JP2745922B2 - 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents
焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用冷延鋼板とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶融亜鉛メッキライン
のような過時効帯をもたない連続焼鈍ラインにおいても
容易に製造することができる焼付硬化性、深絞り性に優
れた常温非時効性で、引張強さ３０ kgf／mm2 級の軟質
冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
のような過時効帯をもたない連続焼鈍ラインにおいても
容易に製造することができる焼付硬化性、深絞り性に優
れた常温非時効性で、引張強さ３０ kgf／mm2 級の軟質
冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車用鋼板とくに外板に使用される冷
延鋼板に対しては、常温非時効性でかつ、プレス成形時
には良好な成形性、形状凍結性を有し、プレス成形後の
焼付塗装処理により降伏強度が上昇し、良好な耐デント
性を示す鋼板、すなわち焼付硬化性を有する鋼板が要求
されている。近年、車体軽量化による燃費向上を目的と
して、自動車用鋼板の高強度化が進められているが、成
形性の厳しい部位では高強度鋼板の使用が困難な場合が
あり、軟質で成形性に優れると同時に高い焼付硬化能を
有する鋼板が要求される。
延鋼板に対しては、常温非時効性でかつ、プレス成形時
には良好な成形性、形状凍結性を有し、プレス成形後の
焼付塗装処理により降伏強度が上昇し、良好な耐デント
性を示す鋼板、すなわち焼付硬化性を有する鋼板が要求
されている。近年、車体軽量化による燃費向上を目的と
して、自動車用鋼板の高強度化が進められているが、成
形性の厳しい部位では高強度鋼板の使用が困難な場合が
あり、軟質で成形性に優れると同時に高い焼付硬化能を
有する鋼板が要求される。
【０００３】上述した焼付硬化性を有する冷延鋼板ある
いはその製造方法に関しては、従来より種々提案されて
おり、とくに近年の製鋼脱ガス技術、連続焼鈍技術の進
歩により、Ｃ含有量を0.01％以下に下げた極低Ｃ鋼をベ
ースに炭化物形成元素であるNb等を添加した鋼板を連続
焼鈍することにより製造する技術が提案されている。即
ち、Nb添加鋼に関しては特公昭６０−１７００４号公
報、Ｖ添加鋼に関しては特開昭６２−８３４２６号公
報、Nb−Ｖ複合添加鋼に関しては特公平２−１２１２号
公報にそれぞれ製造技術が開示されている。また特開昭
６１−６７７２１号公報では非時効性冷延鋼板の製造方
法としてNb−Ｖ複合添加鋼が開示されている。
いはその製造方法に関しては、従来より種々提案されて
おり、とくに近年の製鋼脱ガス技術、連続焼鈍技術の進
歩により、Ｃ含有量を0.01％以下に下げた極低Ｃ鋼をベ
ースに炭化物形成元素であるNb等を添加した鋼板を連続
焼鈍することにより製造する技術が提案されている。即
ち、Nb添加鋼に関しては特公昭６０−１７００４号公
報、Ｖ添加鋼に関しては特開昭６２−８３４２６号公
報、Nb−Ｖ複合添加鋼に関しては特公平２−１２１２号
公報にそれぞれ製造技術が開示されている。また特開昭
６１−６７７２１号公報では非時効性冷延鋼板の製造方
法としてNb−Ｖ複合添加鋼が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの従来
技術には、種々の解決すべき問題点が残されている。Nb
単独添加鋼ではNbC が微細に析出するため再結晶温度が
高く、粒成長性が悪い。そのため、降伏強度が高くなり
やすい。さらにNbの添加量を制御することにより固溶Ｃ
を残存させるか、焼鈍時にNb炭化物を再固溶させること
により焼付硬化性を付与しているため、充分な焼付硬化
量を得難く、またＣ量、Nb量の微妙な成分変動による焼
付硬化量のバラツキも大きい。一方、充分な焼付硬化量
を得ようとすると、常温時効性、深絞り性、延性が劣化
する。ここで、焼付硬化量とは２％の予歪み付与後の１
７０℃、２０分の焼付相当処理による降伏強度の上昇分
であり、２％予歪みによる加工硬化量は含まれない。
技術には、種々の解決すべき問題点が残されている。Nb
単独添加鋼ではNbC が微細に析出するため再結晶温度が
高く、粒成長性が悪い。そのため、降伏強度が高くなり
やすい。さらにNbの添加量を制御することにより固溶Ｃ
を残存させるか、焼鈍時にNb炭化物を再固溶させること
により焼付硬化性を付与しているため、充分な焼付硬化
量を得難く、またＣ量、Nb量の微妙な成分変動による焼
付硬化量のバラツキも大きい。一方、充分な焼付硬化量
を得ようとすると、常温時効性、深絞り性、延性が劣化
する。ここで、焼付硬化量とは２％の予歪み付与後の１
７０℃、２０分の焼付相当処理による降伏強度の上昇分
であり、２％予歪みによる加工硬化量は含まれない。
【０００５】前記した特開昭６２−８３４２６号公報に
開示されているようなＶ単独添加鋼では、極めて多量の
Ｖを添加しても優れた深絞り性を得ることができない。
また、十分な焼付硬化量も得られない。さらに、前記特
公平２−１２１２号公報のものは、Ｃ量が多いため多量
のNb，Ｖの添加を必要としており、それにもかかわらず
深絞り性、延性、常温非時効性いずれも満足のいくレベ
ルの特性が得られない。さらに過時効処理を必須とする
ため、過時効帯をもたない連続焼鈍ライン、例えば連続
溶融亜鉛メッキライン等で製造する場合には、焼鈍ある
いはメッキ後いったんコイルに巻取り、別途過時効処理
を施す必要がある。特開昭６１−６７７２１号公報のも
のにおいてもＮ量またはＣ量が多いため深絞り性が充分
に得られていない。
開示されているようなＶ単独添加鋼では、極めて多量の
Ｖを添加しても優れた深絞り性を得ることができない。
また、十分な焼付硬化量も得られない。さらに、前記特
公平２−１２１２号公報のものは、Ｃ量が多いため多量
のNb，Ｖの添加を必要としており、それにもかかわらず
深絞り性、延性、常温非時効性いずれも満足のいくレベ
ルの特性が得られない。さらに過時効処理を必須とする
ため、過時効帯をもたない連続焼鈍ライン、例えば連続
溶融亜鉛メッキライン等で製造する場合には、焼鈍ある
いはメッキ後いったんコイルに巻取り、別途過時効処理
