JPH03253543A - 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板 - Google Patents
耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板Info
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
（産業上の利用分野）
本発明は耐２次加工脆性又は焼付は硬化性に優れた深絞
り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）近年、自動車
部材や電気機器外板に使用される冷延鋼板には高いプレ
ス成形性及び耐蝕性が要求されている。 このような要求を満たすことを意図した冷延鋼板の製造
方法としては、極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂなとの炭窒化物
形成元素を単独又は複合添加して鋼中のＣ，Ｎを固定す
ることにより深絞り性に有利な（１１１）面方位集合組
織を発達させ、更に亜鉛メッキを施す方法が提案されて
いる。 しかし、一方では、Ｔｉ、Ｎｂなどの炭窒化物形成元素
により鋼中のＣ，Ｎを充分固定した極低炭素鋼では、プ
レス成形後の２次加工において脆性破断による割れが発
生する問題がある。更に、Ｐ添加鋼では粒界にＰが偏析
し、粒界の脆化を助長するという問題がある。これは、
鋼中の固溶Ｃが固定され、フェライト粒界へのＣの偏析
がなくなり、粒界が脆化するためである。特に溶融亜鉛
メッキ鋼板では、この脆弱化した粒界に溶融亜鉛が侵入
し易く、更に脆化を助長する。 この粒界脆化を解決する手段として、従来、予め鋼中の
Ｃ，Ｎが残存するようにＴｉやＮｂの添加量を制御して
溶製することが試みられていた。しかし、この方法では
、例え固溶Ｃ，Ｎが残存する成分鋼が溶製できたとして
も、この固溶Ｃ，Ｎは本質的に鋼のｒ値や延性を劣化さ
せるものであるので、プレス成形性の大幅な低下を来た
さざるを得なかった。すなわち、本質的にプレス成形性
と耐２次加工脆性は両立し得ないものであった。また一
方、このような微量Ｃ，Ｎを溶製段階で残存させること
は、技術上成り立つものでなかった。 この点、従来より、以下のような提案がなされているが
、プレス成形性と耐２次加工脆性を共に優れたものとす
ることは困難である。 例えば、深絞り用鋼板の耐２次加工脆性を改善する目的
で、Ｔｉ、Ｎｂを添加して鋼中のＣを固定し、冷延後オ
ープンコイル焼鈍時に浸炭を行い、鋼板表面に浸炭層を
形成する方法（特開昭６３−３８５５６号）が提案され
ている。しかし、この方法の場合、長時間に及ぶバッチ
焼鈍の際に浸炭を実施するため、鋼板の表層部に高濃度
の浸炭層（浸炭層の平均Ｃ量：０．０２〜０．１０％）
が形成され、また表層部と中心層でフェライト粒度に差
が生じている。更に、こうしたバッチ焼鈍タイプでは当
然ながら生産性が低いと共に圧延方向、板幅方向の材質
が不均一になり易い不利を生じる。 また、化成処理性を改善する目的で極く表面層にのみ極
めて微量の固溶Ｃ，Ｎを与える方法（特公平１−４２３
３１号）が提案されているが、耐２次加工脆性を考慮し
たものでなく、したがって。 この方法では耐２次加工脆性を改善するに必要な浸炭を
行なうことは不可能である。 また、同様に、Ｔｉ、Ｎｂを添加して深絞り用鋼板を製
造する方法として、冷延後再結晶焼鈍を行った後、更に
浸炭処理を施す方法（特開平１−９６３３０号）もある
が、主に多量の炭化物、窒化物の析出による強度の上昇
を狙ったものであって。 耐２次加工脆性に対する配慮がなく、また焼鈍後にバッ
チにて長時間浸炭、浸炭処理を行なうため、浸炭量、浸
窒量が過剰且つ不均一となり易く、しかも生産性が低く
、工程も煩雑になるという欠点がある。 また、上述の耐２次加工脆性の改善の問題のほか、最近
では、耐テント性を向上させるために、塗装焼付は後に
鋼板の降伏応力が上昇する特性、いわゆる焼付は硬化性
の要求が高まっている。 この要求に対して、Ｃに対するＴｉ添加量を少な目にし
て固溶Ｃを残存させる方法（特公昭６１−２７３２号）
が提案されている。しかし、この方法では、例え固溶Ｃ
，Ｎを残存する成分鋼が溶製できたとしても、この固溶
Ｃ，Ｎは本質的に鋼のｒ値を劣化させるものであるので
、プレス成形性の大幅な低下を来たさざるを得なかった
。すなわち、本質的にプレス成形性と焼付は硬化性は両
立し得ないものであった。 また、前述の焼鈍過程での浸炭処理を利用した方法（特
