JP2002012946A

JP2002012946A - 高強度薄鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP2002012946A
Application number: JP2000195438A
Authority: JP
Inventors: Katsumi Nakajima; 勝己中島; Takeshi Fujita; 毅藤田; Toshiaki Urabe; 俊明占部
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2000-06-29
Filing date: 2000-06-29
Publication date: 2002-01-15

Abstract

(57)【要約】【課題】自動車外板用途などへの適用も可能な高表面
品質、非時効性、および優れた加工性を有し、耐二次加
工脆性および成形性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜
鉛系めっき鋼板、およびそれらの製造方法を提供する。【解決手段】化学成分が、mass％で、C：0.0040〜0.0
2％、Si：1.0％以下、Mn：0.1〜1.0％、P：0.01〜0.07
％、S：0.02％以下、Al：0.01〜0.1％、N：0.004％以
下、Nb：0.15％以下、残部が実質的に鉄からなるととも
に次の式を満足し、 (12/93)×Nb^*/C≧1.2、 Nb^*＝Nb−(93/14)×N （C,N,
Nb：各元素のmass％) かつ、金属組織および材質が次の式を満足する高強度薄
鋼板。 YP≦−120×d＋770、YPは降伏強度[MPa]、dはフェライ
ト平均粒径[μm]

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車、家庭用電
気製品、建材などに広く活用でき、優れた深絞り性およ
びプレス加工における耐二次加工脆性を示すことが、可
能な高強度冷延鋼板および高強度亜鉛系めっき鋼板およ
びそれらの製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】自動車用鋼板等、プレス加工により成形
される高強度亜鉛めっき鋼板には、外板に使用できる高
いレベルの表面品質はもとより、深絞り性やストレッチ
ャーストレインの発生を抑えるための非時効性が要求さ
れている。これまでに、深絞り性および非時効性を高め
るため、C量を極力低減すると同時に、TiおよびNbを添
加して、有害な固溶Cを炭化物として固定したIF鋼をベ
ースとした高強度鋼板が開発されてきた。

【０００３】しかし、IF鋼は、粒内が清浄化されるだけ
でなく、粒界も清浄化されるためその部分が脆弱とな
る。そのため、深絞り加工時の縮みフランジ変形におい
て強度の圧縮加工を受け硬化した部分が、その後の加工
において脆性破壊を起こす、いわゆる二次加工脆性に対
する感受性が高いという問題がある。しかも、鋼板を高
強度化するほど粒界強度は相対的に低下するので、二次
加工脆化し易いという傾向が見られる。

【０００４】したがって、深絞り加工性に優れた高強度
鋼板を開発するにあたっては、耐二次加工脆性を改善す
ることが非常に重要な課題である。これまでIF鋼とほぼ
同等の特性を維持しつつ耐二次加工脆性を高めるため
に、以下のような種々の技術が提案されている。

【０００５】まず、固溶Cを一部残留させる技術が提案
されており、例えば、特公昭61-32375号公報には、Nに
対して当量比以下のTi、Cに対しても実質当量比以下のN
bを添加することによって、r値の低下、降伏強度の上
昇、伸びの低下を防止すると同時に、固溶Cの一部を粒
界に残留させて耐二次加工脆性を高める技術（以下、従
来技術1）が提案されている。

【０００６】特開平5-112845号公報には、C量の下限を
制限すると共に、Mn、Crを積極的に添加し、固溶C量を
高めて耐二次加工脆性を高める技術（以下、従来技術
2）が提案されている。

【０００７】また、特開平5-70836号公報には、Ti、Nb
によって固定するC量の下限を制限して結晶粒の成長を
抑制する炭化物の生成量を確保し、結晶粒の微細化によ
り優れた強度−延性バランスを得ると同時に、Siおよび
P量の上限規制とB添加によって耐二次加工脆性を高める
技術（以下、従来技術3）が提案されている。

