述の効果を生むために、Ｂと窒化物
を形成するＮをＴＩＮとして析出固定することにある。

従ってＴｉ添加量は第２図に示す範囲内となる。即ち、
Ｔｉ添加量の下限はＴ１で析出固定できないＮ量が２０
　ｐｐｍ以下となるよ８ うに決まる（、ＨＥ：Ｎ（％）−０，００２％〕＜Ｔｉ
（％））。この場合にＮは〔ＴＩ・ＣＢ）・Ａｔ）Ｎと
して非常に高温から安定な析出物に々っているだめに実
質上全ＮｉをＴｉＮとして析出させだのと同様な効果を
有する。またＴｉ添加量の上限はＮに対する当、、４８
Ｎ（５））以上に４ 添力口すると硫化物や炭化物を形成し、延性や二次加工
性を劣化させたシ、さらにはＢＨ性を低減するといった
影響を及ぼすことから　４８　Ｎ部＞以下と決４ 定される。第５図は、材質特性値から本発明に従った鋼
のＴ１添加量範囲を図示したものである。鋼板の化学成
分および製造条件は第４図の場合と同様（但しＢは１５
　ｐｐｍ一定とし、Ｔｉ量を種々変化させた鋼板に関し
てのデータである）である。Ｔｉ量がＮをＴｉＮとして
析出させるに不十分な場合は、ＮはＢＮとして析出する
ため、固溶Ｂによる高ＢＨ化効果は消失し本発明の主旨
に反する。逆にＴｉ量がＮに対する当量を超える場合に
はＴＩＳ、Ｔｉｃを形成し、伸び、ｒ値の劣化及びＢｌ
（性の低下を引き起こすことに々る。以上述べた如く複
合添加するＴｌ４８　　　　　　　　　　　　　　　　
４８量は１４　ＣＮ（１）−０，００２％）＜ＴＩ（１
）≦πＮ（２）である。

次に複合添加するＮｂｉの範囲について記す。本発明に
従った鋼は超深絞シ性の銅板を得る目的から極低炭素化
しているが、Ｃｉのバラツキによって、Ｃｉが多い場合
には鋼板中に固溶Ｃ残存量が多くなシ、ＢＨ性を高める
には有効であるが固溶Ｃに起因して常温時効性が大きく
外板用素材として不適となる。従って本発明に従った鋼
では、微量のＮｂ添加によりＣをＮｂＣとして析出固定
し、固溶Ｃ量を、常温時効性が実質上書にならない水準
まで低減せしめるものである。Ｎｂは再結晶温度を著し
く高める傾向を有するため、本発明に従った鋼ではＮｂ
添加量の上限をかかる悪影響のほとんどない０．０２％
とする。また常温時効性は、Ｃ（％）−”Ｎｂ（％）３ の値が０．００５％を超える場合に顕著になり時効処理
によって降伏点伸びが出現する。逆にＣ（４）工２ −−ＨＮｂ　（％）が０．０００５％以下になると、再
結晶温度が上昇するとともに、固溶Ｂと共存させる／ｌ
めの適量な固溶Ｃが得られず固溶Ｂによる高ＢＨ化効果
を抑制することになる。従って複合添加するＮｂ量は第
３図に示すように、ＮｂＳ２．０２％、かつ３９３ 、　［：　Ｃ（％）−０，００５％〕≦Ｎｂ（％ｔ≦”
ｉ”ｒ　（Ｃ（％）−０，０ＯＵ５％）となる。

第６図は、材質特性値から本発明に従った鋼のＮｂ添加
量範囲を図示したものである。鋼板の化学成分および製
造条件は第４図の場合と同様（但しＢｉｊ：　１５　ｐ
ｐｍ一定、ＴＩは０，０１％一定でＮｂｉを種々変化さ
せた鋼板についてのデータである）である。

Ｎｂ量が本発明範囲よシ少ない場合は、固溶Ｃに起因し
て常温時効性が大きく時効後降伏点伸びが出現しく第６
図では該当する領域なし）逆に本発明範囲を超える場合
には再結晶温度が高くなり伸び。