開昭６３−３８５５６号）や、化成処理性を改善する方
法（特公平１−４２３３１号）方法は。 いずれも焼付は硬化性を考慮したものではなく、焼付は
硬化性の向上は不可能である。 更にまた、前述の如く、Ｔｉ、Ｎｂなどの炭窒化物形成
元素により鋼中のＣ，Ｎを充分固定した極低炭素鋼では
、焼付は硬化性を得ることはできない。 また、固溶Ｃを残存させる方法は、目標値より多すぎる
と常温時効を劣化させ、少なすぎると焼付は硬化性を確
保できない。製鋼工程において最適量のＣの残存を制御
することは極めて困難である。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって、極低炭素Ｔ１又はＮｂ添加鋼を用い
て、深絞り性と耐２次加工脆性又は焼付は硬化性が共に
優れた冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を生産性よ
く製造する方法を提供することを目的とするものである
。 （課題を解決するための手段） 本発明者は、前記課題を解決するため、化学成分、並び
に固溶Ｃの量及び分布状況などについて鋭意研究を重ね
た結果、ここに本発明をなしたものである。 すなわち、本発明は、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．
２％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．１０％
以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ、Ａｌ１：０．０１
〜０．０８％及びＮ：Ｏ，００５％以下を含有し、更に
Ｔｉ及びＮｂの１種又は２種を、次式（１）で定義され
る有効Ｔｉ量（以下、Ｔｉ本という）及びＮｂ量とＣ量
との関係が次式（２）を満足する範囲で含有し、 Ｔｉ＊＝ｔｏｔ、ａ Ｑ Ｔｉ −（（４８／３２）
Ｘ Ｓ ＋ （４８／１４） Ｘ Ｎ）・・・（１） １ ≦（Ｔｉ本／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）≦
４．５・・・（２）必要に応じて更にＢ：Ｏ，００３％
以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる
組成を有する鋼であって、浸炭処理により表面から中心
部にかけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下するような濃度勾
配を有し、表層１／１０の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度の
最大量を１５ｐｐｍとし、鋼板全体の固溶Ｃ量を２〜１
０ｐｐ−とすることを特徴とする耐２次加工脆性に優れ
た深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を要旨
とするものである。 また、他の本発明は、前記組成を有する鋼であって、浸
炭処理により表面から中心部にかけて板厚方向に固溶Ｃ
量が低下するような濃度勾配を有し、表層１／１０の板
厚比の部分の固溶Ｃ濃度の最大量を６０ｐｐｍとして、
鋼板全体の固溶Ｃ量を５〜３０ρρ−とすることを特徴
とする焼付は硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融
亜鉛メッキ冷延鋼板を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （作用） まず、本発明における鋼の化学成分限定理由について説
明する。 Ｃ： Ｃは、その含有量が増大するにつれてＣを固定するＴｉ
、Ｎｂの添加量が増加し、製造費用の増加につながり、
更にＴｉＣ及びＮｂＣ析出量が増大し、粒成長を阻害し
てｒ値を劣化させるので、０．０工％以下とする必要が
ある。なお、下限値は特に制限しないが、製鋼技術上の
観点から製鋼段階におけるＣ含有量の下限値０．０００
３％とするのが実際的である。したがって、Ｃ含有量は
０．０１％以下とし、０．０００３〜０．０１％が望ま
しい。 更には、後述するように、優れた耐２次加工脆性を得る
ためには、表面から中心部にかけて板厚方向に固溶Ｃ量
が低下するような濃度勾配を有し、表層ｌ／１０の板厚
比の部分の固溶Ｃ濃度の最大量を１５Ｐｐ■とし、鋼板
全体の固溶Ｃ量を２〜１０ ｐｐｍとする必要がある。 但し、優れた焼付は硬化性を得るためには、上記濃度勾
配を有すると共に、表層１／１０の板厚比の部分の固溶