【０００８】特開平2-175837号公報には、できるだけC
量を低減してTiで固定することでr値を高め、Nb添加に
よって微細NbCを析出させて結晶粒界を鋸状にすること
で、二次加工脆性を向上させる技術（以下、従来技術
4）が提案されている。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
従来技術1〜4には次のような問題がある。従来技術1お
よび2については、いずれも固溶Cを残留させて耐二次加
工脆性を高めているため、夏季などの気温が比較的高い
環境において長時間保持された場合に、時効の問題が懸
念される。また、従来技術1では、100℃で1hrの加速試
験により耐時効性を評価しているが、常温において数ヵ
月に渡る長期の時効試験で評価した場合は、これと異な
る評価結果となる。特に、TiあるいはNbの添加量がC、N
に対して当量比以下である場合、上記加速試験で問題な
いと判断されたものであっても、長期の時効試験では、
ストレッチャーストレインの原因となる降伏点伸び（YP
El）が観察される場合が多い。

【００１０】従来技術3については、B添加によって耐二
次加工脆性を高める技術であるが、その反面、Bは粒界
に偏析し冷間加工時の結晶回転を抑制するので、高r値
を得る上で好ましい集合組織の発達を阻害し、深絞り性
を劣化させる。

【００１１】従来技術4については、Nb添加により、粒
界の形状が鋸状となり粒界破壊しにくくなるので耐二次
加工脆性を高めるが、その反面、成形性に悪影響を及ぼ
す。これは、鋸状の粒界により粒界の拘束力が高まり、
結晶粒内に変形が集中して延性が低下することによる。
この傾向は、特に局部延性において顕著であり、伸びフ
ランジ性の低下を招くこととなっていた。

【００１２】さらにこの技術では、r値を高めるため
に、C、N、Sに対し当量比以上のTi添加を行っており、
実施例では実質的に0.03％を超える添加量を必要として
いるため、表面性状が劣化する。特に、溶融亜鉛めっき
において、縞状のTiマークと呼ばれる表面ムラが発生
し、自動車外板など表面品質が要求される用途には使用
できなかった。

【００１３】本発明はこのような問題を解決するために
なされたもので、自動車外板用途などへの適用も可能な
高表面品質、非時効性、および優れた加工性を有し、し
かも耐二次加工脆性および成形性に優れた高強度冷延鋼
板、高強度亜鉛系めっき鋼板、およびそれらの製造方法
を提供することを目的とする。

【００１４】

【課題を解決するための手投】上記課題は、次の発明に
より解決される。第１の発明は、化学成分が、mass％
で、C：0.0040〜0.02％、Si：1.0％以下、Mn：0.1〜1.0
％、P：0.01〜0.07％、S：0.02％以下、Al：0.01〜0.1
％、N：0.004％以下、Nb：0.15％以下、残部が実質的に
鉄からなるとともに次の式（1）を満足し、 (12/93)×Nb^*/C≧1.2 （1）但し、Nb^*＝Nb−(93/14)×N C,N,Nb：それぞれの元素の含有量(mass％) かつ、金属組織および材質が次の式（2）を満足する高
強度薄鋼板である。 YP≦-60×d＋770 （2）但し、YPは降伏強度[MPa]、dはフェライト平均粒径[μ
m]をそれぞれ表す。

【００１５】本発明は、非時効性の障害となる残留固溶
C、r値の向上に限界をもたらすB添加、および伸びフラ
ンジ性を劣化させるNbCによる粒界形状制御を用いるこ
となく、耐二次加工脆性および成形性を向上させる技術
を鋭意検討する中でなされた。その結果、C量、N量、Nb
量、およびこれらの間の関係を特定の範囲内に制御する
こと、さらに、結晶粒径を微細化することで、非時効で
かつ深絞り性を有し、耐二次加工脆性に優れた高強度冷
延鋼板あるいは高強度亜鉛系めっき鋼板が得られること
を見出し、本発明を完成させた。

【００１６】以下に、本発明の化学成分、金属組織およ
び材質について説明する。 C：0.0040〜0.01％（mass％、以下同じ） Cは強度を確保するために、0.0040％以上添加するが、
0.02％を超えると粒界に炭化物の析出が認められるよう
になり、二次加工脆性が劣化する。従って、C量を0.004
0〜0.02％とする。

【００１７】Si：1.0％以下 Siは、強度確保に有効な元素ではあるが、1.0 ％を超え
て添加すると表面性状およびめっき密着性が著しく劣化
する。従って、Si量を1.O ％以下とする。