を施す必要がある。特開昭６１−６７７２１号公報のも
のにおいてもＮ量またはＣ量が多いため深絞り性が充分
に得られていない。
【０００６】
【課題を解決するための手段】前記のような従来技術に
おいては、常温非時効性で優れた焼付硬化性を有し、か
つ成形性の良好な冷延鋼板という近年の厳しい要求を満
足することは困難であって、本発明は、上記課題を解決
すべく鋭意研究を重ねた結果、極低炭素鋼にＣ量に対応
する適量のNbと微量のＶを複合添加することにより、常
温非時効性で優れた焼付硬化性を有し、かつ良好な延
性、深絞り性を有する冷延鋼板を得ることができるこ
と、さらにこのような組成の鋼板に適切な条件で焼鈍お
よび調質圧延を施すことにより、より良好な特性が得ら
れることを見出し、本発明を完成したものであって、以
下の如くである。
おいては、常温非時効性で優れた焼付硬化性を有し、か
つ成形性の良好な冷延鋼板という近年の厳しい要求を満
足することは困難であって、本発明は、上記課題を解決
すべく鋭意研究を重ねた結果、極低炭素鋼にＣ量に対応
する適量のNbと微量のＶを複合添加することにより、常
温非時効性で優れた焼付硬化性を有し、かつ良好な延
性、深絞り性を有する冷延鋼板を得ることができるこ
と、さらにこのような組成の鋼板に適切な条件で焼鈍お
よび調質圧延を施すことにより、より良好な特性が得ら
れることを見出し、本発明を完成したものであって、以
下の如くである。
【０００７】（1) 重量％で、 Ｃ： 0.0015
〜0.0045％, Si：0.02％以下, Mn：0.10〜0.30％, Ｐ： 0.015％以下,
Ｓ：0.010 ％以下、 sol.Al：0.02〜0.07％, Ｎ：0.0030％以下 を含有し、かつ、Nbを2.0 ≦ Nb/C ≦ 6.5を満たす範囲
内で含有するとともに、Ｖを 0.001〜0.030 ％かつ 0.4 ≦（V/51)/〔｛C-(12/93)Nb ｝/12 〕≦3.0 を満たす範囲内で含有し、残部Fe及び不可避的不純物よ
りなることを特徴とする焼付硬化性に優れた非時効性深
絞り用冷延鋼板。
〜0.0045％, Si：0.02％以下, Mn：0.10〜0.30％, Ｐ： 0.015％以下,
Ｓ：0.010 ％以下、 sol.Al：0.02〜0.07％, Ｎ：0.0030％以下 を含有し、かつ、Nbを2.0 ≦ Nb/C ≦ 6.5を満たす範囲
内で含有するとともに、Ｖを 0.001〜0.030 ％かつ 0.4 ≦（V/51)/〔｛C-(12/93)Nb ｝/12 〕≦3.0 を満たす範囲内で含有し、残部Fe及び不可避的不純物よ
りなることを特徴とする焼付硬化性に優れた非時効性深
絞り用冷延鋼板。
【０００８】（2) 重量％で、 Ｃ： 0.0015
〜0.0045％, Si：0.02％以下, Mn：0.10〜0.30％, Ｐ：0.015 ％以下,
Ｓ：0.010 ％以下、 sol.Al：0.02〜0.07％, Ｎ：0.0030％以下 を含有し、かつ、Nbを2.0 ≦ Nb/C ≦ 6.5を満たす範囲
内で含有するとともに、Ｖを 0.001〜0.030 ％かつ 0.4 ≦（V/51)/〔｛C-(12/93)Nb ｝/12 〕≦3.0 を満たす範囲内で含有し、残部Fe及び不可避的不純物よ
りなる鋼を、熱間圧延し600〜750 ℃の温度で巻取り、
７０％以上の冷圧率で冷間圧延した後、均熱温度Taが 785 ＋ C×104 ≦ Ta ≦845 ＋C ×104 を満たす温度で連続焼鈍し、その後の冷却過程におい
て、均熱温度から少なくとも７００℃までを１０℃／ｓ
以上の平均冷却速度で冷却し、さらに伸長率λ（％）が 0.3 ＋ 250× C＊≦λ≦ 1.3＋250 ×C ＊ ただし C ＊＝ C＊＊＋｛C-(12/93)Nb ｝(C＊＊≦（12/93)Nb） ＝ C (C＊＊＞（12/93)Nb） C＊＊＝(7.5×10-7×Ta-6.0×10-4)/Nb Ta ：焼鈍均熱温度（℃） を満たす範囲内の調質圧延を施すことを特徴とする焼付
硬化性に優れた非時効性深絞り用冷延鋼板の製造方法。
〜0.0045％, Si：0.02％以下, Mn：0.10〜0.30％, Ｐ：0.015 ％以下,
Ｓ：0.010 ％以下、 sol.Al：0.02〜0.07％, Ｎ：0.0030％以下 を含有し、かつ、Nbを2.0 ≦ Nb/C ≦ 6.5を満たす範囲
内で含有するとともに、Ｖを 0.001〜0.030 ％かつ 0.4 ≦（V/51)/〔｛C-(12/93)Nb ｝/12 〕≦3.0 を満たす範囲内で含有し、残部Fe及び不可避的不純物よ
りなる鋼を、熱間圧延し600〜750 ℃の温度で巻取り、
７０％以上の冷圧率で冷間圧延した後、均熱温度Taが 785 ＋ C×104 ≦ Ta ≦845 ＋C ×104 を満たす温度で連続焼鈍し、その後の冷却過程におい
て、均熱温度から少なくとも７００℃までを１０℃／ｓ
以上の平均冷却速度で冷却し、さらに伸長率λ（％）が 0.3 ＋ 250× C＊≦λ≦ 1.3＋250 ×C ＊ ただし C ＊＝ C＊＊＋｛C-(12/93)Nb ｝(C＊＊≦（12/93)Nb） ＝ C (C＊＊＞（12/93)Nb） C＊＊＝(7.5×10-7×Ta-6.0×10-4)/Nb Ta ：焼鈍均熱温度（℃） を満たす範囲内の調質圧延を施すことを特徴とする焼付
硬化性に優れた非時効性深絞り用冷延鋼板の製造方法。
【０００９】
【作用】上記した本発明の詳細を実験結果に基づき以下
に説明すると、本発明者らは、Nb添加鋼、Ｖ添加鋼の長
所、短所を詳細に検討した結果、両鋼の特徴を以下のよ
うに考えた。Nb添加鋼はNbC が微細に析出するため、降
伏強度が高い。これを回避するためには、析出物を粗大
化させれば良い。また、NbC はＶＣに比べ固溶温度が高
いため、高ＢＨと高ｒ値を両立することが困難である
が、これを達成させるためには固溶温度を下げることが
重要である。一方、Ｖ添加鋼は多量にＶを添加しても完
全にＣを析出固定できないため、ｒ値が低い。ｒ値を向
上させるために析出を促進させれば良い。そこで、Nb−
Ｖ複合添加により（Nb，Ｖ）Ｃという複合炭化物が析出
し、析出、溶解が促進され、各々の短所を補い合えると
の結論に到達した。
に説明すると、本発明者らは、Nb添加鋼、Ｖ添加鋼の長
所、短所を詳細に検討した結果、両鋼の特徴を以下のよ
うに考えた。Nb添加鋼はNbC が微細に析出するため、降
伏強度が高い。これを回避するためには、析出物を粗大
