JP3269121B2 - 深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は深絞り用高強度冷延鋼板
およびその製造方法に係り、Cuを添加した極低炭素鋼を
素材とした深絞り用冷延鋼板、より具体的には高いラン
クフォード値及び高強度を有する冷延鋼板、時効硬化能
を有する深絞り用冷延鋼板や、これに電気めっきを施し
たような高耐食性電気亜鉛めっき鋼板に関するものであ
る。
およびその製造方法に係り、Cuを添加した極低炭素鋼を
素材とした深絞り用冷延鋼板、より具体的には高いラン
クフォード値及び高強度を有する冷延鋼板、時効硬化能
を有する深絞り用冷延鋼板や、これに電気めっきを施し
たような高耐食性電気亜鉛めっき鋼板に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球環境問題が取り沙汰されてい
る中、自動車の排気ガス規制の見地から、鋼板の高強度
化による自動車車体材料の薄肉化によって自動車の燃費
を向上させようとする動きがある。然して従来より、成
形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法に関しては、極
低炭素鋼にTi，Nbなどの炭窒化物形成元素を添加したＩ
Ｆ（Interstitial Free)鋼にSi, Mn, Ｐなどの固溶強化
元素を添加する方法があるが、これらの鋼において、高
ランクフォード値を維持できる到達強度レベルは３９０
〜４４０ N／mm2 程度が限界である。
る中、自動車の排気ガス規制の見地から、鋼板の高強度
化による自動車車体材料の薄肉化によって自動車の燃費
を向上させようとする動きがある。然して従来より、成
形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法に関しては、極
低炭素鋼にTi，Nbなどの炭窒化物形成元素を添加したＩ
Ｆ（Interstitial Free)鋼にSi, Mn, Ｐなどの固溶強化
元素を添加する方法があるが、これらの鋼において、高
ランクフォード値を維持できる到達強度レベルは３９０
〜４４０ N／mm2 程度が限界である。
【０００３】一方、Cuを添加した鋼を５００〜６００℃
の温度で時効するとε−Cuが析出し鋼の強度が著しく上
昇することが知られている。即ち、このCu添加鋼の性質
として、特公平２−１５６０９号では、熱間圧延後５０
０〜６５０℃の範囲で巻取りを行うと巻取り後の徐冷中
にε−Cuが微細に析出し、焼鈍時に再結晶を遅らせる作
用があるため、４５０℃以下または７００℃以上で巻取
ることが望ましいとしている。しかし、極低炭素鋼にT
i，Nb等を添加したＩＦ鋼をベースとした場合、巻取温
度が４５０℃以下とすると、ε−Cuは析出しないが、Nb
C, TiC, Ti4C2S2等の析出物のサイズが小さく、本来Ｉ
Ｆ鋼に期待される高ランクフォード値を得ることが難し
いだけでなく、コイル全長で安定した巻取温度制御をす
ることが困難という製造上の問題もある。
の温度で時効するとε−Cuが析出し鋼の強度が著しく上
昇することが知られている。即ち、このCu添加鋼の性質
として、特公平２−１５６０９号では、熱間圧延後５０
０〜６５０℃の範囲で巻取りを行うと巻取り後の徐冷中
にε−Cuが微細に析出し、焼鈍時に再結晶を遅らせる作
用があるため、４５０℃以下または７００℃以上で巻取
ることが望ましいとしている。しかし、極低炭素鋼にT
i，Nb等を添加したＩＦ鋼をベースとした場合、巻取温
度が４５０℃以下とすると、ε−Cuは析出しないが、Nb
C, TiC, Ti4C2S2等の析出物のサイズが小さく、本来Ｉ
Ｆ鋼に期待される高ランクフォード値を得ることが難し
いだけでなく、コイル全長で安定した巻取温度制御をす
ることが困難という製造上の問題もある。
【０００４】また、巻取温度が７００℃以上の場合、析
出するε−Cuは粗大化しており再結晶にはそれほど影響
せず、焼鈍後のランクフォード値は４５０℃以下の温度
で巻取った場合よりも多少上昇する傾向があるものの、
著しい上昇は期待できないことが指摘されている。更に
言うならば、特公平２−１５６０９号の発明者らが発表
した文献（鉄と鋼 Vol.７６（１９９０）７５９）によ
ると、熱延前加熱温度を1050℃とし、１パスの熱間圧延
を行った後に７８０℃で巻取った鋼板を冷間圧延、焼鈍
した場合には、ランクフォード値はあまり改善されない
ことが示されている。
出するε−Cuは粗大化しており再結晶にはそれほど影響
せず、焼鈍後のランクフォード値は４５０℃以下の温度
で巻取った場合よりも多少上昇する傾向があるものの、
著しい上昇は期待できないことが指摘されている。更に
言うならば、特公平２−１５６０９号の発明者らが発表
した文献（鉄と鋼 Vol.７６（１９９０）７５９）によ
ると、熱延前加熱温度を1050℃とし、１パスの熱間圧延
を行った後に７８０℃で巻取った鋼板を冷間圧延、焼鈍
した場合には、ランクフォード値はあまり改善されない
ことが示されている。
【０００５】ところで、上記文献（鉄と鋼 Vol. ７６
（１９９０）７５９）での巻取シミュレーションは、高
温として７８０℃保持後炉冷、中温として５５０℃保持
後炉冷および極低温として室温まで空冷という３条件で
行われているが、中温と高温の温度差が大きく、その間
の温度域で巻取った鋼板の材質については検討されてい
ない。更には、熱延前の加熱として、１０５０℃という
低めの条件で行われているが、Cu添加鋼の材質に及ぼす
加熱温度の影響は調査されていないばかりかその最適化
も未だ図られていないため、低温加熱が必ずしも適当で
あるとは言えない。また、１パスの熱間圧延のため、熱
延における歪導入状態の観点からは必ずしも実機に近い
条件で行われているとは言い難い。
（１９９０）７５９）での巻取シミュレーションは、高
温として７８０℃保持後炉冷、中温として５５０℃保持
後炉冷および極低温として室温まで空冷という３条件で
行われているが、中温と高温の温度差が大きく、その間
の温度域で巻取った鋼板の材質については検討されてい
ない。更には、熱延前の加熱として、１０５０℃という
低めの条件で行われているが、Cu添加鋼の材質に及ぼす
加熱温度の影響は調査されていないばかりかその最適化
も未だ図られていないため、低温加熱が必ずしも適当で
あるとは言えない。また、１パスの熱間圧延のため、熱
延における歪導入状態の観点からは必ずしも実機に近い
条件で行われているとは言い難い。
【０００６】また一般にＩＦ鋼は固溶ＣをTi、Nb等の元
素で析出固定しており、粒界上にＣがないため粒界強度
が低下し２次加工脆化遷移温度が上昇するという問題が
あるが、とくにCu添加鋼においては時効処理を行って強
度を上昇させるとＰの粒界偏析によって２次加工脆化遷
移温度が著しく上昇するという問題がある。このため特
開平２−１４５７２６号では粒界強化元素であるＢを添
加することによって２次加工脆化遷移温度が上昇するの
を防止しているが、熱延巻取温度を低く限定しているた
め、Ｂ添加によるランクフォード値の改善効果は顕著で
はない。
素で析出固定しており、粒界上にＣがないため粒界強度
が低下し２次加工脆化遷移温度が上昇するという問題が
あるが、とくにCu添加鋼においては時効処理を行って強