【００１８】Mn：0.1〜0.7％ Mnは、鋼中のSをMnSとして析出させ、スラブの熱間割れ
を防止する。また、亜鉛めっき密着性を劣化させること
なく強度を高めることができる。Sを析出させ固定する
ためには、Mnを0.1 ％以上添加する必要がある。一方、
Mnを過剰に添加すると強度上昇に伴い延性も低下する。
従って、Mn 量を0.1〜0.7％とする。

【００１９】P：0.01〜0.07％ Pは、強度確保に有効な元素であり、そのため0.01 ％以
上添加する。一方、0.07 ％を超えてPを添加すると亜鉛
めっきの合金化処理性の劣化を引き起こす。従って、P
量を0.01〜0.07 ％以下とする。

【００２０】S：0.02 ％以下 Sは、熱間加工性を低下させスラブの熱間割れ感受性を
高める。また、0.02 ％を超えると、微細なMnSの析出に
より加工性を劣化させる。従って、S量を、0.02％以下
とする。

【００２１】Al：0.01〜0.1 ％ Alは、鋼中NをAlNとして析出させ、固溶Nを極力残さな
いために添加する。この効果は、Alが0.01 ％未満では
十分でなく、また0.1 ％を超えると残存する固溶Alによ
り延性が低下する。従って、Al量を0.01〜0.1 ％とす
る。

【００２２】N：0.004 ％以下 Nは、AlNとして析出し無害化されるが、上記Alの下限量
でも極力無害化されるように、N量を0.004 ％以下とす
る。

【００２３】Nb：0.15％以下 Nbは、固溶Cを固定し、耐二次加工脆性および成形性を
改善するため添加する。しかし、0.15％を超えるNbの過
剰添加は延性の低下をもたらすため、Nb量を0.15 ％以
下とする。

【００２４】NbとC,Nの関係： (12/93)×Nb^*/C≧1.2
，Nb^*＝Nb−(93/14)×N この鋼では、非時効性および加工性の観点から、NbとC,
Nの関係に着目して検討を進めた結果、これらの特性に
は、NbからNと化学的に等量のNb量を差し引いた量Nb
^*（有効Nb量）が、大きく関与していることがわかっ
た。このNb^*は次の式で表される。 Nb^*＝Nb−(93/14)×N

【００２５】さらに検討の結果、このNb^*とC量の比Nb^*/
Cが、非時効性および加工性に影響を及ぼしていること
を突き止めた。特に、非時効性については、比Nb^*/Cが
化学等量比で1.2未満となると、後述のように常温長期
間の時効により降伏点伸び（YPEl）が現れる。また、加
工性の指標であるr値についても、比Nb^*/Cが化学等量比
で1.2以上の領域で安定して高い値が得られる。以上よ
り、NbとC,Nの関係を次の式（1）のように規定する。 (12/93)×Nb^*/C≧1.2 （1）但し、Nb^*＝Nb−(93/14)×N 金属組織と材質の関係： YP≦-60×d＋770

【００２６】さらにこの鋼では、耐二次加工脆性の観点
から、金属組織および材質の関係に着目して検討を進め
た結果、この耐二次加工脆性に影響を及ぼす特性とし
て、フェライト粒径d[μm]と降伏強度YP[MPa]が大きく
関与していることがわかった。検討の結果、これらの特
性値の重み付き加算値：YP＋60×dを所定値以下に適切
に制御することにより、耐二次加工脆性が飛躍的に向上
することを突き止めた。以上より、フェライト粒径と降
伏強度の関係を、次の式で規定する。 YP≦−60×d＋770 （2）但し、YPは降伏強度[MPa]、dはフェライト平均粒径[μ
m]をそれぞれ表す。

【００２７】以上のように、本発明範囲内の成分量と
し、かつ上記式（1），（2）を満足するようにすれば、
自動車外板用途へ適用可能な非時効性、加工性を有し、
かつ耐二次加工脆性および成形性に優れた高強度薄鋼板
が得られる。また、本発明の高強度亜鉛系めっき鋼板
は、NbCの分散析出強化により、約30MPaの強度を確保で
き、その分Si、P等の固溶強化元素の添加量を低く抑え
ることが可能なので、優れた表面品質が得られる。

【００２８】また、本発明による高強度薄鋼板は、上記
式（1）により固溶C、Nが完全に固定されるため、高温
時効による材質劣化も少なく、夏季などの気温が比較的
高い環境において長時間保持された場合にも、時効が問
題となることはない。