化させれば良い。また、NbC はＶＣに比べ固溶温度が高
いため、高ＢＨと高ｒ値を両立することが困難である
が、これを達成させるためには固溶温度を下げることが
重要である。一方、Ｖ添加鋼は多量にＶを添加しても完
全にＣを析出固定できないため、ｒ値が低い。ｒ値を向
上させるために析出を促進させれば良い。そこで、Nb−
Ｖ複合添加により（Nb，Ｖ）Ｃという複合炭化物が析出
し、析出、溶解が促進され、各々の短所を補い合えると
の結論に到達した。
【００１０】即ち、図１は、Ｃ：0.0025〜0.0030％のNb
添加鋼、Ｖ添加鋼、Nb−Ｖ複合添加鋼についての各冷延
鋼板を８３０℃で連続焼鈍したときの材料特性を比較し
て示したものであるが、Nb添加鋼、Ｖ添加鋼ともに前述
のような欠点を有しているが、Nb−Ｖ複合添加鋼は極微
量のＶ添加により、材料特性が向上し優れた特性バラン
スを有している。すなわち、降伏強度が低く、高ｒ値、
高ＢＨというNb、Ｖの単独添加鋼では発揮できない特性
を示している。これは、Nb−Ｖの複合添加鋼では、NbC
を核としてＶ炭化物が析出することにより析出が促進さ
れ、析出物が凝集粗大化し、さらに焼鈍時にＶ炭化物の
溶解が進むことにより、NbC の溶解も促進されることに
よるものと考えられる。
添加鋼、Ｖ添加鋼、Nb−Ｖ複合添加鋼についての各冷延
鋼板を８３０℃で連続焼鈍したときの材料特性を比較し
て示したものであるが、Nb添加鋼、Ｖ添加鋼ともに前述
のような欠点を有しているが、Nb−Ｖ複合添加鋼は極微
量のＶ添加により、材料特性が向上し優れた特性バラン
スを有している。すなわち、降伏強度が低く、高ｒ値、
高ＢＨというNb、Ｖの単独添加鋼では発揮できない特性
を示している。これは、Nb−Ｖの複合添加鋼では、NbC
を核としてＶ炭化物が析出することにより析出が促進さ
れ、析出物が凝集粗大化し、さらに焼鈍時にＶ炭化物の
溶解が進むことにより、NbC の溶解も促進されることに
よるものと考えられる。
【００１１】しかし、単にNbとＶを複合添加しただけで
はこのような優れた特性が発揮されず、図２に示すよう
にＣ量を0.0045％以下の極低Ｃ域にまで低減することが
上記した各特性を共に向上する上において極めて重要で
ある。本発明はこのような知見に基づいて完成したもの
である。
はこのような優れた特性が発揮されず、図２に示すよう
にＣ量を0.0045％以下の極低Ｃ域にまで低減することが
上記した各特性を共に向上する上において極めて重要で
ある。本発明はこのような知見に基づいて完成したもの
である。
【００１２】上記した本発明の成分限定理由について説
明すると以下の如くである。Ｃ ：本発明の主目的である焼付硬化性は固溶Ｃによる転
位の固着現象を利用したものであるため、Ｃは必須元素
である。このＣが0.0015％未満の場合、Nb量、Ｖ量とく
にＶ量の僅かな成分変動により材料特性が大きく変動
し、安定して良好な焼付硬化性を得ることが困難とな
る。このためＣ量は0.0015％以上とする。一方、Ｃ含有
量が多くなると、図２にも示したように焼付硬化性は大
きくなるが常温時効性も大きくなり、同時に深絞り性も
劣化し、本発明の目的に反する。Ｃが0.0045％を越える
と、このような常温時効性、深絞り性の劣化を防止する
ためには、炭化物形成元素であるNb，Ｖの極めて多量の
添加を必要とし、これらの析出物の量が増え再結晶温度
を上昇させるとともに粒成長性を劣化させる。その結
果、やはり深絞り性、延性を劣化させることになる。さ
らに、Nb，Ｖの多量の添加はコスト上昇を招き経済的に
も好ましくない。これらの理由からして、本発明ではＣ
量を0.0015〜0.0045％に限定する。
明すると以下の如くである。Ｃ ：本発明の主目的である焼付硬化性は固溶Ｃによる転
位の固着現象を利用したものであるため、Ｃは必須元素
である。このＣが0.0015％未満の場合、Nb量、Ｖ量とく
にＶ量の僅かな成分変動により材料特性が大きく変動
し、安定して良好な焼付硬化性を得ることが困難とな
る。このためＣ量は0.0015％以上とする。一方、Ｃ含有
量が多くなると、図２にも示したように焼付硬化性は大
きくなるが常温時効性も大きくなり、同時に深絞り性も
劣化し、本発明の目的に反する。Ｃが0.0045％を越える
と、このような常温時効性、深絞り性の劣化を防止する
ためには、炭化物形成元素であるNb，Ｖの極めて多量の
添加を必要とし、これらの析出物の量が増え再結晶温度
を上昇させるとともに粒成長性を劣化させる。その結
果、やはり深絞り性、延性を劣化させることになる。さ
らに、Nb，Ｖの多量の添加はコスト上昇を招き経済的に
も好ましくない。これらの理由からして、本発明ではＣ
量を0.0015〜0.0045％に限定する。
【００１３】Ｓ：Ｓは熱間脆性を引き起こす有害な元素
であり、また延性、深絞り性をも劣化させるため、その
含有量は低いほど好ましい。そのため、Ｓは0.010 ％以
下に限定する。
であり、また延性、深絞り性をも劣化させるため、その
含有量は低いほど好ましい。そのため、Ｓは0.010 ％以
下に限定する。
【００１４】Ｎ：ＮはＣに比べ常温時効性を劣化させる
程度が大きいため、極力低くすることが望ましい。本発
明においては焼付硬化性は固溶Ｃのみにより付与し、常
温時効性に対し有害な固溶ＮはAlによりAlN として析出
固定する。NbおよびＶも窒化物形成元素であるが、炭化
物形成傾向のほうが強いため、炭化物形成後さらに過剰
のNb，Ｖがある場合のみ窒化物を形成する。本発明のNb
添加量はＣを全量析出固定する量よりも少ないため、Nb
ではＮを固定できない。Ｖ添加量によりＮの一部をＶＮ
として析出固定し得るが、基本的にはほとんどのＮはAl
によりAlN として析出固定させる。Ｎが0.0030％を越え
ると熱延段階で完全にAlN として析出固定させることが
困難となり、固溶Ｎが残ることにより常温時効性さらに
は深絞り性が劣化する。このため、Ｎの上限を0.0030％
に限定した。
程度が大きいため、極力低くすることが望ましい。本発
明においては焼付硬化性は固溶Ｃのみにより付与し、常
温時効性に対し有害な固溶ＮはAlによりAlN として析出
固定する。NbおよびＶも窒化物形成元素であるが、炭化
物形成傾向のほうが強いため、炭化物形成後さらに過剰
のNb，Ｖがある場合のみ窒化物を形成する。本発明のNb
添加量はＣを全量析出固定する量よりも少ないため、Nb