Ｃ濃度の最大量は６０ｐｐ＋ｉまで許容でき、鋼板全体
の固溶Ｃ量を５〜３０ｐｐｍとする。なお、このような
固溶Ｃの存在状態を与えるための手段は問わないが、メ
ッキ処理前の焼鈍過程においてＣポテンシャルを有する
雰囲気から与えることが生産性の観点から好ましい。 Ｓｉ： Ｓｉは溶鋼の脱酸を主目的に添加されるが、添加量方多
すぎると表面性状や亜鉛密着性、化成処理或いは塗装性
を劣化させるので、その含有量は０．２％以下とする。 Ｍｎ： Ｍｎは熱間脆性の防止を主目的に添加されるが、０．０
５％より少ないとその効果が得られず、添加量が多すぎ
ると延性を劣化させるので、その含有量は０．０５〜１
．０％の範囲とする。 Ｐ： Ｐはｒ値の低下を伴うことなく調速度を高める効果を有
するが１粒界に偏析し、２次加工脆性を起こし易くする
ので、その含有量は０．１０％以下に抑制する。 Ｓ： ＳはＴ１と結合してＴｉＳを形成するので、その含有量
が増大するとＣ，Ｎを固定するのに必要なＴｉ量が増大
し、またＭｎＳ系伸長した介在物が増加して局部延性を
劣化させるので、その含有量は０．０２％以下に抑制す
る。 ｓｏｌ．Ａｌ： ＡＱは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その含有量が
ｓｏｌ、Ａｆｌで０．０１％より少ないと、その目的が
遠戚されず、一方、０．０８％を超えると脱酸効果は飽
和すると共にＡＱ２０３介在物が増加して加工成形性を
劣化させる。したがって、その含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ
で０．０１〜０．０８％の範囲とする。 Ｎ： ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成するので、その含有量
が増大するとＣを固定するのに必要なＴｉ量が増大する
。またＴｉＮ析出量が増加して粒成長が阻害され、ｒ値
が劣化する。したがって、その含有量は、少ないほど好
ましく、０．００５％以下に抑制する。 Ｔｉ、 Ｎｂ： Ｔｉ、ＮｂはＣ，Ｎを固定することによってｒ値を高め
る作用がある。よって１本発明の目的に対してはＴｉ本
量、Ｎｂ量とＣ量との関係が次式（２）％式％（２） を満足する範囲で含有させる必要がある。なお、Ｔｉは
前述の如＜Ｓ、Ｎと結合してＴｉＳ、ＴｉＮを形成する
ので、次式（１）に従い有効Ｔｉ量（Ｔｉ本量）に換算
する。 ’ｒｉｍ＝ｔｏｔａＱ ’ｒｉ−（（４８／３２）Ｘ
Ｓ ＋（４８／１４）Ｘ Ｎ）・・・（１） （２）式の値が１より小さいとＣ，Ｎを充分に固定する
ことができずにｒ値を劣化させる。また４゜５を超える
とｒ値を高める作用が飽和すると共に、固溶Ｔｉ、Ｎｂ
が後工程での雰囲気焼鈍時に侵入したＣをすぐに固定し
てしまい、Ｃの粒界偏析及び固溶Ｃとしての存在を阻止
するので好ましくない。 Ｂ： Ｂは耐２次加工脆性に対して有効な元素であり、必要に
応じて添加することができる。焼付は硬化性の向上を意
図する場合にも耐２次加工脆性を補充するために添加し
てもよい。しかし、０．００３％を超えるとその効果は
飽和し、ｒ値を低下させるので、経済性をも考慮し、そ
の含有量は０゜００３％以下とする。なお、Ｏ，０ＯＯ
１％以下では上記効果が少ないので、０．０００１〜０
．０Ｏ３％の範囲が望ましい。 次に、本発明に係る鋼板の製造方法は、特に制限される
ものではないが、以下にその一例について説明する。 上記成分組成の鋼について、通常の製造工程、すなわち
、１０００〜１２５０℃に加熱した後、オーステナイト
域で熱間圧延を行う。熱間圧延後の巻取温度は鋼中の固
溶Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定するために５００〜８０
０℃の範囲で行うことが好ましい。 冷間圧延においては、ｒ値に有利な（１１１）面方位集
合組織を発達させるために、６０〜９０％のトータル圧
延率で行うことが好ましい。この冷間圧延後、浸炭雰囲
気ガス中で再結晶温度以上の範囲で連続焼鈍を行い、ｒ
値に有利な（１１１）面方位集合組織を形成させる。 既に知られているように、ｒ値は主として鋼の（１１１
）面方位集合組織に依存しており、再結晶焼鈍前に巻取
処理によって固溶Ｃ及び固溶Ｎを完全に除くのは、上記
の集合組織を得るためである。 しかし、−旦、再結晶が完了し集合組織が形成されれば
、その後に侵入するＣやＮはｒ値には悪影響を与えない
。焼鈍雰囲気はカーボンポテンシャルを制御した浸炭ガ
スとする。これにより、浸炭雰囲気中より侵入したＣの