【００２９】第２の発明は、第１の発明において、化学
成分を、mass％で、C：0.0040〜0.02％、Si：1.0％以
下、Mn：0.1〜1.0％、P：0.01〜0.07％、S：0.02％以
下、Al：0.01〜0.1％、N：0.004％以下、Nb：0.15％以
下、Ti：0.05％以下、残部が実質的に鉄からなる、とし
たことを特徴とする高強度薄鋼板である。

【００３０】本発明は、第１の発明にさらに、Tiを添加
する。Tiは炭窒化物を形成し、熱延板の組織を微細化す
ることにより、成形性を改善する。しかしながら、Tiを
0.05％を超えて添加した場合、析出物が粗大化し、十分
な効果が得られない。従って、Ti量を0.05％以下とす
る。

【００３１】第３の発明は、第１の発明において、化学
成分を、mass％で、C：0.0040〜0.02％、Si：1.0％以
下、Mn：0.1〜1.0％、P：0.01〜0.07％、S：0.02％以
下、Al：0.01〜0.1％、N：0.004％以下、Nb：0.15％以
下、B：0.002％以下、残部が実質的に鉄からなる、とし
たことを特徴とする高強度薄鋼板である。

【００３２】本発明は、第１の発明において、結晶粒界
を強化し、耐二次加工脆性を改善するためにBを添加す
る。Bは、0.002％を超えて添加した場合、成形性が大幅
に低下するので、B量は0.002％以下とする。

【００３３】第４の発明は、第１の発明において、化学
成分を、mass％で、C：0.0040〜0.02％、Si：1.0％以
下、Mn：0.1〜1.0％、P：0.01〜0.07％、S：0.02％以
下、Al：0.01〜0.1％、N：0.004％以下、Nb：0.15％以
下、Ti：0.05％以下、B：0.002％以下、残部が実質的に
鉄からなる、としたことを特徴とする高強度薄鋼板であ
る。

【００３４】本発明は、第１の発明にさらに、品質改善
および耐二次加工脆性の向上のために、TiとBを複合添
加する。その結果、Tiは炭窒化物を形成し、熱延板の組
織を微細化することにより成形性を改善し、Bは結晶粒
界を強化し、耐二次加工脆性を改善する。しかしなが
ら、Tiを0.05％を超えて添加した場合、析出物が粗大化
し、Bを0.002％を超えて添加した場合、成形性が大幅に
低下するので、Tiの上限を0.05％、B の上限を0.002％
とする。

【００３５】以上の第１ないし第４の発明は、これらの
発明による高強度薄鋼板の表面に、亜鉛めっきを施した
亜鉛めっき鋼板として実施してもよい。高強度薄鋼板と
しての特性は、亜鉛めっきの処理後も損なわれることな
く、優れた耐二次加工脆性が確保される。

【００３６】第５の発明は、第１ないし第３の発明の化
学成分を有する鋼スラブを、Ar₃変態点以上の仕上温度
で熱間圧延する工程と、熱間圧延後の鋼板を500〜700℃
で巻取る工程と、巻取られた鋼板に冷間圧延後焼鈍を施
す工程とを有する高強度薄鋼板の製造方法である。

【００３７】この発明は、上記化学成分を有する鋼を用
いて高強度薄鋼板を製造する際の製造方法を提供するも
のであり、その条件等について次に説明する。

【００３８】熱間圧延の仕上温度： Ar₃変態点以上仕上温度がAr₃変態点未満であると、成形性が劣化する
とともに、1〜10％以下の低歪領域におけるn値が低下
し、耐二次加工脆性に不利となる。従って、仕上温度を
Ar₃変態点以上とする。

【００３９】熱間圧延の巻取温度： 500〜700℃ 巻取温度は、NbCを十分に析出させるために500℃以上に
し、鋼板表面のスケール剥がれによる押し込み疵を防止
するため700℃以下にする必要がある。従って、熱間圧
延後の鋼板を500〜700℃で巻取る。

【００４０】ここで、スラブを熱間圧延するにあたって
は、再加熱炉で加熱後、あるいは加熱することなく直接
行うことも可能である。また、冷間圧延、焼鈍および亜
鉛めっき処理の条件は特に限定しないが、通常行われて
いる条件により目的とする効果は得られる。