ではＮを固定できない。Ｖ添加量によりＮの一部をＶＮ
として析出固定し得るが、基本的にはほとんどのＮはAl
によりAlN として析出固定させる。Ｎが0.0030％を越え
ると熱延段階で完全にAlN として析出固定させることが
困難となり、固溶Ｎが残ることにより常温時効性さらに
は深絞り性が劣化する。このため、Ｎの上限を0.0030％
に限定した。
【００１５】sol.Al：ＮをAlN として析出固溶するため
には0.02％以上のAlの添加が必要である。一方、0.07％
を越える過剰の添加を行なうと、酸化物が増えることに
より深絞り性、延性が劣化する。従って、このsol.Al量
を0.02〜0.07％に限定する。
には0.02％以上のAlの添加が必要である。一方、0.07％
を越える過剰の添加を行なうと、酸化物が増えることに
より深絞り性、延性が劣化する。従って、このsol.Al量
を0.02〜0.07％に限定する。
【００１６】Si, Ｐ：Si，Ｐは、いずれもその添加量が
増えると鋼板を硬質化させ降伏強度の上昇をもたらすと
同時に、深絞り性、延性を劣化させる。このような悪影
響を回避するため、Siは0.02％以下、Ｐは0.015 ％以下
に限定した。
増えると鋼板を硬質化させ降伏強度の上昇をもたらすと
同時に、深絞り性、延性を劣化させる。このような悪影
響を回避するため、Siは0.02％以下、Ｐは0.015 ％以下
に限定した。
【００１７】Mn：Mnは熱間脆性の原因となるＳをMnS と
して析出固定し無害化させるために添加するものであ
り、そのためには0.10％以上の添加を必要とする。一
方、0.30％を越えると鋼板を硬質化させ降伏強度の上昇
をもたらす。そのため、Mn添加量は0.10〜0.30％に限定
する。
して析出固定し無害化させるために添加するものであ
り、そのためには0.10％以上の添加を必要とする。一
方、0.30％を越えると鋼板を硬質化させ降伏強度の上昇
をもたらす。そのため、Mn添加量は0.10〜0.30％に限定
する。
【００１８】Nb：Nbは本発明にとって最も重要な元素で
あり、高ｒ値、高ＢＨを両立させるための必須元素であ
る。このNbはＣの一部を析出固定するために添加するも
ので、その添加量はＣ量との関係で限定される。図３は
Ｃ：0.0023％，Ｖ：0.006 ％でNb： 0.004〜0.020 ％の
５水準及びＣ：0.0036％，Ｖ：0.011 ％でNb： 0.004〜
0.025 ％の５水準の鋼板のｒ値とＢＨをNb／Ｃとの関係
で示した図である。この図より明らかなように、Nb／Ｃ
＜2.0 （原子濃度比でほぼ0.25未満に相当）ではｒ値が
低く、Nb／Ｃ＞6.５ではＢＨが低下してしまう。このた
め、Nb量はNb／Ｃで 2.0〜6.5 に限定する。
あり、高ｒ値、高ＢＨを両立させるための必須元素であ
る。このNbはＣの一部を析出固定するために添加するも
ので、その添加量はＣ量との関係で限定される。図３は
Ｃ：0.0023％，Ｖ：0.006 ％でNb： 0.004〜0.020 ％の
５水準及びＣ：0.0036％，Ｖ：0.011 ％でNb： 0.004〜
0.025 ％の５水準の鋼板のｒ値とＢＨをNb／Ｃとの関係
で示した図である。この図より明らかなように、Nb／Ｃ
＜2.0 （原子濃度比でほぼ0.25未満に相当）ではｒ値が
低く、Nb／Ｃ＞6.５ではＢＨが低下してしまう。このた
め、Nb量はNb／Ｃで 2.0〜6.5 に限定する。
【００１９】Ｖ：Ｖは前述のNbとともに本発明において
最も重要な元素であり、Nbで固定しきれないＣの一部ま
たはすべてを析出固定する。そのため、Ｖ量は化学量論
的にNbで固定されないＣ量すなわち｛C-(12/93)Nb ｝と
の関係で定まる。図４はＢＨ，ｒ値，常温時効性（３８
℃×２カ月間の促進時効処理後の降伏点伸びの回復）に
対する｛C-(12/93)Nb ｝量、Ｖ量の影響を示した図であ
る。供試鋼はNb：0.010％で一定でＣ量が0.0018, 0.002
4, 0.0030，0.0038, 0.0043％の５水準の各々に対しＶ
を 0.001〜0.032 ％まで種々変化させた冷延鋼板を８３
０℃で連続焼鈍したものである。同図より明らかなよう
に、Ｖ添加量が多すぎる場合にはＢＨが低下し、少なす
ぎる場合にはｒ値が低下し、常温時効性が問題となる。
Ｖ添加量が0.001〜0.030 ％かつ0.4 ≦（V/51)/〔｛C-
(12/93)Nb ｝/12 〕≦3.0 のときにのみｒ値、ＢＨ, 常
温非時効性のすべてを良好に保つことができる。これら
のことから上記のようにその添加量を限定した。
最も重要な元素であり、Nbで固定しきれないＣの一部ま
たはすべてを析出固定する。そのため、Ｖ量は化学量論
的にNbで固定されないＣ量すなわち｛C-(12/93)Nb ｝と
の関係で定まる。図４はＢＨ，ｒ値，常温時効性（３８
℃×２カ月間の促進時効処理後の降伏点伸びの回復）に
対する｛C-(12/93)Nb ｝量、Ｖ量の影響を示した図であ
る。供試鋼はNb：0.010％で一定でＣ量が0.0018, 0.002
4, 0.0030，0.0038, 0.0043％の５水準の各々に対しＶ
を 0.001〜0.032 ％まで種々変化させた冷延鋼板を８３
０℃で連続焼鈍したものである。同図より明らかなよう
に、Ｖ添加量が多すぎる場合にはＢＨが低下し、少なす
ぎる場合にはｒ値が低下し、常温時効性が問題となる。
Ｖ添加量が0.001〜0.030 ％かつ0.4 ≦（V/51)/〔｛C-
(12/93)Nb ｝/12 〕≦3.0 のときにのみｒ値、ＢＨ, 常
温非時効性のすべてを良好に保つことができる。これら
のことから上記のようにその添加量を限定した。
【００２０】本発明における鋼板は、鋼組成を上記範囲
に調整した上で、常法に従い製造することができる。し
かし、さらに良好な特性とするためには、熱延巻取温
度、冷圧率、連続焼鈍条件、調質圧延条件を以下のよう
に規制することが有効である。即ち、上記組成に調整さ
れたスラブは常法に従い熱間圧延され、巻取られる。ス
ラブ加熱温度、仕上温度についてはとくに限定しない
が、以下のような温度条件で実施することが好ましい。
に調整した上で、常法に従い製造することができる。し
かし、さらに良好な特性とするためには、熱延巻取温
度、冷圧率、連続焼鈍条件、調質圧延条件を以下のよう
に規制することが有効である。即ち、上記組成に調整さ
れたスラブは常法に従い熱間圧延され、巻取られる。ス
