JPS6047328B2 - 超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方法に関する
ものてあり、その要旨とするところは、Ｃ：０．００７
％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：１．０％％以下、
Ｐ ：０．１５％以下、Ａｌ：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
とし、その際Ｂを５ｐμｍ以上３０ｐμｍ以下の範囲内
で添加し、Ｔｉを徂〔Ｎ（％）−０．００２％〕〈Ｔｉ
（％）≦主片１（％）を満たす範囲内て添加し、Ｎｂを
０．０２％以下でかつ一〔Ｃ（％）−０．００５％〕≦
Ｎｂ（％）≦［〔Ｃ（％）−０．０００５％〕を満たす
・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Ａｃ、点以下の温度で連続焼鈍す
ることを特徴とする超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方
法にある。

近年、自動車産業界では、車体軽量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ーリングて大きく左
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つている。本発明はこ
のような要求を満足する超深絞り用焼付硬化性鋼板の製
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の共存により
、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（ＢａｋｅＨａｒｄｅｎａｂｌｌｌｔｙ
）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、Ｔｊを複合添加することにより、鋼板
のＮをＴｌＮ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
り、鋼中のＣをＭＣ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、Ｃ．Ｎ
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つて決定されるが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大きいために、拡散係数はＣ．
ｓＮと比較し若干小さい。詳細に調べてみると、本発明
に従つた極低炭素鋼てはＢの添加は常温時効性に影響を
及ぼすことなく、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つた。固溶Ｂにより常温時効性に影
響せす、焼付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より
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。従つて、固溶Ｃ、固溶Ｎを
利用してＢＨ性を付与すれぱ、常温においても拡散係数
が大きいために、常温て歪時効現象を誘発し非時効性を
阻害する（時効処理によつて降状点伸びが出現する）が
、本発明に従つた鋼は主として固溶Ｂによる歪一時効現
象により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゜Ｃ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
、通常のアルミキルト鋼に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、深絞り性の劣化は避けられない。本発明に従
つた鋼では添加したＢを固溶Ｂとして存在させるために
、Ｔｊを複合添加することによりＮをＴｌＮとノして析
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ＴｌＮは極めて高温から安定
な析出物であり、熱延加熱炉中ですでに析出しており、
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１るものではなく、従つてかかる製造
工程の影響によつて材質が何ら影響を受けるものではな
い。次に、Ｎｂの複合添加について述べる。本発明に従
つた銅は固溶Ｂと固溶Ｃにより実質上非時効（時効処理
によつて降状点伸びが出現しない）をｊ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、併せて超深
絞り用鋼板という目標材質を達成するため極低炭素鋼に
より製造する。実際の製造においては、Ｃ含有量のバラ
ツキによつて最終製品中の固溶Ｃ量が増減し、前記の如
く固溶Ｃは常温時効性を引き起こすから、固溶Ｂおよび
固溶ＣによりＢＨを付与しながらも実質上非時効性とす
る本発明に従つた鋼の材質特性を阻害する原因となる。
従つて、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つてＣをＭＣ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、Ｔｉは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、深絞り性を
劣化させる傾向を有することから、かかる傾向のないＮ
ｂ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の共存により、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Ｔｌ
Ｎとして析出固定せしめるためにＴｉを複合添加する。
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微量の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
する超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方法である。次に
本発明に従つた鋼成分範囲について述べる。

まずＢ添加量については５ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以一下
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１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
従つた鋼の目標材質をはずれることとな−る。本発明に
従つた鋼ではＴｊを複合添加することにより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５ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以
下の範囲とな，る。第１図は本発明に従つた鋼のＢ添加
量範囲を示したものて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つた鋼のＢ添加量範
囲を示したものである。銅板の化学成分はＢ含有量を種
々変化させており他の合金成分はＣ：０．００３５、Ｓ
ｉ：０．０９、Ｍｎ：０．３０．．Ｐ：０．０１λＳ：
０．０１５、Ａ１：０．０５３、Ｎ：０．００３０、Ｔ
Ｉ：０．０１、Ｎｂ：０．０１（各ｍｌ％）および残部
実質的にＦｅである。複合添加するＴｉ量はＮをＴｉＮ
として析出するに必要な量、また複合添加するＮｂ量は
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、本発明に従つた鋼の範囲内で添加してい
る。製造条件は、通常の熱間圧延後６５０゜Ｃで巻き取
り、冷間圧延後８００℃で３［相］連続焼鈍に供し室温
まで１００℃Ｉｓｅｃの冷却速度で冷却した後０．８％
の調質圧延を行なつた。Ｂ量が５ｐｐｍ未満の楊合、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３０ｐｐｍ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り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Ｔｉ量は、鋼中のＮ
量によつて決まる。