【００４１】第６の発明は、第５の発明の各工程と、焼
鈍後の鋼板を亜鉛系めっき処理する工程とを有する高強
度亜鉛系めっき薄鋼板の製造方法である。

【００４２】本発明は、溶融亜鉛系めっき鋼板のみなら
ず、電気亜鉛系めっき鋼板でもその目的とする効果が得
られる。また、本発明の亜鉛系めっき薄鋼板は、めっき
後に有機皮膜処理を施してもよい。

【００４３】なお、これらの手段において「残部が実質
的に鉄である」とは、本発明の作用・効果を無くさない
限り、不可避的不純物をはじめ、他の微量元素を含有す
るものが本発明の範囲に含まれることを意味する。

【００４４】

【発明の実施の形態】発明の実施に当たっては、前述の
ように化学成分を調整して冷延鋼板を製造し、必要に応
じてその表面に亜鉛めっきを施して亜鉛めっき鋼板とす
ることができる。なお、一部の化学成分については、さ
らに次のようにすることにより、それぞれ特性を向上さ
せることができる。

【００４５】Cについては、析出物の形態および分散状
態を適正に制御し、更に耐二次加工脆性を改善し、より
好ましい性能を引き出すには、C添加量を0.0050〜0.008
0％の範囲に規制し、あるいはさらに望ましくは0.0050
〜0.0074 ％の範囲に規制することが好ましい。

【００４６】Siについては、表面性状、めっき密着性を
さらに向上させるには、0.7 ％以下に規制することがよ
り好ましい。

【００４７】Nbについては、析出物の形態および分散状
態を適正に制御し、耐二次加工脆性をより向上させるに
は、Nbを0.035 ％を超えて添加することが望ましく、さ
らに耐二次加工脆性を改善し、総合性能をより改善する
には、Nb量を0.080％以上とすることが望ましい。但
し、コストを考慮した場合、Nbの上限は0.140％とする
ことが好ましい。以上より、Nb量は0.035%超、より望ま
しくは0.080〜0.140とするとよい。

【００４８】NbとC,Nの関係については、実験により検
討した結果について説明する。実験では、Cが0.0040〜
0.01％のスラブを製造し、熱間圧延後、酸洗、冷間圧延
し、830℃で焼鈍を行い、圧下率0.5％の調質圧延を行っ
て、深絞り性の指標であるr値を測定した。また、時効
性を評価するため30℃で3ヶ月の時効を行い、引張試験
におけるYPElの測定を行った。

【００４９】図1に、(12/93)×Nb^*/Cとr値の関係を示
す。この図より、(12/93)×Nb^*/Cが1.2以上の場合、概
ね1.7以上の優れたr値が得られることがわかる。

【００５０】図2に、(12/93)×Nb^*/CとYPElの関係を示
す。この図より、(12/93)×Nb^*/Cが1.2以上の場合、固
溶Cを完全に固定することができ、WPElは認められず、
優れた非時効性を示すことがわかる。

【００５１】以上より、(12/93)×Nb^*/Cを前述の（1）
式に示すように規定した。なお、本発明において、材質
とコストのバランスの観点から、(12/93)×Nb^*/Cを1.3
〜2.2の範囲に規制することがより望ましい。

【００５２】金属組織および材質の関係についても、実
験により検討を行った。実験では、上述と同様にして製
造した供試材を用いて、二次加工脆化遷移温度を測定し
た。ここで、二次加工脆化遷移温度は、深絞り加工後の
材料が二次加工において脆化する温度のことである。

【００５３】具体的には、まず、鋼板から直径105mmの
ブランクを打ち抜き、カップ状に深絞り加工し、カップ
高さが35mmになるように耳切り加工を行った。得られた
カップサンプルをエチルアルコール等の種々の冷媒中で
温度を一定とした後、円錐ポンチでカップの端部を広げ
る加工を加え破壊する。このようにして、破壊形態が延
性破壊から脆性破壊へ移行する温度を測定し、二次加工
脆化遷移温度とした。