度を上昇させるとＰの粒界偏析によって２次加工脆化遷
移温度が著しく上昇するという問題がある。このため特
開平２−１４５７２６号では粒界強化元素であるＢを添
加することによって２次加工脆化遷移温度が上昇するの
を防止しているが、熱延巻取温度を低く限定しているた
め、Ｂ添加によるランクフォード値の改善効果は顕著で
はない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】最近の自動車業界で
は、高成形性を有した鋼板の使用と高強度化による薄肉
化を実現することによって，燃費の向上を図るべく車体
の軽量化が最優先課題として取り組まれている。このよ
うな状況下、鉄鋼業界においてはＩＦ鋼をベースとし
て、ε−Cuの析出を利用した高強度冷延鋼板の開発が手
掛けられているが、従来の方法では、本来ＩＦ鋼に期待
される高いランクフォード値が得られず、ユーザーの要
望する高成形性、高強度化に応えられる高強度冷延鋼板
は存在しなかった。
は、高成形性を有した鋼板の使用と高強度化による薄肉
化を実現することによって，燃費の向上を図るべく車体
の軽量化が最優先課題として取り組まれている。このよ
うな状況下、鉄鋼業界においてはＩＦ鋼をベースとし
て、ε−Cuの析出を利用した高強度冷延鋼板の開発が手
掛けられているが、従来の方法では、本来ＩＦ鋼に期待
される高いランクフォード値が得られず、ユーザーの要
望する高成形性、高強度化に応えられる高強度冷延鋼板
は存在しなかった。
【０００８】従って、本発明の目的とするところは、ε
−Cuの析出形態を制御した熱延鋼板を素材として、冷間
圧延、焼鈍工程を経て製造される冷延鋼板およびこれに
時効処理を施すことにより製造された高強度かつランク
フォード値の高い冷延鋼板ならびにこの時効処理した冷
延鋼板を素材として、電気亜鉛めっき工程を経て製造さ
れる高耐食性電気亜鉛めっき鋼板を開発することにあ
る。
−Cuの析出形態を制御した熱延鋼板を素材として、冷間
圧延、焼鈍工程を経て製造される冷延鋼板およびこれに
時効処理を施すことにより製造された高強度かつランク
フォード値の高い冷延鋼板ならびにこの時効処理した冷
延鋼板を素材として、電気亜鉛めっき工程を経て製造さ
れる高耐食性電気亜鉛めっき鋼板を開発することにあ
る。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上述した
ような従来技術における課題を解決することについて検
討を重ねた結果、極低炭素鋼にCuとＢを添加し、所定温
度で巻取り、あるいは熱延板段階において所定形状を有
するCu析出物を生成させることにより、再結晶集合組織
を改善してランクフォード値を著しく向上させることに
成功したものであって、以下の如くである。
ような従来技術における課題を解決することについて検
討を重ねた結果、極低炭素鋼にCuとＢを添加し、所定温
度で巻取り、あるいは熱延板段階において所定形状を有
するCu析出物を生成させることにより、再結晶集合組織
を改善してランクフォード値を著しく向上させることに
成功したものであって、以下の如くである。
【００１０】
【００１１】
【００１２】 wt％で、 Ｃ：0.010 ％以下， Si：1.0
％以下， Mn：0.15〜2.5 ％， Ｐ：0.01％以下，
Ｓ：0.01％以下， Al：0.06％以下， Ｎ：0.0040％以下，
Cu：0.5 〜2.0 ％， Ni：1.0 ％以下， Ti：0.005 〜0.1 ％，
Nb：0.002 〜0.05％， Ｂ：0.0005〜0.0020％ を含有し、かつ鋼中のCu含有量の内８０％以上が、Ti系
析出物を核とした平均粒径が２００nm以上の複合析出物
であり，ランクフォード値が1.８以上であることを特徴
とした深絞り用高強度冷延鋼板。
％以下， Mn：0.15〜2.5 ％， Ｐ：0.01％以下，
Ｓ：0.01％以下， Al：0.06％以下， Ｎ：0.0040％以下，
Cu：0.5 〜2.0 ％， Ni：1.0 ％以下， Ti：0.005 〜0.1 ％，
Nb：0.002 〜0.05％， Ｂ：0.0005〜0.0020％ を含有し、かつ鋼中のCu含有量の内８０％以上が、Ti系
析出物を核とした平均粒径が２００nm以上の複合析出物
であり，ランクフォード値が1.８以上であることを特徴
とした深絞り用高強度冷延鋼板。
【００１３】冷間圧延し焼鈍工程を経てから４００℃以
上の時効処理を経た鋼板においても、ランクフォード値
が1.８以上で、引張強さが４４０ N／mm2 以上であるこ
とを特徴とする前記００１２に記載の深絞り用高強度冷
延鋼板。
上の時効処理を経た鋼板においても、ランクフォード値
が1.８以上で、引張強さが４４０ N／mm2 以上であるこ
とを特徴とする前記００１２に記載の深絞り用高強度冷
延鋼板。
【００１４】前記００１２に記載の成分組成をもった鋼
を熱間圧延後、６８０〜８００℃で巻取り、５００〜６
００℃での時効処理後特性引張強さが４４０Ｎ／mm2 以
上で、ランクフォード値が1.８以上とされたことを特徴
とする深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。
を熱間圧延後、６８０〜８００℃で巻取り、５００〜６
００℃での時効処理後特性引張強さが４４０Ｎ／mm2 以
上で、ランクフォード値が1.８以上とされたことを特徴
とする深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１５】前記００１２に記載の成分組成をもった鋼
をＡr3点以上で熱間圧延し、６８０〜８００℃で巻取っ
た熱延鋼帯を酸洗し、６０〜９０％の圧下率で冷間圧延
した後、７５０〜８７０℃の温度で連続焼鈍を行い、そ
の後５００〜６００℃の温度で時効処理を行うことを特
徴とする深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。
をＡr3点以上で熱間圧延し、６８０〜８００℃で巻取っ
た熱延鋼帯を酸洗し、６０〜９０％の圧下率で冷間圧延
した後、７５０〜８７０℃の温度で連続焼鈍を行い、そ
の後５００〜６００℃の温度で時効処理を行うことを特
徴とする深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１６】電気亜鉛めっきを有することを特徴とした
前記００１３に記載の深絞り用高強度冷延鋼板。
前記００１３に記載の深絞り用高強度冷延鋼板。
【００１７】
【作用】上記したような本発明について、先ず鋼成分を
上記したように限定した理由について述べると、以下の
如くである。
上記したように限定した理由について述べると、以下の
如くである。
【００１８】Ｃ：0.010 ％以下 Ｃは、高ランクフォード値を保つためには少ない方がよ
いが、実用上本発明の効果を損なわない範囲として、そ
の上限を0.010 ％以下に限定した。好ましい範囲として
は0.0015〜0.006 ％、特に0.002 〜0.0050％である。
いが、実用上本発明の効果を損なわない範囲として、そ
の上限を0.010 ％以下に限定した。好ましい範囲として
は0.0015〜0.006 ％、特に0.002 〜0.0050％である。
【００１９】Si：1.０％以下 Siは、固溶強化元素として鋼板の強化に寄与するが、1.