本発明に従つた鋼で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ＴｌＮとして析出固定することにある。従
つてＴ】添加量は第２図に示す範囲内となる。即ち、Ｔ
ｉ添加量の下限はＴｉで析出固定できないＮ量が２０ｐ
ｐｍ以下となるように決まる（臂〔Ｎ（％）−０．００
２％〕〈Ｔ１（％））。この場合にＮは〔Ｔ］ｏ（Ｂ）
・Ａ１〕Ｎとして非常に高温から安定な析出物になつて
いるために実質上全Ｎ量をＴｌＮとして析出させたのと
同様な効果を有する。またＴ１添加量の上限はＮに対す
る当量（臂Ｎ（％））以上に添加すると硬化物や炭化物
を形成し、延性や二次加工性を劣化させたり、さらには
ＢＨ性を低減するといつた影響を及ぼすことから、臂Ｎ
（％）以下と決定される。第５図は、材質特性から本発
明に従つた鋼のＴｉ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１５ｐｐｍ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Ｔ
］Ｎ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Ｔ１量がＮに対する当量を超
える場合にはＴｉＳ．．ＴｌＣを）形成し、伸び、ｒ値
の劣化及びＢＨ性の低下を引き起こすことになる。以上
述べた如く複合添加するＴｉ量は費〕Ｎ（％）−０．０
０２％〕〈Ｔｉ（％）≦臂Ｎ（％）である。次に複合添
加するＮｂ量の範囲について記す。

本発明に従つた鋼は超深絞り性の鋼板を得る目的から極
低炭素化しているが、Ｃ量のバラツキによつて、Ｃ量が
多い場合には銅板中に固溶Ｃ残存量θが多くなり、ＢＨ
性を高めるため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。従つて本
発明に従つた鋼では、微量のＮ曝加により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害に
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、本発明に従つ
た鋼ては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（％）の値が０．００５％を超える場合に顕著にな
り時効処理によつて降状点伸びが出現する。逆にＣ（％
）−Ｍ卜ｂ（％）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と共存させるための
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。従つて複合添加するＮ瞳は第３図に
示すように、Ｎｂ≦０．０２％、かつ召〔Ｃ（％）一０
．００５％〕≦Ｎｂ（％）≦召〔Ｃ（％）−０．０００
５％〕となる。第６図は、材質特性値から本発明に従つ
た銅の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Ｂは
１５ｐｐｍ一定、ＴＩは０．０１％一定でＮｂ量を種々
変化させた鋼板についてのデータである）である。Ｎｂ
量が本発明範囲より少ない場合は、固溶Ｃに起因して常
温時効性が大きく時効後降状点伸びが出現し（第６図で
は該当する領域なし）逆に本発明範囲を起える場合には
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より、固溶Ｂと固
溶Ｃの共存により高い焼付硬化性一が得られかつ実質上
非時効性となる。次にＢ．．Ｔ】、Ｎｂ以外の合金成分
範囲はＣ：０．００７％以下、Ｓ１：０．８％以下、Ｍ
ｎ：１．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ａｌ：０．０
１〜０．１％、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。

Ｃ量が多いと必然的にＣを固定するためのＮｂ添加量が
増え、Ｍ℃の生成量が増えるため析出強化要素が強くな
り、結晶粒の成長が阻害され、ｒ値および伸ひの低下、
降状強度の上昇を招く。

従４つて超深絞り用鋼板の製造という観点からＣは０．
００７％以下とする。Ｓｉは溶融亜鉛めつき鋼板を製造
する場合、めつき層皮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つた鋼は固溶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。