【００５４】図3に、引張強度TSと二次加工脆化遷移温
度の関係を示す。前述の（2）式を満足する本発明鋼
は、従来鋼に比べ非常に優れた耐二次加工脆性を示す。
本発明鋼が優れた耐二次加工脆性を示すのは、同等の
強度レベルの従来鋼と比較した場合、（2）式を満足す
る本発明鋼においては、結晶粒径が微細であることが主
因と考えられる。

【００５５】また、電子顕微鏡観察によれば、本発明鋼
においては、粒内には微細なNbCが均一に分散析出し、
かつ粒界近傍には析出物の非常に少ない、いわゆる析出
物枯渇帯（PFZ）と思われるミクロ組織が形成されてい
ることが観察された。この粒界近傍の容易に塑性変形で
きるPFZの存在も、耐二次加工脆性改善に寄与している
可能性がある。

【００５６】さらに、本発明鋼は、1〜10％の低歪領域
におけるn値が高く、絞り加工時に低歪領域であるパン
チ底接触部の歪量が増加する。その結果、深絞り加工に
おける材料の流入量が減少することで、縮みフランジ変
形における圧縮加工の程度が軽減される可能性があり、
これも耐二次加工脆性の向上に寄与するものと推定され
る。

【００５７】なお、本発明において、耐二次加工脆性を
さらに向上させるには、式（2）において右辺の定数を
変えて、 YP[MPa]≦-60×d[μm]＋750 （2’）とすることがより望ましい。

【００５８】Tiを添加する場合は、特に溶融亜鉛めっき
の表面性状の観点から、できればTiの上限を0.02％未満
とし、必要な細粒化効果を得るために、下限を0.005％
とするのが望ましい。

【００５９】Bを添加する場合は、発明の鋼においては
結晶粒が微細化されており極めて優れた耐二次加工脆性
を示すことを考慮すると、成形性の低下を極力抑えるた
めに、B添加量を0.0001〜0.001％の範囲に規制すること
が望ましい。

【００６０】同様に、第４の発明においても、細粒化効
果および成形性の確保のためTi量を0.005〜0.02 ％、B
量を0.0001〜0.001％の範囲に規制することが望まし
い。

【００６１】また、第５、第６の発明の高強度薄鋼板の
製造方法においても、化学成分を第１ないし第４の発明
の上述の望ましい範囲にすることにより、上述の効果を
得ることができる。

【００６２】本発明による高強度薄鋼板・亜鉛めっき鋼
板は、上記式（1）を満足することにより固溶C、Nが完
全に固定されるため、そのBH（焼付け硬化性）が2kgf/m
m²未満であり、高温時効による材質劣化が少ない。従っ
て、夏季などの気温が比較的高い環境において長時間保
持された場合にも、時効が問題となることはない。さら
に、溶接部の加工性にも優れており、テーラードブラン
クのような新技術にも対応可能である。

【００６３】

【実施例】表1に示すNo.1〜No.20の化学組成の鋼を溶製
し、連続鋳造により250mm厚のスラブを製造した。この
スラブを1200℃に加熱後、仕上温度870℃〜940℃、巻取
温度600℃〜650℃で熱間圧延を行い、板厚2．8mmの熱延
鋼板を製造した。この熱延鋼板を酸洗後、板厚0．7mmに
冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍温
度800℃〜860℃、めっき浴温度460℃、合金化処理温度5
00℃で合金化溶融亜鉛めっきを施した。

【００６４】

【表１】

【００６５】その後、これらの亜鉛めっき鋼板につい
て、圧下率（伸長率）0.7％の調質圧延を行い、機械特
性、結晶粒径、表面性状を調査した。引張試験には鋼板
のL方向より採取したJIS5号引張試験片を用いた。時効
性は、30℃で3ヶ月の時効を行った後に引張試験により
降伏伸びYPElを測定して評価した。また、前述と同様の
カップ絞りによる試験方法で、二次加工脆化遷移温度を
評価した。得られた調査および試験の結果を表２に示
す。

【００６６】

【表２】

【００６７】この表２より、本発明鋼No.1〜10は、いず
れも、優れた成形性を示し、かついずれも二次加工脆化
遷移温度が-70℃以下という極めて優れた耐二次加工脆
性を有しており、表面性状も問題なく、非時効である。
また、本発明鋼はさらに、溶接部の加工性、疲労特性に
も優れていることが確認された。