ラブ加熱温度、仕上温度についてはとくに限定しない
が、以下のような温度条件で実施することが好ましい。
【００２１】スラブ加熱温度は、オーステナイト粒の微
細化を通じてフェライト粒を微細化し、深絞り性の向上
を図るためには低いほうが好ましいが、低くなり過ぎる
と仕上温度をAr3 変態点以上とすることが困難となるた
め、1050〜1250℃とすることが好ましい。また、仕上温
度がAr3 変態点よりも低下すると深絞り性が劣化するた
め、仕上温度はAr3 変態点以上とすることが好ましい。
細化を通じてフェライト粒を微細化し、深絞り性の向上
を図るためには低いほうが好ましいが、低くなり過ぎる
と仕上温度をAr3 変態点以上とすることが困難となるた
め、1050〜1250℃とすることが好ましい。また、仕上温
度がAr3 変態点よりも低下すると深絞り性が劣化するた
め、仕上温度はAr3 変態点以上とすることが好ましい。
【００２２】巻取温度は、６００〜７５０℃とする。熱
延巻取段階でＮをAlN として完全に析出固定させるとと
もに、AlN の凝集粗大化を図り、焼鈍時の粒成長性を向
上させるために、巻取温度は６００℃以上とする。しか
し、巻取温度が高くなり過ぎると、熱延板組織が粗粒化
し、また酸洗性が著しく劣化するため、７５０℃以下と
する。
延巻取段階でＮをAlN として完全に析出固定させるとと
もに、AlN の凝集粗大化を図り、焼鈍時の粒成長性を向
上させるために、巻取温度は６００℃以上とする。しか
し、巻取温度が高くなり過ぎると、熱延板組織が粗粒化
し、また酸洗性が著しく劣化するため、７５０℃以下と
する。
【００２３】その後、酸洗し冷間圧延を行うが、冷圧率
は深絞り性の向上をはかるために７０％以上とする。引
き続き行う焼鈍は連続焼鈍で行う。バッチ焼鈍では徐加
熱、徐冷の熱サイクルとなるため、ＶおよびNbの炭化物
の再固溶、再析出を制御することが困難であり、焼付硬
化性の変動、低下を招く。このため、急速加熱、急速冷
却が可能な連続焼鈍ラインまたは亜鉛メッキやAlメッキ
等の連続溶融メッキラインで連続焼鈍を行う。この連続
焼鈍では、鋼中炭化物の一部を再固溶させ焼付硬化性を
付与することに加え、深絞り性、延性の向上を図るため
には高温の均熱が望ましい。
は深絞り性の向上をはかるために７０％以上とする。引
き続き行う焼鈍は連続焼鈍で行う。バッチ焼鈍では徐加
熱、徐冷の熱サイクルとなるため、ＶおよびNbの炭化物
の再固溶、再析出を制御することが困難であり、焼付硬
化性の変動、低下を招く。このため、急速加熱、急速冷
却が可能な連続焼鈍ラインまたは亜鉛メッキやAlメッキ
等の連続溶融メッキラインで連続焼鈍を行う。この連続
焼鈍では、鋼中炭化物の一部を再固溶させ焼付硬化性を
付与することに加え、深絞り性、延性の向上を図るため
には高温の均熱が望ましい。
【００２４】一方、均熱温度が高くなり過ぎると、焼付
硬化性はさらに良好となるが、NbCの再固溶量が増え常
温時効性も大きくなる。さらに本発明鋼は不純物が少な
く、Nb単独添加鋼における微細なNbC に比べ炭化物が比
較的大きく粒成長性が良好なため、結晶粒が大きくなり
過ぎて、成形時に肌荒れが発生する可能性がある。すな
わち、連続焼鈍時の均熱温度には最適範囲が存在する。
硬化性はさらに良好となるが、NbCの再固溶量が増え常
温時効性も大きくなる。さらに本発明鋼は不純物が少な
く、Nb単独添加鋼における微細なNbC に比べ炭化物が比
較的大きく粒成長性が良好なため、結晶粒が大きくなり
過ぎて、成形時に肌荒れが発生する可能性がある。すな
わち、連続焼鈍時の均熱温度には最適範囲が存在する。
【００２５】図５にＣ量、焼鈍温度と材料特性との関係
を調査した結果を示すが、次の表１に示す５種類の組成
のスラブを加熱温度1150℃，仕上げ温度９００℃，巻取
温度６８０℃で熱延し、冷延により0.7 mm（冷圧率７８
％）の板厚とし、７９５〜８９０℃の種々の温度で連続
焼鈍した後、1.3 ％の伸長率で調質圧延を施し、ｒ値、
２％ＢＨを調査した。さらに、各鋼板から３個ずつブラ
ンクを採取し張り出し成形を行い、肌荒れ発生状況を確
認した。
を調査した結果を示すが、次の表１に示す５種類の組成
のスラブを加熱温度1150℃，仕上げ温度９００℃，巻取
温度６８０℃で熱延し、冷延により0.7 mm（冷圧率７８
％）の板厚とし、７９５〜８９０℃の種々の温度で連続
焼鈍した後、1.3 ％の伸長率で調質圧延を施し、ｒ値、
２％ＢＨを調査した。さらに、各鋼板から３個ずつブラ
ンクを採取し張り出し成形を行い、肌荒れ発生状況を確
認した。
【００２６】
【表１】
【００２７】図５に示した結果から明らかなように、Ｃ
量に応じた適切な温度範囲で焼鈍することにより、肌荒
れの発生もなく、ｒ値、ＢＨともに良好な鋼板を得るこ
とができる。このような最適温度範囲は、本来、炭化物
の量とサイズにより定まるものと考えられるが、図５の
結果と以下に示す理由により、焼鈍温度範囲をＣ量に応
じて定まる下記数式１により規定した。 785 ＋ C×104 ≦ Ta ≦845 ＋ C×104 （数式１） Ta：焼鈍均熱温度（℃） Ｃ：Ｃ量（％）
量に応じた適切な温度範囲で焼鈍することにより、肌荒
れの発生もなく、ｒ値、ＢＨともに良好な鋼板を得るこ
とができる。このような最適温度範囲は、本来、炭化物
の量とサイズにより定まるものと考えられるが、図５の
結果と以下に示す理由により、焼鈍温度範囲をＣ量に応
じて定まる下記数式１により規定した。 785 ＋ C×104 ≦ Ta ≦845 ＋ C×104 （数式１） Ta：焼鈍均熱温度（℃） Ｃ：Ｃ量（％）
【００２８】本発明においては前述のようにＣ量に応じ
てNb量を規定し、Ｃ，Nb量に応じてＶ量を規定している
ため、炭化物の量とＣ量とは概ね比例する。また、Ｃ量
が少ない場合には析出開始温度が低下するため炭化物の
サイズも比較的小さくなり、逆にＣ量が多い場合にはサ
イズも相対的に大きくなり易い。すなわち、上記の焼鈍
温度の限定は、炭化物の量が少なくサイズも小さいとき
は比較的低温で、炭化物の量が多くサイズも大きいとき
は相対的に高温で焼鈍することを示している。なお、さ
らに付け加えるならば、実際の製造時には炭化物の量と
サイズを調べることは容易ではないため、Ｃ量により焼
鈍温度を定めることは合理的であるといえる。均熱時間
については、十分な再結晶、粒成長および炭化物の再固
溶を起こさせ、かつ生産性を低下させないようにするた