Ｎ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Ａｌ２Ｏ３介在物が増加クして好ましく
ない。以上の理由からＮ添加量は０．０１〜０．１％と
する。Ｎは大部分がＴｉＮとして析出するがＮ含有量が
多いと合金元素量か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。夕Ｂ，．Ｔｉ．．
Ｎｂを含有する鋼板としては特開昭５４一１３１５３６
号公報、特開昭５６−１６６３３１号公報の発明（以下
先発明という）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
のではなくＮｂあるいはＴｉ，．Ｚｒｌノ■、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、従つてＢ
添加量範囲はＢ／Ｎによつて決定される。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≧０
．０１％）材であり、本発明に従つた極低炭素鋼による
超深絞り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、ＴｌＣ，．ＮｂＣ
等の析出物量が増大し、析出強化により降状点上昇した
り伸びが低減し、またｒ値が著しく劣化し本発明の目標
材質である超深絞り性が得られるものではない。本発明
に従つた鋼は既に述べた通り、極低炭素鋼に微量のＢ．
，Ｔｉ．．Ｎｂを添加することを必須条件とし極めて高
い深絞り性と高ＢＨ性を得るものであり、Ｂの添加は固
溶Ｂにより高ＢＨ性を付与するためであり、従つてＢＮ
を形成せしめるものではない。

Ｔｉ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
先発明の如くＴｌＣ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つた鋼はＡＣ３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Ａ。３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、めつき特
性、銅板の二次加工脆性の観点からは７０゜Ｃ１ｓｅｃ
以上が望ましく過時効処理も必要としない。かかる理由
から本発明に従つた鋼は根本原理及ひ得られる鋼板の材
質とも先発明とは本質的に異なるものであり、新規にし
てかつ有用な鋼てある。本発明に従つた鋼はＢ．．Ｔｌ
、Ｎｂ含有量を従来ャ８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り、析出物の凝集
が促進され再結晶温度は更に低下する。従つて本発明に
従つた鋼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鋼板を提供するもの
てある。以下、実施例について述べる。

実施例１ 第１表は本発明に従つ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゜Ｃ、巻取温
度６５０゜Ｃて板厚４Ｔ０ＴＬに熱間圧延し、０．８ｍ
ｇまで冷間圧延後、第７図１に示す焼鈍サイクルにより
連続焼鈍し、冷延鋼板を製造した。

焼鈍温度ＳＴ＝８００′Ｃ１均熱時間は３［相］、冷却
速度■，＝８０℃１ｓｅｃ一定である。その後調質圧延
を１％の圧下率て加えた。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り性
（ｒ値）を有し、固溶Ｂ１固溶Ｃの共存により約６ｋ９
１ｄの高ＢＨ性を付与てきており、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、常温て実質
的に非時効性で降状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ＮＯ．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ＮＯ．９はＢ量が本発明範囲より過多
のため高ＢＨ性は得られるが、伸ひ、ｒ値か著しく低下
し超深絞り用銅板として不適てある。比較材ＮＯ．４は
Ｔ１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、ＮＯ．５はＴｊ量過多のため伸
び、ｒ値が劣化しＢＨ性も低い。ＮＯ．６はＮｂ量が高
く、Ｂ．．Ｔｌ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によるＮ時効に起因するためである。ＮＯ．
７は高ＢＨ性は得られるが、Ｎｂが低すぎて固溶Ｃによ
る常温時効性が大きく降状点伸びの出現が大きい。実施
例２ 第３表は本発明に従つた鋼および比較のために用いた供
試鋼の化学成分を示したものである。

本実施例は、固溶強化型合金元素を添加して高強度鋼板
化した場合についてのものてある。第３表ＮＯ．ｌ〜Ｎ
Ｏ．９の供試鋼を熱延仕上温度９２０℃、巻取温度７０
０℃て板厚３。

８７Ｔ０ｎに熱間圧延し、以下実施例１の場合と同一条
件により成品とした。

その材質結果を第４表に示す。第４表より本発明に従つ
た鋼は、Ｓｉ．．Ｍｎ．．Ｐ等の固溶強化型元素を添加
して高強度化した場合においても非常に優れた深絞り性
を有すると共に、実質的非時効を維持しながら高ＢＨを
持つという従来の鋼板にない特性を示す。