０％を越えて含有すると熱間圧延の加熱時に発生するス
ケールが著しくなるばかりか、Ｐと同様に鋼の脆化元素
であるため1.０％以下とした。
０％を越えて含有すると熱間圧延の加熱時に発生するス
ケールが著しくなるばかりか、Ｐと同様に鋼の脆化元素
であるため1.０％以下とした。
【００２０】Mn：0.15〜2.５％ Mnは、Ｓの固定のため、その下限値を0.15％とした。ま
た、2.５％以上含有するとランクフォード値を著しく劣
化させるので、その上限値を2.５％とした。
た、2.５％以上含有するとランクフォード値を著しく劣
化させるので、その上限値を2.５％とした。
【００２１】Ｐ：0.01％以下 Ｐは、最も安価に鋼を強化できる元素であるが、ＩＦ鋼
をベースとして高強度化する場合、２次加工脆化の問題
から一般の鋼のレベル以下まで下げる必要がある。0.01
％を越えて含有すると粒界へ偏析しやすくなり、２次加
工脆化に対する感受性が増すため、0.01％以下に限定し
た。好ましくは0.008 ％以下である。
をベースとして高強度化する場合、２次加工脆化の問題
から一般の鋼のレベル以下まで下げる必要がある。0.01
％を越えて含有すると粒界へ偏析しやすくなり、２次加
工脆化に対する感受性が増すため、0.01％以下に限定し
た。好ましくは0.008 ％以下である。
【００２２】Ｓ：0.01％以下 Ｓは、できる限り低減した方が望ましい。0.01％を越え
て含有すると鋼の延性を劣化させるので、0.01％以下と
した。好ましくは0.007 ％以下である。
て含有すると鋼の延性を劣化させるので、0.01％以下と
した。好ましくは0.007 ％以下である。
【００２３】Al：0.10％以下 Alは、脱酸およびＮの固定のために必要であるが、多量
に添加するとコストの上昇をもたらすため0.10％以下と
した。好ましくは0.06％以下、より好ましくは0.03〜0.
05％である。
に添加するとコストの上昇をもたらすため0.10％以下と
した。好ましくは0.06％以下、より好ましくは0.03〜0.
05％である。
【００２４】Ｎ：0.0050％以下 Ｎは、高ランクフォード値を得るためには、少ない方が
望ましいが、本発明の効果を損わない範囲として、その
上限を0.0050％とした。好ましくは0.004 ％以下、より
好ましくは0.003 ％以下である。
望ましいが、本発明の効果を損わない範囲として、その
上限を0.0050％とした。好ましくは0.004 ％以下、より
好ましくは0.003 ％以下である。
【００２５】Cu：0.５〜2.０％ Cuは、本発明において最も重要な添加元素であり、時効
処理をすることによってε−Cuを析出させて鋼の強度を
上昇させるためには、添加は必須である。すなわち、0.
５％未満では強度の上昇がほとんど認められず、2.０％
を越えて添加しても、強度上昇に対して効果がないばか
りか、熱延板段階でその含有量の８０％以上をTi系析出
物を核として析出させることが難しいため、0.５〜2.０
％に限定した。
処理をすることによってε−Cuを析出させて鋼の強度を
上昇させるためには、添加は必須である。すなわち、0.