めには１０秒以上、３分以下とすることが好ましい。
てNb量を規定し、Ｃ，Nb量に応じてＶ量を規定している
ため、炭化物の量とＣ量とは概ね比例する。また、Ｃ量
が少ない場合には析出開始温度が低下するため炭化物の
サイズも比較的小さくなり、逆にＣ量が多い場合にはサ
イズも相対的に大きくなり易い。すなわち、上記の焼鈍
温度の限定は、炭化物の量が少なくサイズも小さいとき
は比較的低温で、炭化物の量が多くサイズも大きいとき
は相対的に高温で焼鈍することを示している。なお、さ
らに付け加えるならば、実際の製造時には炭化物の量と
サイズを調べることは容易ではないため、Ｃ量により焼
鈍温度を定めることは合理的であるといえる。均熱時間
については、十分な再結晶、粒成長および炭化物の再固
溶を起こさせ、かつ生産性を低下させないようにするた
めには１０秒以上、３分以下とすることが好ましい。
【００２９】さらに、均熱温度から少なくとも７００℃
までの平均冷却速度を１０℃／sec以上とする。１０℃
／sec 未満の平均冷却速度の場合には、７００℃以上の
高温域において固溶Ｃの一部が再析出しやすくなり、焼
付硬化性の低下をもたらす。室温まで冷却する途中の７
００℃未満の温度域においても冷却速度は速いほうが好
ましいが、とくに限定するものではない。また、過時効
処理はとくに必要ないが、過時効処理を行っても材料特
性が劣化するということはない。また、その後、調質圧
延を行うが、調質圧延の伸長率λ（％）を適切な範囲に
制御することが望ましい。適切な条件で調質圧延を施す
ことにより、常温時効を抑制することが可能となる。し
かし、必要以上に高い伸長率で調質圧延を行うと、著し
く降伏強度が上昇し延性が低下する。そのため、調質圧
延はNb，Ｖで固定されていない固溶Ｃ量（再固溶分も含
む）に応じて、適性範囲内の伸長率で実施することが重
要となる。
までの平均冷却速度を１０℃／sec以上とする。１０℃
／sec 未満の平均冷却速度の場合には、７００℃以上の
高温域において固溶Ｃの一部が再析出しやすくなり、焼
付硬化性の低下をもたらす。室温まで冷却する途中の７
００℃未満の温度域においても冷却速度は速いほうが好
ましいが、とくに限定するものではない。また、過時効
処理はとくに必要ないが、過時効処理を行っても材料特
性が劣化するということはない。また、その後、調質圧
延を行うが、調質圧延の伸長率λ（％）を適切な範囲に
制御することが望ましい。適切な条件で調質圧延を施す
ことにより、常温時効を抑制することが可能となる。し
かし、必要以上に高い伸長率で調質圧延を行うと、著し
く降伏強度が上昇し延性が低下する。そのため、調質圧
延はNb，Ｖで固定されていない固溶Ｃ量（再固溶分も含
む）に応じて、適性範囲内の伸長率で実施することが重
要となる。
【００３０】図６に焼鈍温度と固溶Ｃ量の関係を調査し
た結果を示す。Ｃ：0.0040％，Nb：0.023 ％，Ｖ：0.01
0 ％の鋼組成の冷延鋼板を８１０〜８９０℃の種々の温
度で焼鈍後急冷（ＷＱ処理）し、内部摩擦法により固溶
Ｃ量を測定した。図６の縦軸は、実測固溶Ｃ量からNbで
固定されていた以外のＣ量（もともとの固溶ＣおよびＶ
で固定されていたＣ）を差し引いた値（Ｃ＊＊と標記）
であり、図６はこのＣ＊＊とNb量との積が焼鈍均熱温度
Taの一次関数で表されることを示している。これは、本
発明の最適焼鈍温度範囲ではＶ炭化物の殆んどすべてが
再固溶しており、焼鈍温度が高くなるとともにNb炭化物
の再固溶も増えること、さらに１００℃以下の狭い温度
範囲であれば再固溶量が焼鈍温度にほぼ比例することを
示している。他の成分バランスでも同様な調査を行い、
内部摩擦測定法の測定精度を考慮すれば、 （固溶Ｃ）−｛C-(12/93)Nb ｝＝C** ＝(7.5×10-7×Ta-6.0×10-4)/Nb で、ほぼ近似できること、さらにＣ，Nb量と焼鈍温度の
関係によってはＣのほぼ全量が再固溶している場合もあ
ることなどが明らかとなった。
た結果を示す。Ｃ：0.0040％，Nb：0.023 ％，Ｖ：0.01
0 ％の鋼組成の冷延鋼板を８１０〜８９０℃の種々の温
度で焼鈍後急冷（ＷＱ処理）し、内部摩擦法により固溶
Ｃ量を測定した。図６の縦軸は、実測固溶Ｃ量からNbで
固定されていた以外のＣ量（もともとの固溶ＣおよびＶ
で固定されていたＣ）を差し引いた値（Ｃ＊＊と標記）
であり、図６はこのＣ＊＊とNb量との積が焼鈍均熱温度
Taの一次関数で表されることを示している。これは、本
発明の最適焼鈍温度範囲ではＶ炭化物の殆んどすべてが
再固溶しており、焼鈍温度が高くなるとともにNb炭化物
の再固溶も増えること、さらに１００℃以下の狭い温度
範囲であれば再固溶量が焼鈍温度にほぼ比例することを
示している。他の成分バランスでも同様な調査を行い、
内部摩擦測定法の測定精度を考慮すれば、 （固溶Ｃ）−｛C-(12/93)Nb ｝＝C** ＝(7.5×10-7×Ta-6.0×10-4)/Nb で、ほぼ近似できること、さらにＣ，Nb量と焼鈍温度の
関係によってはＣのほぼ全量が再固溶している場合もあ
ることなどが明らかとなった。
【００３１】そこで固溶Ｃ量と調質圧延の最適伸長率の
関係を調べるため、Ｃ：0.0017％，Ｖ：0.004 ％, Nb：
0.004 ％および0.011 ％の２鋼種とＣ：0.0034％, Ｖ：
0.013 ％, Nb：0.011 ％および0.018 ％の２鋼種の計４
水準の鋼を溶製して実験を行った。他の成分はＳ： 0.0
04〜0.00５％, Ｎ：0.0020〜0.0025％, Si：0.01％,M
n：0.16％, Ｐ：0.010 ％、sol.Al： 0.030〜0.035 ％
である。スラブ加熱温度1200℃, 仕上温度８９０℃, 巻
取温度６４０℃で熱延し、冷延により0.8 mm（冷圧率７
５％）の板厚とし、前２鋼種は８１０℃で後の２鋼種は
８３０℃で連続焼鈍した後、 0.2〜2.6 ％の種々の伸長
率で調質圧延を施し、機械特性、２％ＢＨを調査した。
さらに調質圧延後の鋼板に３８℃で２カ月間の促進時効
処理を施した後、引張試験を行い機械特性を測定し、常
温時効性を調査した。これらの鋼板は、いずれも、ＢＨ
≧４ kgf／mm2 を示したが、伸長率により降伏点伸び、
降伏強度及び時効処理後の降伏点伸びの回復挙動が異な
っていた。
関係を調べるため、Ｃ：0.0017％，Ｖ：0.004 ％, Nb：