【００６８】これに対して、比較鋼No.11〜20は、いず
れも結晶粒径が大きく、二次加工脆化遷移温度が本発明
鋼と比較して著しく劣る。例えば、比較例No.11は仕上
げ温度がAr₃以下、比較例No.15はNb^*/Cの値が不適切、
比較例No.18,19,20については、それぞれMn,Si,C量が不
適性であるため、いずれも成形性が十分ではない。ま
た、比較例No.13,14,17,19については、Ti、Si、もしく
はTiとSiの総添加量が本発明の範囲より多いため、表面
性状が極めて悪い。

【００６９】

【発明の効果】以上述べたように本発明の鋼板は、C,N,
Nb量およびこれらの間の関係を特定の範囲内に制御する
とともに、結晶粒径を微細化することにより、表面性状
を損なうこととなく、非時効でかつ高い成形性を有する
耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板もしくは高強度亜
鉛系めっき鋼板を製造することが可能である。その結
果、この発明は、自動車用鋼板を始め、家庭用電気製
品、建材等、種々の分野への適用が可能であり、産業
上、極めて有意義な技術である。

【図面の簡単な説明】

【図1】深絞り性に及ぼすNbとCの影響を示す図。

【図2】非時効性に及ぼす影NbとCの影響を示す図。

【図3】引張強度TSと二次加工脆化遷移温度の関係を示
す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者占部俊明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Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA04 EA05 EA15 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EB02 EB03 EB06 EB08 EB09 FA02 FC04 FC07 FE01 FE02 FE03 FH01 FJ05 FJ06 GA05 HA02 HA05 JA07

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項1】化学成分が、mass％で、C：0.0040〜0.02
％、Si：1.0％以下、Mn：0.1〜1.0％、P：0.01〜0.07
％、S：0.02％以下、Al：0.01〜0.1％、N：0.004％以
下、Nb：0.15％以下、残部が実質的に鉄からなるととも
に次の式（1）を満足し、 (12/93)×Nb^*/C≧1.2 （1）但し、Nb^*＝Nb−(93/14)×N C,N,Nb：それぞれの元素の含有量(mass％) かつ、金属組織および材質が次の式（2）を満足するこ
とを特徴とする高強度薄鋼板。 YP≦-60×d＋770 （2）但し、YPは降伏強度[MPa]、dはフェライト平均粒径[μ
m]をそれぞれ表す。
【請求項2】請求項１記載の高強度薄鋼板において、
化学成分をその記載に代えて、mass％で、C：0.0040〜
0.02％、Si：1.0％以下、Mn：0.1〜1.0％、P：0.01〜0.
07％、S：0.02％以下、Al：0.01〜0.1％、N：0.004％以
下、Nb：0.15％以下、Ti：0.05％以下、残部が実質的に
鉄からなる、としたことを特徴とする高強度薄鋼板。
【請求項3】請求項１記載の高強度薄鋼板において、
化学成分をその記載に代えて、mass％で、C：0.0040〜
0.02％、Si：1.0％以下、Mn：0.1〜1.0％、P：0.01〜0.
07％、S：0.02％以下、Al：0.01〜0.1％、N：0.004％以
下、Nb：0.15％以下、B：0.002％以下、残部が実質的に
鉄からなる、としたことを特徴とする高強度薄鋼板。
【請求項４】請求項１記載の高強度薄鋼板において、
化学成分をその記載に代えて、mass％で、C：0.0040〜
0.02％、Si：1.0％以下、Mn：0.1〜1.0％、P：0.01〜0.
07％、S：0.02％以下、Al：0.01〜0.1％、N：0.004％以
下、Nb：0.15％以下、Ti：0.05％以下、B：0.002％以
下、残部が実質的に鉄からなる、としたことを特徴とす
る高強度薄鋼板。
【請求項５】請求項1ないし請求項４記載の化学成分
を有する鋼スラブをAr₃変態点以上の仕上温度で熱間圧
延する工程と、熱間圧延後の鋼板を500〜700℃で巻取る
工程と、巻取られた鋼板を冷間圧延後焼鈍する工程と、
を有する高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項６】請求項５記載の各工程と、焼鈍後の鋼板
を亜鉛系めっき処理する工程とを有する高強度亜鉛系め
っき薄鋼板の製造方法。