５％未満では強度の上昇がほとんど認められず、2.０％
を越えて添加しても、強度上昇に対して効果がないばか
りか、熱延板段階でその含有量の８０％以上をTi系析出
物を核として析出させることが難しいため、0.５〜2.０
％に限定した。
【００２６】Ni：1.０％以下 一般に、Cu添加鋼では熱間圧延時にCuが表面に濃化して
Cuキズと呼ばれる表面欠陥が生じるので、これを防止す
るため適宜添加する。しかし、あまり多量に添加すると
コストの上昇を招くので、その上限を1.０％とした。好
ましくは0.５〜0.９％である。
Cuキズと呼ばれる表面欠陥が生じるので、これを防止す
るため適宜添加する。しかし、あまり多量に添加すると
コストの上昇を招くので、その上限を1.０％とした。好
ましくは0.５〜0.９％である。
【００２７】Ｂ：0.0001〜0.0020％ Ｂは、粒界に偏析して粒界を強化する作用を有する。本
発明のように、ＩＦ鋼をベースとして高強度化する場
合、２次加工脆化の問題を完全に回避するために、添加
は不可避である。更に、Cuとの複合添加により再結晶集
合組織を制御するためには添加が必須である。すなわ
ち、0.0001％未満では、それらの効果が得られず、0.00
20％を越えて含有すると再結晶温度の上昇およびランク
フォード値の劣化といった欠点が生ずるため、この範囲
に限定した。好ましくは0.0005％以上である。
発明のように、ＩＦ鋼をベースとして高強度化する場
合、２次加工脆化の問題を完全に回避するために、添加
は不可避である。更に、Cuとの複合添加により再結晶集
合組織を制御するためには添加が必須である。すなわ
ち、0.0001％未満では、それらの効果が得られず、0.00
20％を越えて含有すると再結晶温度の上昇およびランク
フォード値の劣化といった欠点が生ずるため、この範囲
に限定した。好ましくは0.0005％以上である。
【００２８】Ti：0.005 〜0.１％ Tiは、Ｃの固定を行い、ランクフォード値を向上させる
作用がある。すなわち、0.005 ％未満ではその効果が乏
しく、一方多量に添加するとコストの上昇を招くだけで
なく、表面欠陥の原因や化成処理性を劣化させるので、
その上限を0.１％とした。
作用がある。すなわち、0.005 ％未満ではその効果が乏
しく、一方多量に添加するとコストの上昇を招くだけで
なく、表面欠陥の原因や化成処理性を劣化させるので、
その上限を0.１％とした。
【００２９】Nb：0.002 〜0.05％ Nbは、Tiと同様にＣの固定を行う性質があり、Tiとの複
合添加によりさらにランクフォード値が上昇する。すな
わち、0.002 ％未満ではその効果が乏しく、多量に添加
するとコストの上昇を招くので上限を0.05％に限定し
た。
合添加によりさらにランクフォード値が上昇する。すな
わち、0.002 ％未満ではその効果が乏しく、多量に添加
するとコストの上昇を招くので上限を0.05％に限定し
た。
【００３０】次に本発明における製造条件について述べ
ると、熱間圧延工程は、連続鋳造機から直送された高温
鋳片、または加熱によって得られた高温鋳片をＡr3変態
点以上の温度で熱間圧延を行う。Ａr3変態点未満では、
焼鈍後のランクフォード値が劣化するのでこの範囲に限
定した。しかし、熱間潤滑が十分に行われる等の条件の
もとでは、フェライト域熱延の適用も本発明の特性を損
なうものではない。
ると、熱間圧延工程は、連続鋳造機から直送された高温
鋳片、または加熱によって得られた高温鋳片をＡr3変態
点以上の温度で熱間圧延を行う。Ａr3変態点未満では、
焼鈍後のランクフォード値が劣化するのでこの範囲に限
定した。しかし、熱間潤滑が十分に行われる等の条件の
もとでは、フェライト域熱延の適用も本発明の特性を損
なうものではない。
【００３１】巻取温度については、通常ε−Cu析出強化
型冷延鋼板の場合、５００℃未満の低温で巻き取ってε
−Cu析出によるランクフォード値の劣化を防止するのが
よいとされているが、CuとＢを複合添加した場合に、６
８０℃以上の温度で巻取を行うと粗大に析出したε−Cu
とＢの複合作用により再結晶集合組織が著しく改善さ
れ、ランクフォード値が著しく上昇することを新たに知
見した。また８００℃を越える温度で巻取ると熱延巻取
後のフェライト粒径が粗大になり連続焼鈍後のランクフ
ォード値が劣化するばかりか、酸洗性の劣化など生産性
を著しく阻害する。このため巻取温度をこの範囲に限定
した。
型冷延鋼板の場合、５００℃未満の低温で巻き取ってε
−Cu析出によるランクフォード値の劣化を防止するのが
よいとされているが、CuとＢを複合添加した場合に、６
８０℃以上の温度で巻取を行うと粗大に析出したε−Cu
とＢの複合作用により再結晶集合組織が著しく改善さ
れ、ランクフォード値が著しく上昇することを新たに知
見した。また８００℃を越える温度で巻取ると熱延巻取
後のフェライト粒径が粗大になり連続焼鈍後のランクフ
ォード値が劣化するばかりか、酸洗性の劣化など生産性
を著しく阻害する。このため巻取温度をこの範囲に限定
した。
【００３２】上記の条件で巻取り酸洗を行った後の冷間
圧延は、圧下率の上昇に伴い焼鈍後のランクフォード値
は上昇するが、圧下率６０％未満では2.０以上のランク
フォード値を得ることは難しく、また圧下率９０％以上
ではその効果がないので、この範囲に限定した。
圧延は、圧下率の上昇に伴い焼鈍後のランクフォード値
は上昇するが、圧下率６０％未満では2.０以上のランク
フォード値を得ることは難しく、また圧下率９０％以上
ではその効果がないので、この範囲に限定した。
【００３３】上記のような冷間圧延後における焼鈍は再
結晶させると同時に、巻取後の冷却中に析出したε−Cu
を再固溶させて時効後のＴＳ上昇量を最大にするため、
Cuのフェライト中への固溶限が最大となる７５０℃〜８
７０℃に限定した。その後、必要に応じて調質圧延を適
当量行ったものについて、そのまま、あるいは焼鈍板に
成形を施した後に、５００〜６００℃の範囲で時効処理
を行えば、ε−Cuが析出し鋼板の強度は著しく上昇す
る。また、鋼板に耐食性が要求されるときには、時効後
に電気亜鉛メッキを施すことには何ら問題はない。
結晶させると同時に、巻取後の冷却中に析出したε−Cu
を再固溶させて時効後のＴＳ上昇量を最大にするため、
Cuのフェライト中への固溶限が最大となる７５０℃〜８
７０℃に限定した。その後、必要に応じて調質圧延を適
当量行ったものについて、そのまま、あるいは焼鈍板に
成形を施した後に、５００〜６００℃の範囲で時効処理
を行えば、ε−Cuが析出し鋼板の強度は著しく上昇す
る。また、鋼板に耐食性が要求されるときには、時効後
に電気亜鉛メッキを施すことには何ら問題はない。
【００３４】本発明における複合析出物やランクフォー
ド値の関係については、先ず優れたランクフォード値が
得られることに関して熱延巻取温度の如きが関係する。