0.004 ％および0.011 ％の２鋼種とＣ：0.0034％, Ｖ：
0.013 ％, Nb：0.011 ％および0.018 ％の２鋼種の計４
水準の鋼を溶製して実験を行った。他の成分はＳ： 0.0
04〜0.00５％, Ｎ：0.0020〜0.0025％, Si：0.01％,M
n：0.16％, Ｐ：0.010 ％、sol.Al： 0.030〜0.035 ％
である。スラブ加熱温度1200℃, 仕上温度８９０℃, 巻
取温度６４０℃で熱延し、冷延により0.8 mm（冷圧率７
５％）の板厚とし、前２鋼種は８１０℃で後の２鋼種は
８３０℃で連続焼鈍した後、 0.2〜2.6 ％の種々の伸長
率で調質圧延を施し、機械特性、２％ＢＨを調査した。
さらに調質圧延後の鋼板に３８℃で２カ月間の促進時効
処理を施した後、引張試験を行い機械特性を測定し、常
温時効性を調査した。これらの鋼板は、いずれも、ＢＨ
≧４ kgf／mm2 を示したが、伸長率により降伏点伸び、
降伏強度及び時効処理後の降伏点伸びの回復挙動が異な
っていた。
【００３２】図７にこれらの結果を示すが、同図より明
らかなように、 0.3 ＋ 250× C＊≦λ≦ 1.3＋250 × C＊ ただし C ＊＝ C＊＊＋｛C-(12/93)Nb ｝(C＊＊≦（12/93)Nb） ＝ C (C＊＊＞（12/93)Nb） C＊＊＝(7.5×10-7×Ta-6.0×10-4)/Nb Ta ：焼鈍均熱温度（℃） とすることにより、確実に降伏点伸びを消去し、かつ時
効劣化を防止するとともに、降伏強度の上昇を抑制する
ことができる。すなわち、伸長率λを上記範囲に限定す
ることにより、良好な焼付硬化性と常温非時効性を有
し、良好な成形性を有する鋼板とすることができる。
らかなように、 0.3 ＋ 250× C＊≦λ≦ 1.3＋250 × C＊ ただし C ＊＝ C＊＊＋｛C-(12/93)Nb ｝(C＊＊≦（12/93)Nb） ＝ C (C＊＊＞（12/93)Nb） C＊＊＝(7.5×10-7×Ta-6.0×10-4)/Nb Ta ：焼鈍均熱温度（℃） とすることにより、確実に降伏点伸びを消去し、かつ時
効劣化を防止するとともに、降伏強度の上昇を抑制する
ことができる。すなわち、伸長率λを上記範囲に限定す
ることにより、良好な焼付硬化性と常温非時効性を有
し、良好な成形性を有する鋼板とすることができる。
【００３３】なお、本発明が対象とする冷延鋼板は、電
気亜鉛メッキ、溶融亜鉛メッキおよび合金化溶融亜鉛メ
ッキ等の表面処理鋼板の素材となる鋼板をも含むもので
ある。
気亜鉛メッキ、溶融亜鉛メッキおよび合金化溶融亜鉛メ
ッキ等の表面処理鋼板の素材となる鋼板をも含むもので
ある。
【００３４】本発明の実施例について説明すると、以下
の如くである。 〔実施例１〕次の表２に示す鋼組成の鋼をスラブ加熱温
度1200℃、仕上温度８９０℃、巻取温度６８０℃の条件
で3.6 mmの板厚に熱間圧延し、酸洗後0.8 mm（冷圧率7
7.8％）の板厚に冷間圧延した。
の如くである。 〔実施例１〕次の表２に示す鋼組成の鋼をスラブ加熱温
度1200℃、仕上温度８９０℃、巻取温度６８０℃の条件
で3.6 mmの板厚に熱間圧延し、酸洗後0.8 mm（冷圧率7
7.8％）の板厚に冷間圧延した。
【００３５】
【表２】
【００３６】これらの冷延鋼板を８３０℃の均熱温度で
連続焼鈍（均熱温度から７００℃までの平均冷却速度：
２０℃／sec ）し、伸長率1.3 ％の調質圧延を施した
後、機械特性値、ｒ値、ＢＨを測定した。また、３８℃
で２カ月間の促進時効処理を施した後、引張試験を行い
機械特性を測定し、常温時効性を調査した。これらの測
定結果を次の表３に示した。なお、ＢＨは２％予歪み後
１７０℃×２０min の熱処理を行い、熱処理前後での降
伏強度の上昇量で評価した。すなわち、ＢＨには予歪み
による加工硬化量は含まれていない。また、本発明鋼の
冷延コイルを分割し、分割コイルを溶融亜鉛メッキライ
ンに通板（均熱温度、伸長率は同様、目付量４５／４
５、合金化溶融亜鉛メッキ処理）し、同様に材料特性を
評価したが、ほぼ同等の特性が得られた。
連続焼鈍（均熱温度から７００℃までの平均冷却速度：
２０℃／sec ）し、伸長率1.3 ％の調質圧延を施した
後、機械特性値、ｒ値、ＢＨを測定した。また、３８℃
で２カ月間の促進時効処理を施した後、引張試験を行い
機械特性を測定し、常温時効性を調査した。これらの測
定結果を次の表３に示した。なお、ＢＨは２％予歪み後
１７０℃×２０min の熱処理を行い、熱処理前後での降
伏強度の上昇量で評価した。すなわち、ＢＨには予歪み
による加工硬化量は含まれていない。また、本発明鋼の
冷延コイルを分割し、分割コイルを溶融亜鉛メッキライ
ンに通板（均熱温度、伸長率は同様、目付量４５／４
５、合金化溶融亜鉛メッキ処理）し、同様に材料特性を
評価したが、ほぼ同等の特性が得られた。
【００３７】
【表３】
【００３８】〔実施例２〕前記表２に示した鋼番６、
７、１７のスラブを加熱温度1150℃，仕上温度９００
℃，巻取温度６４０℃の条件で熱間圧延し、酸洗後0.7
mm（冷圧率78.1％）に冷間圧延した。その後、次の表４
に示す条件で連続焼鈍（均熱温度から７００℃までの平
均冷却速度：２０℃／sec ）、調質圧延し、機械特性
値、ｒ値、ＢＨを測定した。また、張出し成形を行い、
肌荒れの発生状況を調査した。さらに、これらの鋼板を
３８℃で２カ月間の促進時効処理を施した後、引張試験
を行い機械特性を測定し、常温時効性を調査した。これ
らの測定結果を次の表４に併せて示した。
７、１７のスラブを加熱温度1150℃，仕上温度９００
℃，巻取温度６４０℃の条件で熱間圧延し、酸洗後0.7
mm（冷圧率78.1％）に冷間圧延した。その後、次の表４
に示す条件で連続焼鈍（均熱温度から７００℃までの平
均冷却速度：２０℃／sec ）、調質圧延し、機械特性
値、ｒ値、ＢＨを測定した。また、張出し成形を行い、
肌荒れの発生状況を調査した。さらに、これらの鋼板を
３８℃で２カ月間の促進時効処理を施した後、引張試験
を行い機械特性を測定し、常温時効性を調査した。これ
らの測定結果を次の表４に併せて示した。
【００３９】
【表４】
【００４０】〔実施例３〕表５に示す鋼番２０、２１の
スラブを加熱温度１２５０℃、仕上温度９００℃、巻取
温度７００℃の条件で熱間圧延し、酸洗後、0.7mm(冷圧
率80.6％）に冷間圧延した。その後、それぞれ、表６お
よび表７に示す条件で連続焼鈍（均熱温度から７００℃