ｒ値が劣化すると共に、固溶Ｂの高ＢＨ化効果を阻害す
ることになる。本発明範囲内で微量のＮｂを複合添加す
ることにょシ、固溶Ｂと固溶Ｃの共存によシ高い焼付硬
化性が得られかつ実質上非時効性となる。

次Ｋ　Ｂ、Ｔｌ、Ｎｂ以以外０金金成範囲はｃ：０．ｏ
０７チ以下、Ｓｆ：０．８％以下、Ｍｎ：１．０％以下
、Ｐ：０．１５％以下、Ａｔ：０．０１〜０．１％、Ｎ
：０．０１％以下及び他の不可避的不純物、残部実質的
にＦｅから成るものである。

Ｃ１ｔが多いと必然的にＣを固定するためのＮｂ添加量
が増え、ＮｂＣの生成量が増えるため析出強化要素が強
くなシ、結晶粒の成長が阻害され、ｒ値および伸びの低
下、降伏強度の上昇を招く。従って超深絞り用鋼板の製
造という観点からＣは０．００７チ以下とする。

Ｓｔは溶融亜鉛めっき鉛板を製造する場合、めっき層成
膜の密着性を低下させる傾向を有するため０．８％以下
とする。

Ｐ添加量は、二次加工脆性を劣化させるＰの性質から決
定されるが本発明に従った鋼は固溶Ｂの存在により焼付
塗装後粒界強度を上昇させることによりＰの上限は０，
１５％とする。

ＡｔはＢ、Ｔｉ、Ｎｂ添加前の溶鋼脱酸剤として使用す
るが少量すぎると他の合金元素が脱酸剤として働き歩留
低下及び成分コントロールの困難性を引き起こす。逆に
多すぎるとＡｔ２０５介在物が増加して好ましくない。

以上の理由からＡｔ添加量は０．０１〜０１チとする。

Ｎは大部分がＴＩＮとして析出するがＮ含有量が多いと
合金元素量が増加し材質も劣化し好ましくない。このた
めＮは０．０１％以下とする。

Ｂ、ＴＩ、Ｎｂを含有する鋼板としては特開昭５４−１
３１５３６号公報、特開昭５６−１６６３３１号公報の
発明（以下光発明という）があるが、これらはいずれも
Ｂ。

Ｔｉ、Ｎｂを複合添加することを発明の基本思想とする
ものではな（ＮｂあるいはＴ　Ｉ　ｒ　Ｚ　ｒ　ｒ　Ｖ
　ｐ　Ｃｒ等は単にＣを析出せしめる添加元素として任
意に選択されるものである。先発明におけるＢ添加の効
果は窒化物ＢＮを形成して鋼板を軟質化することを特徴
とし、従ってＢ添加量範囲はＢ／Ｎによって決定される
。

更に、先発明は実施例に示される如く対象とする材料は
低Ｃ（Ｃ之ｏ、ｏｉチ）材であυ、本発明に従った極低
炭素鋼による超深絞シ用鋼板とは基本的考え方を異にす
る。先発明に示される実施例及び本発明に示す実施例か
ら明白な如くＣ量が０．０１％程度以上になれば、Ｔｉ
ｃ、ＮｂＣ等の析出物量が増大し、析出強化により降伏
点が上昇したシ伸びが低減し、またｒ値が著しく劣化し
本発明の目標材質である超深絞シ性が得られるものでは
ない。