うち、ＴｉＣ，ＮｂＣとして固定されなかったＣが粒界
に偏析して耐２次加工脆性を改善し、所定量の固溶Ｃは
耐２次加工脆性や焼付は硬化性を改善する。 本発明では過時効処理を必要としないが、メッキ浴近傍
温度で過時効処理を行なってもよい。亜鉛メッキ冷延鋼
板を得る場合には、引き続いて溶融亜鉛メッキ浴に侵入
させ、メッキを行う。更に必要に応じて合金化処理を行
ってもよい。 勿論、焼鈍原板の製造方法として、フェライト域熱延、
ホットチャージローリング、薄スラブを用いての製造な
ど、如何なる手段を用いても良いことは云うまでもない
。 次に、固溶Ｃ量のコントロールと、耐２次加工脆性或い
は焼付は硬化性の関係について、以下に説明する。 ２次加工脆性は、極低炭素Ｔｉ添加鋼等においては、粒
界の純度が向上し、粒界におけるＦｅ−Ｆｅ結合力が低
下することにより生ずる。更に溶融亜鉛メッキ処理にお
いてＺｎが粒界に拡散浸透し、更にＦｅ−Ｆｅ結合力を
低下する。したがって耐２次加工脆性を改善するために
は両者の要因を防止できれば達成される。前者の対策は
、Ｃを粒界に偏析させることであり、後者の対策は、同
様にＣを粒界に偏析させることで達成される。特に後者
についてＺｎの浸透深さが結晶粒数個分、すなわち５０
μ■程度であることから、その程度の板厚分だけ集中的
に浸炭させることが効果的である。よって、表面から中
心部にかけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下するような濃度
勾配を有し、表層１／１０の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度
の最大量を１５ｐｐ園とすることが最も優れた耐２次脆
性を発揮することとなる。また、深絞り成形後の脆性破
壊は表層部を起点することから１表層部の粒界強度が固
溶Ｃの粒界偏析により強化されておれば。 板厚中心部での粒界偏析Ｃが少なくとも、或いは０であ
っても、その顕著な効果が得られることも確認した。な
お、表層部の固溶Ｃ量が１５ｐｐｍを超えると、鋼板全
体の平均固溶Ｃ量が１０ｐｐｍを超えてしまい、その場
合には時効による材質劣化、強度の上昇、延性の低下等
の問題が生ずるため、好ましくない。鋼板全体の平均固
溶Ｃ量が２ ｐｐｍ未満では、固溶Ｃが不足し、耐２次
加工脆性を得ることができない。 一方、焼付は硬化性は、通常、極低炭素Ｔｉ添加鋼等に
おいては固溶Ｃが残存しないため、付与することは不可
能であるが、再結晶が完了し集合組織が形成された後で
固溶Ｃの導入が図れるならば、高いｒ値を維持しつつ焼
付は硬化性を付与させることができる。更に表面から中
心部にかけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下するような濃度
勾配を有し、表層１／１０の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度
の最大量を６０ｐｐｍとすることにより、表層部の硬化
が最も促進され、疲労強度の向上、石などの衝突による
表面損傷の防止、耐プントレジスタンス性の向上など、
自動車外板に求められる特性にとって優れた効果を発揮
することになる。表層部の固溶Ｃ量が６０ｐｐ−を超え
ると、鋼板全体の固溶Ｃ量を３０ｐｐｍ＋以下とするこ
とが不可能となり、その場合には時効による材質劣化の
問題が生ずるため好ましくない。鋼板全体の固溶Ｃ量が
５ ｐｐｍ未満では、固溶Ｃが不足し、焼付は硬化性を
付与することができない。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 失嵐負上 第１表に示す化学成分を有する極低炭素鋼を１１５０℃
で３０分間加熱して溶体化処理を行った後、仕上温度８
９０℃で熱間圧延を終了し、その後６７０℃で巻取処理
を行い、酸洗後、圧下率７５％で冷間圧延を行い、浸炭
雰囲気又は不活性ガス中において連続焼鈍により７８０
℃で４０秒の再結晶焼鈍を行った。なお、浸炭ガスは０
．２〜０．８％ＣＯ＋４％Ｈ２＋Ｎ、を用い、不活性ガ
スは４％Ｈ，＋ Ｎ、を用いた。 その後、４５０℃で溶融亜鉛メッキ処理を行い、０ 、
８ ％のスキンパスを施した。 得られた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の機械的性質と固溶Ｃ
量（全板厚方向平均値）及び２次加工脆性限界温度を第
２表に示す。 なお、脆性試験は、総絞り比２．７でカップ成形して得