即ち、図１には熱延巻取温度と、熱延鋼板を酸洗冷間圧
延した後、焼鈍したものについてのランクフォード値と
の関係を示すが、この図１より巻取温度が７００から７
４０℃の範囲で極めて高いランクフォード値が得られる
ことがわかる。
ド値の関係については、先ず優れたランクフォード値が
得られることに関して熱延巻取温度の如きが関係する。
即ち、図１には熱延巻取温度と、熱延鋼板を酸洗冷間圧
延した後、焼鈍したものについてのランクフォード値と
の関係を示すが、この図１より巻取温度が７００から７
４０℃の範囲で極めて高いランクフォード値が得られる
ことがわかる。
【００３５】そこで、本発明者らは図１の結果について
検討を重ね、鋼のミクロ組織観察に基づく詳細な検討を
行った結果、図２に示す一連の組織変化が起こっている
ことを明らかにした。つまり、巻取温度が４５０℃の条
件では本来ＩＦ鋼に期待される程の高いランクフォード
値は得られず、更に巻取温度を６５０℃付近まで上昇さ
せた場合にはランクフォード値が低下する。この過程で
は、４５０℃ではε−Cuは析出しないが、６５０℃付近
では巻取り後の徐冷中に析出する微細ε−Cuがランクフ
ォード値を更に劣化させる。
検討を重ね、鋼のミクロ組織観察に基づく詳細な検討を
行った結果、図２に示す一連の組織変化が起こっている
ことを明らかにした。つまり、巻取温度が４５０℃の条
件では本来ＩＦ鋼に期待される程の高いランクフォード
値は得られず、更に巻取温度を６５０℃付近まで上昇さ
せた場合にはランクフォード値が低下する。この過程で
は、４５０℃ではε−Cuは析出しないが、６５０℃付近
では巻取り後の徐冷中に析出する微細ε−Cuがランクフ
ォード値を更に劣化させる。
【００３６】一方、７８０℃以上の巻取温度では、 Ti
C, Ti4C2S2 等の析出物は粗大化して冷却過程でε−Cu
の析出核となる。しかし、これらの析出物間の平均距離
を示す「Mean Free Path」λが大きく、相当量のCuが母
相へ析出することは避けられず、ランクフォード値はそ
れほど上昇しない。更に、前述した特公平２−１５６０
９号の発明者らは、熱延前の加熱条件として１０５０℃
という低温で行っており、Ti系析出物は特に粗大化して
いるものと推測されるため、上記の傾向がより顕著にな
っているものと考えられる。
C, Ti4C2S2 等の析出物は粗大化して冷却過程でε−Cu
の析出核となる。しかし、これらの析出物間の平均距離
を示す「Mean Free Path」λが大きく、相当量のCuが母
相へ析出することは避けられず、ランクフォード値はそ
れほど上昇しない。更に、前述した特公平２−１５６０
９号の発明者らは、熱延前の加熱条件として１０５０℃
という低温で行っており、Ti系析出物は特に粗大化して
いるものと推測されるため、上記の傾向がより顕著にな
っているものと考えられる。
【００３７】ところが、本発明においては、従来見逃さ
れていた温度域である７００℃から７４０℃という温度
域で熱延後巻取りを行った場合の焼鈍板で本発明者ら
は、巻取りを前述したような従来の５５０℃および７８
０℃で行った後の焼鈍板のランクフォード値から予想さ
れる以上の極めて高いランクフォード値を得るに至っ
た。この理由として、巻取りを７００℃から７４０℃の
温度域で行った場合、７８０℃巻取り材に比べて TiC,
Ti4C2S2 等の析出物が必要以上に粗大化していないた
め、λは巻取温度が７８０℃の場合よりも小さく、ε−
Cuが複合析出する際のTi系析出物の分布密度は良好であ
る。
れていた温度域である７００℃から７４０℃という温度
域で熱延後巻取りを行った場合の焼鈍板で本発明者ら
は、巻取りを前述したような従来の５５０℃および７８
０℃で行った後の焼鈍板のランクフォード値から予想さ
れる以上の極めて高いランクフォード値を得るに至っ
た。この理由として、巻取りを７００℃から７４０℃の
温度域で行った場合、７８０℃巻取り材に比べて TiC,
Ti4C2S2 等の析出物が必要以上に粗大化していないた
め、λは巻取温度が７８０℃の場合よりも小さく、ε−
Cuが複合析出する際のTi系析出物の分布密度は良好であ
る。
【００３８】また、７００℃未満での巻取りに比べて、
Cuの拡散速度も十分速いため、析出するCuの大部分がこ
れらの析出物を核として複合析出することが可能とな
り、この温度域において、特に高いランクフォード値が
得られる。そして、この時に得られる複合析出物の平均
粒径は２００nm以上であることが判明した。これを示す
一例として、巻取温度を７２０℃とした場合に、熱延板
に観察される析出物の写真およびエネルギー分散型Ｘ線
分析法（ＥＤＳ）による元素分析結果を図３に示す。即
ち、この図３の析出物はTi系析出物を核としてε−Cuが
析出した複合析出物であることがわかる。
Cuの拡散速度も十分速いため、析出するCuの大部分がこ
れらの析出物を核として複合析出することが可能とな
り、この温度域において、特に高いランクフォード値が
得られる。そして、この時に得られる複合析出物の平均
粒径は２００nm以上であることが判明した。これを示す
一例として、巻取温度を７２０℃とした場合に、熱延板
に観察される析出物の写真およびエネルギー分散型Ｘ線
分析法（ＥＤＳ）による元素分析結果を図３に示す。即
ち、この図３の析出物はTi系析出物を核としてε−Cuが
析出した複合析出物であることがわかる。
【００３９】本発明の内容を簡単に言い換えるならば、
ε−Cuが複合析出しやすくなるためのTi系析出物の析出
状態を実現し、鋼中Cu含有量の内８０％以上をTi系析出
物を核とした複合析出物とすることにより、焼鈍板にお
いて高いランクフォード値を得しめることが可能となる
ものであって、その最も有効な方法として熱延巻取り時
に適正な巻取温度を選択すること、あるいは熱延板を熱
処理することなどが挙げられる。
ε−Cuが複合析出しやすくなるためのTi系析出物の析出
状態を実現し、鋼中Cu含有量の内８０％以上をTi系析出
物を核とした複合析出物とすることにより、焼鈍板にお
いて高いランクフォード値を得しめることが可能となる
ものであって、その最も有効な方法として熱延巻取り時
に適正な巻取温度を選択すること、あるいは熱延板を熱
処理することなどが挙げられる。
【００４０】図４は、上述したε−Cu析出に及ぼす熱延
巻取温度の影響をまとめて表した図表であって、熱延巻
取温度と複合析出物の平均粒径（ｄcomp.)、Cu単独析出
物の平均粒径（ｄε-Cu ) 、Ti系析出物間の平均距離λ
および鋼中のCu含有量の内Ti系析出物を核として析出す
る比率との関係を示している。巻取温度７００〜７４０
℃とすることによりこれらが何れも高く得られることは
図示の如くである。
巻取温度の影響をまとめて表した図表であって、熱延巻
取温度と複合析出物の平均粒径（ｄcomp.)、Cu単独析出