本発明に従った鋼は既に述べた通り、極低炭素鋼に微量
のＢ　ｐ　Ｔ　ｒ　＋　Ｎｂを添加することを必須条件
とし極めて高い深絞シ性と高ＢＨ性を得るものであシ、
Ｂの添加は固溶Ｂによυ高ＢＨ性を付与するためであシ
、従ってＢＮを形成せしめるものではない。Ｔ１の添加
は添加したＢを固溶Ｂとして存在せしめるためにＮのみ
をＴＩＮとして析出させる目的であり、上記先発明の如
（Ｔｉｃを生成せしめるものではない・更にＮｂの添加
は固溶Ｃ量を常温時効性に対して有害とならない範囲内
に低減せしめ固溶Ｂと固溶Ｃを共存させることにより高
ＢＨ性を付与する目的にある。極低炭素鋼を基本成分と
する本発明に従った鋼はＡ。３点以上に加熱するとラン
ダム方位結晶粒を生成してｒ値の劣化を招くため焼鈍温
度は再結晶温度以上Ａｃ３点以下となる。さらに焼鈍後
の冷却速度は任意でよく生産性、めっき特性、鋼板の二
次加工脆性の観点からは７０℃／ｓｅｃ以上が望ましく
過時効処理も必要としない。かかる理由から本発明に従
った鋼は根本原理及び得られる鋼板の材質とも先発明と
は本質的に異なるものであり、新規にしてかつ有用な鋼
である。

本発明に従った鋼はＢ、ＴＩ、Ｎｂ含有量を従来の鋼板
に比較して著しく低減せしめているため、再結晶温度は
熱間圧延条件に係わらず低い。熱間圧延時に高温巻取を
行うことによシ、析出物の凝集が促進され再結晶温度は
更に低下する。従って本発明に従った州は低温焼鈍でも
高いｒ値が得られ、ブリキの如き極薄鋼板製造に対して
も超加工用欽板を提供するものである。

以下、実施例について述べる。

実施例１ 第１表は本発明に従った鋼および比較のために用いた供
試鋼の化学成分である。

上記の第１表供試鋼を熱延仕上温度９１０℃、巻取温度
６５０℃で板厚４ｗ＋＋に熱間圧延し、０．８咽まで冷
間圧延後、第７図（ｉ）に示す焼鈍サイクルによシ連続
焼鈍し、冷延鋼板を製造した。焼鈍温度ＳＴ　＝　８０
０℃、均熱時間は３０秒、冷却速度ｖ１＝ＳＯ℃／５ｅ
ｃ一定である。その後調質圧延を１％の圧下率で加えた
。その材質結果を第２表に示す。

第２表の結果から本発明による鋼は優れた超深絞シ性（
ｒ値）を有し、固溶Ｂ、固溶Ｃの共存によシ約６ｋｇ／
ｒａｇ２の高ＢＨ性を付与できておシ、かつＢＨ性は固
溶Ｂと固溶Ｃの共存効果に依るものであるため、常温で
実質的に非時効性で降伏点伸びがないという従来にない
極めて優れた特性を有す。

比較材況８はＢ添加量が本発明範囲より低いため、固溶
Ｂによる歪時効現象が起こらないため高ＢＨ性が得られ
ない。比較材煮９はＢ量が本発明範囲よシ過多のため高
ＢＨ性は得られるが、伸び、ｒ値が著しく低下し超深絞
シ用鋼板として不適である。

比較材Ａ４はＴＩ量が低すぎてＢがＢＮとして析出し固
溶Ｂが存在しないためＢＨ量が低く、Ａ５はＴＩ量過多
のため伸び、ｒ値が劣化しＢＨ性も低い。扁６はＮｂ量
が高（、Ｂ、Ｔｉも低過ぎることから、従来のＮｂ添加
鋼の材質に近く通常巻取では材質が悪く高温巻取が必要
となる。また、ＢＨ性を有するものの常温時効性が大き
いのは固溶ＮにょるＮ時効に起因するためである。黒７
は高ＢＨは得られるが、Ｎｂが低すぎて固溶Ｃによる常
温時効性が大きく降伏点伸びの出現が太きい。

実施例２ 第３表は本発明に従った鋼および比較のためい用いた供
試鋼の化学成分を示したものである。ン実施例は、固溶
強化型合金元素を添加して高強１鋼板化した場合につい
てのものである。

第３表Ａ１〜Ａ９の供試毎を熱延仕上温度９２（℃、巻
取温度７００℃で板厚３．８曙に熱間圧延１以下実施例
１の場合と同一条件により成品とし７その材質結果を第
４表に示す。