られたカップを３５■■高さにトリムした後、各試験温
度の冷媒中にカップを置いて、頂角４０″′の円錐ポン
チに押し込んで脆性破壌の発生しない限界温度を測定し
、これを２次加工脆性限界温度とした。 第２表より明らかなように、本発明鋼は、従来鋼に比べ
、探絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板としての要求を損ね
ることなく、耐２次加工脆性が改善されている。 因みに、本発明鋼恥３について、固溶Ｃ量の板厚方向の
分布を調べた結果、第１図に示すように浸炭処理した場
合に表面から中心部にかけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下
する濃度分布を示していた。 しかも、ガスＢによる浸炭処理の場合１表層１／１０の
板厚比の部分の固溶Ｃ濃度が１５ｐｐ−以下であり、第
２図に示すように耐２次加工脆性及びｒ値が共に改善さ
れていることが確認された。 一方、第２表に示すように、本発明範囲の化学成分を有
していない比較鋼や、本発明範囲内の化学成分を有して
いても固溶Ｃ量に関する条件が本発明範囲外の比較鋼は
、ｒ値又は耐２次加工脆性のいずれかが劣っている。
り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）近年、自動車
部材や電気機器外板に使用される冷延鋼板には高いプレ
ス成形性及び耐蝕性が要求されている。 このような要求を満たすことを意図した冷延鋼板の製造
方法としては、極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂなとの炭窒化物
形成元素を単独又は複合添加して鋼中のＣ，Ｎを固定す
ることにより深絞り性に有利な（１１１）面方位集合組
織を発達させ、更に亜鉛メッキを施す方法が提案されて
いる。 しかし、一方では、Ｔｉ、Ｎｂなどの炭窒化物形成元素
により鋼中のＣ，Ｎを充分固定した極低炭素鋼では、プ
レス成形後の２次加工において脆性破断による割れが発
生する問題がある。更に、Ｐ添加鋼では粒界にＰが偏析
し、粒界の脆化を助長するという問題がある。これは、
鋼中の固溶Ｃが固定され、フェライト粒界へのＣの偏析
がなくなり、粒界が脆化するためである。特に溶融亜鉛
メッキ鋼板では、この脆弱化した粒界に溶融亜鉛が侵入
し易く、更に脆化を助長する。 この粒界脆化を解決する手段として、従来、予め鋼中の
Ｃ，Ｎが残存するようにＴｉやＮｂの添加量を制御して
溶製することが試みられていた。しかし、この方法では
、例え固溶Ｃ，Ｎが残存する成分鋼が溶製できたとして
も、この固溶Ｃ，Ｎは本質的に鋼のｒ値や延性を劣化さ
せるものであるので、プレス成形性の大幅な低下を来た
さざるを得なかった。すなわち、本質的にプレス成形性
と耐２次加工脆性は両立し得ないものであった。また一
方、このような微量Ｃ，Ｎを溶製段階で残存させること
は、技術上成り立つものでなかった。 この点、従来より、以下のような提案がなされているが
、プレス成形性と耐２次加工脆性を共に優れたものとす
ることは困難である。 例えば、深絞り用鋼板の耐２次加工脆性を改善する目的
で、Ｔｉ、Ｎｂを添加して鋼中のＣを固定し、冷延後オ
ープンコイル焼鈍時に浸炭を行い、鋼板表面に浸炭層を
形成する方法（特開昭６３−３８５５６号）が提案され
ている。しかし、この方法の場合、長時間に及ぶバッチ
焼鈍の際に浸炭を実施するため、鋼板の表層部に高濃度
の浸炭層（浸炭層の平均Ｃ量：０．０２〜０．１０％）
が形成され、また表層部と中心層でフェライト粒度に差
が生じている。更に、こうしたバッチ焼鈍タイプでは当
然ながら生産性が低いと共に圧延方向、板幅方向の材質
が不均一になり易い不利を生じる。 また、化成処理性を改善する目的で極く表面層にのみ極
めて微量の固溶Ｃ，Ｎを与える方法（特公平１−４２３
３１号）が提案されているが、耐２次加工脆性を考慮し
たものでなく、したがって。 この方法では耐２次加工脆性を改善するに必要な浸炭を
行なうことは不可能である。 また、同様に、Ｔｉ、Ｎｂを添加して深絞り用鋼板を製
造する方法として、冷延後再結晶焼鈍を行った後、更に
浸炭処理を施す方法（特開平１−９６３３０号）もある
が、主に多量の炭化物、窒化物の析出による強度の上昇
を狙ったものであって。 耐２次加工脆性に対する配慮がなく、また焼鈍後にバッ
チにて長時間浸炭、浸炭処理を行なうため、浸炭量、浸
窒量が過剰且つ不均一となり易く、しかも生産性が低く
、工程も煩雑になるという欠点がある。 また、上述の耐２次加工脆性の改善の問題のほか、最近