物の平均粒径（ｄε-Cu ) 、Ti系析出物間の平均距離λ
および鋼中のCu含有量の内Ti系析出物を核として析出す
る比率との関係を示している。巻取温度７００〜７４０
℃とすることによりこれらが何れも高く得られることは
図示の如くである。
【００４１】図５は、ランクフォード値と前記複合析出
物の平均粒径（ｄcomp.)との関係を示す図面である。こ
の図により、高ランクフォード値を得るには、平均粒径
が２００nm以上の複合析出物を有することが必要である
ことがわかる。
物の平均粒径（ｄcomp.)との関係を示す図面である。こ
の図により、高ランクフォード値を得るには、平均粒径
が２００nm以上の複合析出物を有することが必要である
ことがわかる。
【００４２】さて、本発明者らは、熱延板中でのCuの析
出状態を制御した場合、その後の冷間圧延、焼鈍後の時
効硬化特性には何ら影響を及ぼさないことをも明らかに
した。つまり、図６に示すように時効硬化量は熱延板中
の析出物のサイズには依存しない。これはTi系析出物を
核として析出したε−Cuは再結晶集合組織の形成時には
本発明の技術により無害化されるが、その後の均熱時に
固溶し、時効硬化には寄与することが明らかになった。
出状態を制御した場合、その後の冷間圧延、焼鈍後の時
効硬化特性には何ら影響を及ぼさないことをも明らかに
した。つまり、図６に示すように時効硬化量は熱延板中
の析出物のサイズには依存しない。これはTi系析出物を
核として析出したε−Cuは再結晶集合組織の形成時には
本発明の技術により無害化されるが、その後の均熱時に
固溶し、時効硬化には寄与することが明らかになった。
【００４３】本発明によるものは更に電気亜鉛めっきを
施すことができ、それによって高耐食性の深絞り用高強
度冷延鋼板を提供する。斯かる高耐食性と深絞り性およ
び高強度性の３特性を共に具備した冷延鋼板は自動車用
車体用として頗る有用な鋼板であることは明かであっ
て、軽量でしかも耐用性に優れた車体を提供する。
施すことができ、それによって高耐食性の深絞り用高強
度冷延鋼板を提供する。斯かる高耐食性と深絞り性およ
び高強度性の３特性を共に具備した冷延鋼板は自動車用
車体用として頗る有用な鋼板であることは明かであっ
て、軽量でしかも耐用性に優れた車体を提供する。
【００４４】
【実施例】本発明によるものの具体的な実施例について
以下に説明するが、本発明は勿論これらの実施例に限定
されるものでないことは当然である。
以下に説明するが、本発明は勿論これらの実施例に限定
されるものでないことは当然である。
【００４５】実施例１ 次の表１に示す化学成分の鋼を溶製してスラブとしたも
のを熱間圧延して板厚4.０mmの熱延板とし、巻取温度を
４５０〜８５０℃の範囲で変化させて巻取った。つぎに
酸洗した後、冷間圧延を施して0.８mmとしたものを８５
０℃で連続焼鈍を行い、0.５％の調質圧延を行った後、
引張試験片を採取して引張試験を行った。
のを熱間圧延して板厚4.０mmの熱延板とし、巻取温度を
４５０〜８５０℃の範囲で変化させて巻取った。つぎに
酸洗した後、冷間圧延を施して0.８mmとしたものを８５
０℃で連続焼鈍を行い、0.５％の調質圧延を行った後、
引張試験片を採取して引張試験を行った。
【００４６】
【表１】
【００４７】上記のようにして得られた結果は図８に示
す。即ち鋼１、２ともに巻取温度が５００〜６５０℃ま
での場合、ランクフォード値は著しく劣化するが、６８
０℃を越えても鋼１の場合はＢが添加されていないため
ランクフォード値はそれほど上昇しない。しかし鋼２の
場合はＢとCuの複合効果により、熱延巻取温度が６８０
℃以上で急激に上昇し始める。また８００℃を越えると
ランクフォード値が劣化し始める。
す。即ち鋼１、２ともに巻取温度が５００〜６５０℃ま
での場合、ランクフォード値は著しく劣化するが、６８
０℃を越えても鋼１の場合はＢが添加されていないため
ランクフォード値はそれほど上昇しない。しかし鋼２の
場合はＢとCuの複合効果により、熱延巻取温度が６８０
℃以上で急激に上昇し始める。また８００℃を越えると
ランクフォード値が劣化し始める。
【００４８】実施例２ 次の表２に示す化学成分の鋼を溶製してスラブとしたも
のを熱間圧延して板厚4.０mmの熱延板とし、巻取温度を
４５０、６４０、７２０℃の３水準変化させて巻取っ
た。つぎに酸洗した後、冷間圧延を施して0.８mmとした
ものを８５０℃で連続焼鈍を行い、0.５％の調質圧延を
行った後、引張試験片を採取して引張試験を行った。
のを熱間圧延して板厚4.０mmの熱延板とし、巻取温度を
４５０、６４０、７２０℃の３水準変化させて巻取っ
た。つぎに酸洗した後、冷間圧延を施して0.８mmとした
ものを８５０℃で連続焼鈍を行い、0.５％の調質圧延を
行った後、引張試験片を採取して引張試験を行った。
【００４９】
【表２】
【００５０】前記のように試験した結果を図９に示す
が、Ｂ無添加鋼の場合、Cu量が増加するに伴ってランク
フォード値は劣化する。しかし、Ｂ添加鋼の場合、４５
０℃巻取ではCu添加量が増加してもランクフォード値の
劣化はほとんど見られないが、大きな値は得られない。
また、６４０℃程度の温度ではCuが0.５％以上含有され
るとランクフォード値は著しく劣化するが、７２０℃巻
取でランクフォード値はCu添加量とともに増加する。
が、Ｂ無添加鋼の場合、Cu量が増加するに伴ってランク
フォード値は劣化する。しかし、Ｂ添加鋼の場合、４５
０℃巻取ではCu添加量が増加してもランクフォード値の
劣化はほとんど見られないが、大きな値は得られない。
また、６４０℃程度の温度ではCuが0.５％以上含有され
るとランクフォード値は著しく劣化するが、７２０℃巻
取でランクフォード値はCu添加量とともに増加する。
【００５１】実施例３ 次の表３に示す化学成分の鋼を溶製してスラブとしたも
のを熱間圧延して板厚4.０mmの熱延板とし、コイルに巻
取った。つぎに酸洗した後、冷間圧延を施して0.８mmと
したものを８５０℃で連続焼鈍を行い、0.５％の調質圧
延を行った後、引張試験片を採取して引張試験に供し
た。また焼鈍板に５５０℃×１ｈの熱処理を施したもの
についても同様に引張試験を行った。更に、焼鈍板より
直径１００mmのブランクを打ち抜き、それをカップ状に
深絞り成形を施したものに５５０℃×１ｈの熱処理をし
たものについて二次加工脆化遷移温度を測定した。
のを熱間圧延して板厚4.０mmの熱延板とし、コイルに巻
取った。つぎに酸洗した後、冷間圧延を施して0.８mmと
したものを８５０℃で連続焼鈍を行い、0.５％の調質圧
延を行った後、引張試験片を採取して引張試験に供し
た。また焼鈍板に５５０℃×１ｈの熱処理を施したもの
についても同様に引張試験を行った。更に、焼鈍板より
直径１００mmのブランクを打ち抜き、それをカップ状に
深絞り成形を施したものに５５０℃×１ｈの熱処理をし