までの平均冷却速度：１０℃/sec）、調質圧延し、機械
特性、ｒ値、ＢＨ、肌荒れ発生の有無、３８℃×２ヵ月
間の時効処理後の機械特性を測定した。これらの測定結
果を表６および表７に併せて示した。
スラブを加熱温度１２５０℃、仕上温度９００℃、巻取
温度７００℃の条件で熱間圧延し、酸洗後、0.7mm(冷圧
率80.6％）に冷間圧延した。その後、それぞれ、表６お
よび表７に示す条件で連続焼鈍（均熱温度から７００℃
までの平均冷却速度：１０℃/sec）、調質圧延し、機械
特性、ｒ値、ＢＨ、肌荒れ発生の有無、３８℃×２ヵ月
間の時効処理後の機械特性を測定した。これらの測定結
果を表６および表７に併せて示した。
【００４１】
【表５】
【００４２】
【表６】
【００４３】
【表７】
【００４４】
【発明の効果】以上説明したような本発明によるとき
は、焼付硬化性、深絞り性に優れた常温非時効性で、引
張強さ３０ kgf／mm2 級軟質冷延鋼板を提供してめっき
その他の表面処理用などに広く採用せしめ、近時の成形
性の厳しい部位における鋼板の採用を可能となし、しか
も斯かる鋼板を過時効帯を有しない連続焼鈍ラインにお
いても容易に製造し得るなどの効果を有しており、工業
的にその効果の大きい発明である。
は、焼付硬化性、深絞り性に優れた常温非時効性で、引
張強さ３０ kgf／mm2 級軟質冷延鋼板を提供してめっき
その他の表面処理用などに広く採用せしめ、近時の成形
性の厳しい部位における鋼板の採用を可能となし、しか
も斯かる鋼板を過時効帯を有しない連続焼鈍ラインにお
いても容易に製造し得るなどの効果を有しており、工業
的にその効果の大きい発明である。
【図１】Nb添加鋼，Ｖ添加鋼およびNb−Ｖ複合添加鋼の
材料特性を比較して示した図表である。
材料特性を比較して示した図表である。
【図２】Nb−Ｖ添加鋼の材料特性に対するＣの影響を示
した図表である。
した図表である。
【図３】Nb／Ｃとｒ値、ＢＨの関係を示した図表であ
る。
る。
【図４】ＢＨ，ｒ値，常温時効性に対する｛C-(12/93)N
b ｝量、Ｖ量の影響を示した図表である。
b ｝量、Ｖ量の影響を示した図表である。
【図５】ＢＨ，ｒ値，肌荒れ発生に対する焼鈍均熱温
度、Ｃ量の影響を示した図表である。
度、Ｃ量の影響を示した図表である。
【図６】焼鈍均熱温度と固溶Ｃ量の関係を示した図表で
ある。
ある。
【図７】調質圧延後の降伏点伸び、降伏強度、常温時効
性に対するＣ量、調質圧延の伸長率λの影響を示した図
表である。
性に対するＣ量、調質圧延の伸長率λの影響を示した図
表である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ： 0.0015 〜0.0045％,
Si：0.02％以下, Mn：0.10〜0.30％, Ｐ： 0.015％以下,
Ｓ：0.010 ％以下、 sol.Al：0.02〜0.07％, Ｎ：0.0030％以下 を含有し、かつ、Nbを2.0 ≦ Nb/C ≦ 6.5を満たす範囲
内で含有するとともに、Ｖを 0.001〜0.030 ％かつ 0.4 ≦（V/51)/〔｛C-(12/93)Nb ｝/12 〕≦3.0 を満たす範囲内で含有し、残部Fe及び不可避的不純物よ
りなることを特徴とする焼付硬化性に優れた非時効性深
絞り用冷延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ： 0.0015 〜0.0045％,
Si：0.02％以下, Mn：0.10〜0.30％, Ｐ：0.015 ％以下,
Ｓ：0.010 ％以下、 sol.Al：0.02〜0.07％, Ｎ：0.0030％以下 を含有し、かつ、Nbを2.0 ≦ Nb/C ≦ 6.5を満たす範囲
内で含有するとともに、Ｖを 0.001〜0.030 ％かつ 0.4 ≦（V/51)/〔｛C-(12/93)Nb ｝/12 〕≦3.0 を満たす範囲内で含有し、残部Fe及び不可避的不純物よ
りなる鋼を、熱間圧延し600〜750 ℃の温度で巻取り、
７０％以上の冷圧率で冷間圧延した後、均熱温度Taが 785 ＋ C×104 ≦ Ta ≦845 ＋ C×104 を満たす温度で連続焼鈍し、その後の冷却過程におい
て、均熱温度から少なくとも７００℃までを１０℃／ｓ
以上の平均冷却速度で冷却し、さらに伸長率λ（％）が 0.3 ＋ 250× C＊≦λ≦ 1.3＋250 ×C ＊ ただし C ＊＝ C＊＊＋｛C-(12/93)Nb ｝(C＊＊≦（12/93)Nb） ＝ C (C＊＊＞（12/93)Nb） C＊＊＝(7.5×10-7×Ta-6.0×10-4)/Nb Ta ：焼鈍均熱温度（℃） を満たす範囲内の調質圧延を施すことを特徴とする焼付
硬化性に優れた非時効性深絞り用冷延鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP35707491A JP2745922B2 (ja) | 1991-12-25 | 1991-12-25 | 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用冷延鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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| JP35707491A JP2745922B2 (ja) | 1991-12-25 | 1991-12-25 | 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用冷延鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05171351A JPH05171351A (ja) | 1993-07-09 |
| JP2745922B2 true JP2745922B2 (ja) | 1998-04-28 |
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-
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| JPH05171351A (ja) | 1993-07-09 |
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