第４表より本発明に従った銅は、８１．Ｍｎ、Ｐ等の固
溶強化型元素を添加して島強度化した場合においても非
常に筺れ１〔深ｔ、９　ｂ性を有すると共に、実質的非
時効を維持しながら高ＢＨを持つというνｆ来の銅板に
ないｂ性を示す。比較材Ａ８　、Ａ９はＢ添加量が本発
明範囲をはずれる。Ａ８はＢ量不足のだめ固溶Ｂによる
高ＢＨ化効果が得られず、扁９はＢ量過太のため高ＢＨ
性は得られるものの伸び、ｒ値が著しく低下し、超深絞
り用銅板として不適であるのは軟鋼板の場合と同様であ
る。Ａ４はＴｉＫ：が本発明範囲より低いため、添加し
だＢ（徒ＢＮとして析出しＢＨ量が低（、ｙｆａ５はＴ
ｉ［が多すぎてリン化物等を形成し伸び、ｒ値が著しく
低くまたＢＨＬｔ’も低い。Ａ６はＮｂｉが低すぎて固
溶Ｃによる歪時効が起こ９常温時効性が太きい。Ａ７は
ＢＨ性はイ１られるものの、Ｎｂの絶対量が多いため、
通常の巻取温度では再結晶温度が高くなり降伏強度が上
昇し、伸び、ｒ値が劣化する等の材質劣化が極めて大き
く、高温巻取が必要となる。また、この材料は１３．Ｔ
ｉが少なく、Ｎｂ（ｉも多いことから従来のＮｂ添加鋼
の材質に近く、固溶Ｎに起因するＮ時効のためＢＨ性は
あるものの常温時効性が太きい。

実施例３ 第１表、第３表に示す供試鋼の全てについて実施例１の
場合と同一条件にて冷間圧延まで行なった後、第７図（
１）（ｉｉ）で示すサイクルを用いて溶融亜鉛めっき鋼
板を製造した。焼鈍温度は８００℃、均熱時間は３０秒
であシ冷却速度はｖｌ・ｖ２とも室温まで一定の１００
℃／ＳＣＣとした。第７図（１）は合金化処理を行なわ
ない場合に相当しく１１）は合金化佃鉛めっき銅板を製
造する場合である。これらの場合、冷却速度は、鋼板が
めつき浴に入る寸で及びめっき浴奢出た後室温になるま
での冷却速度をともにコントロールした。

上記の製造結果は以下の通りである。

（１）機械試験値は第２表および第４表に示した値とほ
とんど同じであり、亜鉛めっきを行なったことは、材質
にほとんど影響せず本発明の主旨に何ら反するものでは
ない。合金化処理を行なうことはＴ２＝５３０℃＋ｔ２
＝ｌＯ秒程度の熱処理に対応するが、Ｂ１１性に実施例
１、実施例２と差が々いことがら、大部分のＣの析出は
５００℃に比較して十分高温域で起こシ、固溶Ｂ１固溶
Ｃ量に影響しないと考えられる。材質特性値は第２表、
第３表、第５表と大きな差はないことから特に記さない
。

（２）亜鉛めっき層成膜の密着性の試験結果を第５表に
示す。

上記結果より本発明に従った鋼は亜鉛めっき特性も極め
て良好である。Ａ５は鋼中Ｔｌ添加量が多いために、地
鉄と溶融亜鉛の合金化反応が著しく促進されて、過合金
化が進みめっき層中に脆弱な合金層が形成され、密着性
が劣化したものである。

実施例１のＡ６及び実施例２のＡ７の材料も鋼中Ｎｂｉ
が本発明に従った鋼よシ多いため若干密着性が劣る。他
の比較材は急速冷却のためにめっき密着性は良好である
が、実施例１，２に記した如く、材質の観点から本発明
の目標材質をはずれるものである。