比較材ＮＯ．８、ＮＯ．９はＢ添加量が本発明範囲をは
すれる。

ＮＯ．８はＢ量不足のため固溶Ｂによる高ＢＨ化効果が
得られず、ＮＯ．９はＢ量過大のため高ＢＨ性は得られ
るものの伸び、ｒ値が著しく低下し、超深絞り用鋼板と
して不適てあるのは軟鋼板の場合と同様である。ＮＯ．
４はＴ１量が本発明範囲より低いため、添加したＢはＢ
Ｎとして析出しＢＨ量が低く、ＮＯ．５はＴ】量が多す
ぎてリン化物等を形成し伸び、ｒ値が著しく低くまたＢ
Ｈ量も低い。ＮＯ．６はＮｂ量が低すぎて固溶Ｃによる
歪時効が起こり常温時効性が大きい。ＮＯ．７はＢＨ性
は得られるものの、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状強度が上昇し、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Ｂ．Ｔｉが少なく
、Ｎｂ量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
温時効性が大きい。実施例３第１表、第３表に示す供試
鋼の全てについて実斗：゛施例１の場合と同一条件にて
冷間圧延まで行なつた後、第７図１，ｉｉで示すサイク
ルを用いて溶融亜鉛めつき銅板を製造した。

焼鈍温度は８００℃、均熱時間は３＠であり冷却速度は
Ｖｌ，Ｖ２とも室温まで一定の１００あＣ１ｓｅｃ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Ｉ
ｉは合金化亜鉛めつき鋼板を製造する場合である。これ
らの場合、冷却速度は、鋼板がめつきに浴に入るまて及
びめつき浴を出た後室温になるまでの冷却速度をもとに
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、亜鉛めつきを行なつたことは、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℃、ち＝Ｗ秒程
度の熱処理に対応するが、ＢＨ性に実施例１、実施例２
と差がないことから、大部分のＣの析出は５００℃に比
較して十分高温域で起こり、固溶Ｂ、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）
亜鉛めつき層皮膜の密着性の試験結果を第５表に示す。
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、過合金化が進みめつき層中に脆弱な合金層が形
成され、密着性が劣加したものである。

実施例１のＮＯ．６及び実施例２のＮＯ．７の材料も鋼
中Ｎｂ量が本発明に従つた鋼より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つき密着性は良
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すれるものである。１実施例４ 第１表に示す供試ＷＩｆＪＯ．ｌ、２、６を熱延仕上温
度９１０′Ｃ、巻取温度７００℃で板厚２．３Ｔ！ｒ！
ｎに熱間圧延し、０．２ｍｍまで冷間圧延した後、第７
図１に示す焼鈍サイクルにより連続焼鈍し、ブリキを製
造した。

焼鈍温度ＳＴ＝６５０℃、均熱時間２囲２、冷却速度Ｖ
１＝１０ＳＣ１ｓｅｃ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
従つた鋼は、ＢｌＴｌ、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、低温焼鈍によつて極薄ブ
リキの製造が可能てあり超加工用極薄鋼板を提供するも
のてある。

比較鉗ド０．６はＮｂ添加量が高く低温焼鈍ては未再結
晶てある。以上述べてきたように、本発明に従つて、極
低炭素鋼にＢ及び微量のＴｉＮＮｂを複合添加すること
を必須条件として、Ｂを固溶Ｂが数Ｐｐｍ存在する如く
５〜５０ｐｐｍ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ＴｌＮとして
析出固定せしめる。

更に常温時効性を引き起こす固溶Ｃの影響を排除するた
め、微量のＮｂを複合添加することにより、固溶Ｂと４
微量の固溶Ｃの共存効果によつて、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
れた超深絞り用鋼板を製造しうるものである。すなわち
本発明の骨子は、常温て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
用な超深絞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添加量の本発明範囲を示す説明図、第３図はＮｂ添
加量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を複合添加した銅板の材質に及
ぼすＢおよびＴｉ．．Ｎｂの影響から本発明範囲を示す
説明図、第７図は焼鈍サイクルを示す説明図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．００７％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ
   ：１．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ａｌ：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３０ｐｐｍ以下
   の範囲内で含有し、Ｔｉを４８／１４〔Ｎ（％）−０．
   ００２％〕＜Ｔｉ（％）≦（４８／１４）Ｎ（％）を満
   たす範囲内で含有し、Ｎｂを０．０２％以下でかつ９３
   ／１２〔Ｃ（％）−０．００５％〕≦Ｎｂ（％）≦９３
   ／１２〔Ｃ（％）−０．０００５％〕を満たす範囲内で
   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＿ｃ＿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り用焼付硬化性鋼板の製造方法。