たものについて二次加工脆化遷移温度を測定した。
【００５２】
【表３】
【００５３】具体的な巻取温度およびそれぞれの測定結
果は次の表４に示す如くである。
果は次の表４に示す如くである。
【００５４】
【表４】
【００５５】実施例４ また、本発明者らは次の表５および表６に示す組成の各
鋼を溶製し、スラブ加熱温度１２００℃、仕上温度９０
０℃、巻取温度４５０〜８００℃の条件下で熱間圧延に
より3.２mm厚の熱延板に仕上げた。
鋼を溶製し、スラブ加熱温度１２００℃、仕上温度９０
０℃、巻取温度４５０〜８００℃の条件下で熱間圧延に
より3.２mm厚の熱延板に仕上げた。
【００５６】
【表５】
【００５７】
【表６】
【００５８】これらの熱延板から析出物観察用透過電子
顕微鏡サンプルを採取し、鋼中に析出したε−Cuおよび
Ti系析出物を核として析出したε−Cuとの複合析出物等
の観察を行った。なお、複合析出したCu量は熱延板か
ら、透過電子顕微鏡によって、複数視野観察することに
より定量した。熱延板中の析出物の状態と巻取温度との
関係を表７〜表１１に示す。
顕微鏡サンプルを採取し、鋼中に析出したε−Cuおよび
Ti系析出物を核として析出したε−Cuとの複合析出物等
の観察を行った。なお、複合析出したCu量は熱延板か
ら、透過電子顕微鏡によって、複数視野観察することに
より定量した。熱延板中の析出物の状態と巻取温度との
関係を表７〜表１１に示す。
【００５９】
【表７】
【００６０】
【表８】
【００６１】
【表９】
【００６２】
【表１０】
【００６３】
【表１１】
【００６４】また、得られた熱延板を酸洗後、これらを
0.８mm厚まで圧下率７５％で冷間圧延し、次いで８５０
℃で均熱後冷却を行い、冷延焼鈍板を得た。得られた焼
鈍板に伸張率0.５％の調質圧延を施した後、ＪＩＳ５号
試験片を採取し、引張試験を行い、ランクフォード値
（３方向平均値）の測定も行った。更に、焼鈍板に５０
０℃で１０時間の時効処理を行った後に、引張試験およ
びランクフォード値（３方向平均値）を測定した。焼鈍
板および時効処理鋼板の機械的性質を前記表７〜表１１
にまとめて示すが、Ti系析出物を核とした複合析出物の
比率（Ｐ1 ％）が８０％以上のものにおいてランクフォ
ード値（ｒ1 ，ｒ2 ）は何れも高い。
0.８mm厚まで圧下率７５％で冷間圧延し、次いで８５０
℃で均熱後冷却を行い、冷延焼鈍板を得た。得られた焼
鈍板に伸張率0.５％の調質圧延を施した後、ＪＩＳ５号
試験片を採取し、引張試験を行い、ランクフォード値
（３方向平均値）の測定も行った。更に、焼鈍板に５０
０℃で１０時間の時効処理を行った後に、引張試験およ
びランクフォード値（３方向平均値）を測定した。焼鈍
板および時効処理鋼板の機械的性質を前記表７〜表１１
にまとめて示すが、Ti系析出物を核とした複合析出物の
比率（Ｐ1 ％）が８０％以上のものにおいてランクフォ
ード値（ｒ1 ，ｒ2 ）は何れも高い。
【００６５】更に、時効処理した鋼板に亜鉛−ニッケル
合金電気めっきを片面当たり２０ｇ／m2施した鋼板を用
いて塩水噴霧試験した時に赤錆が発生し始める時間（Ｐ
3)を表７〜表１１に併せて示す。なお、表７〜表１１に
は亜鉛−ニッケル合金電気めっきを一例としてその耐食
性を示すが、その他のめっき種として純亜鉛電気めっき
および亜鉛−鉄、亜鉛−コバルト等の亜鉛系合金電気め
っき、更には亜鉛系分散めっき等を用いることにより高
い耐食性が実現される。
合金電気めっきを片面当たり２０ｇ／m2施した鋼板を用
いて塩水噴霧試験した時に赤錆が発生し始める時間（Ｐ
3)を表７〜表１１に併せて示す。なお、表７〜表１１に
は亜鉛−ニッケル合金電気めっきを一例としてその耐食
性を示すが、その他のめっき種として純亜鉛電気めっき
および亜鉛−鉄、亜鉛−コバルト等の亜鉛系合金電気め
っき、更には亜鉛系分散めっき等を用いることにより高
い耐食性が実現される。
【００６６】また、前述のように焼鈍板において高いラ
ンクフォード値を得るための有効な方法として、熱延板
処理することを述べたが、この熱延板処理が有効なるこ
とは次の表１２に示す如くである。即ち表１２では、表
７〜表１１に示す本発明鋼の内で、特にCu添加量を変化
させた鋼（No. ３，４，５，６）の中で４５０℃付近で
低温巻取した場合を例として示す。
ンクフォード値を得るための有効な方法として、熱延板
処理することを述べたが、この熱延板処理が有効なるこ
とは次の表１２に示す如くである。即ち表１２では、表
７〜表１１に示す本発明鋼の内で、特にCu添加量を変化
させた鋼（No. ３，４，５，６）の中で４５０℃付近で
低温巻取した場合を例として示す。
【００６７】
【表１２】
【００６８】即ち、このような表１２によるときは低温
巻取材の場合であっても、所定の熱延板処理を行うこと
によって、同様に高いランクフォード値が得られること
は明かである。
巻取材の場合であっても、所定の熱延板処理を行うこと
によって、同様に高いランクフォード値が得られること
は明かである。
【００６９】次に、２次加工脆化の観点から、Ｂおよび
Ｐの作用効果について述べる。前記した表７〜表１１に
示す鋼の内、ＢおよびＰの添加量バランスを変えた鋼
（ No.１５，１６，１７，１８，１９，３３，３４，３
５）を用い、熱延条件として巻取温度を７００〜７４０
℃とした場合に限って、上記と同様の条件の下で、冷間
圧延、焼鈍、調質圧延および時効処理を行った。
Ｐの作用効果について述べる。前記した表７〜表１１に
示す鋼の内、ＢおよびＰの添加量バランスを変えた鋼
（ No.１５，１６，１７，１８，１９，３３，３４，３
５）を用い、熱延条件として巻取温度を７００〜７４０
℃とした場合に限って、上記と同様の条件の下で、冷間
圧延、焼鈍、調質圧延および時効処理を行った。
【００７０】前記したような時効処理板より、直径１０
０mmのブランクを打ち抜き、それを内径５０mmのカップ
状に深絞り成形を施したものを用いて、２次加工脆化遷
移温度を測定した。その結果を図７に示すが、この図か
らＰの添加により２次加工脆化が促進されることおよび
２次加工脆化に対してＢの添加が有効であることが明ら
かである。
０mmのブランクを打ち抜き、それを内径５０mmのカップ
状に深絞り成形を施したものを用いて、２次加工脆化遷
移温度を測定した。その結果を図７に示すが、この図か
らＰの添加により２次加工脆化が促進されることおよび
２次加工脆化に対してＢの添加が有効であることが明ら
かである。
【００７１】
【発明の効果】以上説明したような本発明によるときは
焼鈍後に深絞り用軟鋼板なみの成形性を有し、しかも時
効後に著しく強度の上昇する冷延鋼板を提供し、またTi
系析出物を核とした複合析出物を適切に生成せしめ、高
強度でしかも高いランクフォード値をもった鋼板を提供
せしめ、何れにしても自動車などの軽量化を有効に得し
め、あるいは高耐食性めっき鋼板を提供し得るものであ