実施例４ 第１表に示す供試鋼ＡＩ、２．６を熱延仕上温度９１０
℃、巻取温度７００℃で板厚２．３　ｍに熱間圧延し、
０゜２瓢まで冷間圧延した後、第７図（１）に示す焼鈍
サイクルによ多連続焼鈍し、ブリキを製造した。焼鈍温
度５Ｔ＝６５０℃、均熱時間２０秒、冷却速度ｖ１　＝
　１０℃／５ｅｃ一定である。その後調質圧延を０．８
％の圧下率で加えた。その材質結果を第６表に示す。

上記結果より、本発明に従った鋼は、Ｂ、Ｔｔ、Ｎｂ添
加量を著しく低減せしめているため再結晶温度が低く、
低温焼鈍によって極薄ブリキの製造が可能であり超加工
用極薄鋼板を提供するものである。

比較ｈＩｂ　６はＮｂ添加量が高く低温焼鈍では未再結
晶である。

以上述べてきたように、本発明に従って、極低炭票鋼に
Ｂ及び奈量のＴｉ　、Ｎｂを知合添加することを必須条
件として、Ｂを固溶Ｂが数ｐｐｍ存在する如く５〜５０
　ｐｐｍ添加し、添加したＢを固溶状態に維持せしめる
ためＴｉを添加することによりＮをＴｉＮとして析出固
定せしめる。更に常温時効性を引きＬこす固ｉｆ（Ｃの
彫物を排除するため、微量のＮｂを畑合痒加することに
より、固溶Ｂと微量の固溶Ｃの共存効果によって、実質
的に非時効性を維持しつつ高い焼付硬化性を有する従来
にない極めて優れた超深絞り用酒板を製造しうるもので
ある。

すなわち本つ６明の骨子は、常温で実質上歪時効を起こ
さず塗装焼付時の高温歪時効によりＢＨ性を付与する固
溶Ｂの拡散現象を用いたものであり、従つて本発明は新
規かつ有用な超深紋り用焼付硬化性鋼板の製造方法を提
供しうるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図はＢ添加量の本発明範囲を示す説明図、第２図は
ＴＩ添加ｈ＃の本発明範囲を示す説明図、第３図はＮｂ
＃加旭の本発明範囲を示す説明図、第４図、第５図、第
６図はＢ及びＴｉ、Ｎｂを知合法加したｔ板の材質に及
ぼすＢおよびＴｉ、Ｎｂの影響から本発明範囲を示すＢ
’明図、第７図は溶鉱サイクルを示す説明図である。 特許出願人　　新日本製鐵株式會礼 Ｉ　　　　　葛１区 Ｎ（＋８・ｔ’、ｙ、） ｒ’／　（ｗｆ　Ｚ　） θ　　　　θ〃２　　　θρρ４　　　θ〃に　　　θ
σθδＣ（ｗｆｚ） 晩４し１ 一−２ト≦Ｒ艷日月範ｔμｍ− Ｂ（ｐｐｍ） ８、ｓ菌 ＝＊碧５Ｂ月１に田４− 一水発ａ８に囲　− （ｉ） δＴと再渇晶堝崖以Ｌ Ｌ五 ７　口 ｒｎ） δＴ（再粘西温崖以上ＡＣ３点以丁） 巖温

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．００７％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：１
   ．０％以下、Ｐ：０．１５チ以下、Ａｔ：０．０１〜０
   ．１％、Ｎ：０．０１％以下及び他の不可避的不純物か
   ら成シ、かつＢ、ＴＩ、Ｎｂを複合添加することを必須
   条件とし、その際Ｂを５ｐｐｍ以上３０　ｐｐｍ８ 以下の範囲内で含有し、Ｔｉを−ｇ　（：Ｎ（％）−０
   ，００２％〕〈０．０２チ以下でかつ襲−（Ｃ（％）−
   ０，００５％〕≦Ｎｂ（支））≦２ ９３　ｃ　ｃ（イ）−０，０００５％〕を洒だす範囲内
   で添力口した成２ 分の鋼を、熱間圧延および冷間圧延後、再結晶温度以上
   Ａ０３点以下の温度で連続焼鈍することを特徴とする超
   深絞シ用焼付硬化性鋼板の製造方法。