って、工業的にその効果の大きい発明である。
焼鈍後に深絞り用軟鋼板なみの成形性を有し、しかも時
効後に著しく強度の上昇する冷延鋼板を提供し、またTi
系析出物を核とした複合析出物を適切に生成せしめ、高
強度でしかも高いランクフォード値をもった鋼板を提供
せしめ、何れにしても自動車などの軽量化を有効に得し
め、あるいは高耐食性めっき鋼板を提供し得るものであ
って、工業的にその効果の大きい発明である。
【図１】熱延巻取温度と熱延鋼板を酸洗して冷間圧延を
施した後、焼鈍した鋼板のランクフォード値との関係を
示すグラフである。
施した後、焼鈍した鋼板のランクフォード値との関係を
示すグラフである。
【図２】熱延巻取温度と熱延板で観察される析出物との
関係を示す図面である。
関係を示す図面である。
【図３】巻取温度を７２０℃とした場合に、熱延板に観
察される析出物の写真およびエネルギー分散型Ｘ線分析
法（ＥＤＳ）による元素分析結果を示す図面である。
察される析出物の写真およびエネルギー分散型Ｘ線分析
法（ＥＤＳ）による元素分析結果を示す図面である。
【図４】熱延巻取温度と複合析出物の平均粒径
（ｄcomp.)、Cu単独析出物の平均粒径（ｄε-Cu ) 、Ti
系析出物の平均距離λおよび鋼中のCu含有量の内Ti系析
出物を核として析出する比率との関係を示すグラフであ
る。
（ｄcomp.)、Cu単独析出物の平均粒径（ｄε-Cu ) 、Ti
系析出物の平均距離λおよび鋼中のCu含有量の内Ti系析
出物を核として析出する比率との関係を示すグラフであ
る。
【図５】ランクフォード値と複合析出物の平均粒径（ｄ
comp.)との関係を示すグラフである。
comp.)との関係を示すグラフである。
【図６】焼鈍後の時効硬化処理による時効硬化量と熱延
板中の析出物のサイズとの関係を示すグラフである。
板中の析出物のサイズとの関係を示すグラフである。
【図７】ＢおよびＰの添加量バランスを変えた鋼を用い
た場合、２次加工脆化遷移温度に及ぼすＢおよびＰ添加
量を影響を示すグラフである。
た場合、２次加工脆化遷移温度に及ぼすＢおよびＰ添加
量を影響を示すグラフである。
【図８】Cuが1.０％の場合に巻取温度がランクフォード
値に及ぼす影響を示した図表である。
値に及ぼす影響を示した図表である。
【図９】Cu添加量がランクフォード値に及ぼす影響を示
した図表である。
した図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大崎 恭紀 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 (56)参考文献 特開 平２−173213（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−4429（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−197545（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−217415（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−145726（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C21D 8/04 C21D 9/48 C22C 38/16
Claims (5)
- 【請求項１】 wt％で、Ｃ：0.010 ％以下， Si：
1.0 ％以下， Mn：0.15〜2.5 ％， Ｐ：0.01％以下，
Ｓ：0.01％以下， Al：0.06％以下， Ｎ：0.0040％以下，
Cu：0.5 〜2.0 ％， Ni：1.0 ％以下， Ti：0.005 〜0.1 ％，
Nb：0.002 〜0.05％， Ｂ：0.0005〜0.0020％ を含有し、かつ鋼中のCu含有量の内８０％以上が、Ti系
析出物を核とした平均粒径が２００nm以上の複合析出物
であり，ランクフォード値が1.８以上であることを特徴
とした深絞り用高強度冷延鋼板。 - 【請求項２】 冷間圧延し焼鈍工程を経てから４００℃
以上の時効処理を経た鋼板においても、ランクフォード
値が1.８以上で、引張強さが４４０ N／mm2以上である
ことを特徴とする請求項１に記載の深絞り用高強度冷延
鋼板。 - 【請求項３】 請求項１に記載の成分組成をもった鋼を
熱間圧延後、６８０〜８００℃で巻取り、５００〜６０
０℃での時効処理後特性引張強さが４４０Ｎ／mm2 以上
で、ランクフォード値が1.８以上とされたことを特徴と
する深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１に記載の成分組成をもった鋼を
Ａr3点以上で熱間圧延し、６８０〜８００℃で巻取った
熱延鋼帯を酸洗し、６０〜９０％の圧下率で冷間圧延し
た後、７５０〜８７０℃の温度で連続焼鈍を行い、その
後５００〜６００℃の温度で時効処理を行うことを特徴
とする深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 電気亜鉛めっきを有することを特徴とし
た請求項２に記載の深絞り用高強度冷延鋼板。
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Applications Claiming Priority (3)
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|---|---|---|---|
| JP3-276269 | 1991-09-30 | ||
| JP27626991 | 1991-09-30 | ||
| JP18163692A JP3269121B2 (ja) | 1991-09-30 | 1992-06-17 | 深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
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| JP18163692A Expired - Fee Related JP3269121B2 (ja) | 1991-09-30 | 1992-06-17 | 深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
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- 1992-06-17 JP JP18163692A patent/JP3269121B2/ja not_active Expired - Fee Related
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