では、耐テント性を向上させるために、塗装焼付は後に
鋼板の降伏応力が上昇する特性、いわゆる焼付は硬化性
の要求が高まっている。 この要求に対して、Ｃに対するＴｉ添加量を少な目にし
て固溶Ｃを残存させる方法（特公昭６１−２７３２号）
が提案されている。しかし、この方法では、例え固溶Ｃ
，Ｎを残存する成分鋼が溶製できたとしても、この固溶
Ｃ，Ｎは本質的に鋼のｒ値を劣化させるものであるので
、プレス成形性の大幅な低下を来たさざるを得なかった
。すなわち、本質的にプレス成形性と焼付は硬化性は両
立し得ないものであった。 また、前述の焼鈍過程での浸炭処理を利用した方法（特
開昭６３−３８５５６号）や、化成処理性を改善する方
法（特公平１−４２３３１号）方法は。 いずれも焼付は硬化性を考慮したものではなく、焼付は
硬化性の向上は不可能である。 更にまた、前述の如く、Ｔｉ、Ｎｂなどの炭窒化物形成
元素により鋼中のＣ，Ｎを充分固定した極低炭素鋼では
、焼付は硬化性を得ることはできない。 また、固溶Ｃを残存させる方法は、目標値より多すぎる
と常温時効を劣化させ、少なすぎると焼付は硬化性を確
保できない。製鋼工程において最適量のＣの残存を制御
することは極めて困難である。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって、極低炭素Ｔ１又はＮｂ添加鋼を用い
て、深絞り性と耐２次加工脆性又は焼付は硬化性が共に
優れた冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を生産性よ
く製造する方法を提供することを目的とするものである
。 （課題を解決するための手段） 本発明者は、前記課題を解決するため、化学成分、並び
に固溶Ｃの量及び分布状況などについて鋭意研究を重ね
た結果、ここに本発明をなしたものである。 すなわち、本発明は、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．
２％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．１０％
以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ、Ａｌ１：０．０１
〜０．０８％及びＮ：Ｏ，００５％以下を含有し、更に
Ｔｉ及びＮｂの１種又は２種を、次式（１）で定義され
る有効Ｔｉ量（以下、Ｔｉ本という）及びＮｂ量とＣ量
との関係が次式（２）を満足する範囲で含有し、 Ｔｉ＊＝ｔｏｔ、ａ Ｑ Ｔｉ −（（４８／３２）
Ｘ Ｓ ＋ （４８／１４） Ｘ Ｎ）・・・（１） １ ≦（Ｔｉ本／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）≦
４．５・・・（２）必要に応じて更にＢ：Ｏ，００３％
以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる
組成を有する鋼であって、浸炭処理により表面から中心
部にかけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下するような濃度勾
配を有し、表層１／１０の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度の
最大量を１５ｐｐｍとし、鋼板全体の固溶Ｃ量を２〜１
０ｐｐ−とすることを特徴とする耐２次加工脆性に優れ
た深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を要旨
とするものである。 また、他の本発明は、前記組成を有する鋼であって、浸
炭処理により表面から中心部にかけて板厚方向に固溶Ｃ
量が低下するような濃度勾配を有し、表層１／１０の板
厚比の部分の固溶Ｃ濃度の最大量を６０ｐｐｍとして、
鋼板全体の固溶Ｃ量を５〜３０ρρ−とすることを特徴
とする焼付は硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融
亜鉛メッキ冷延鋼板を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （作用） まず、本発明における鋼の化学成分限定理由について説
明する。 Ｃ： Ｃは、その含有量が増大するにつれてＣを固定するＴｉ
、Ｎｂの添加量が増加し、製造費用の増加につながり、
更にＴｉＣ及びＮｂＣ析出量が増大し、粒成長を阻害し
てｒ値を劣化させるので、０．０工％以下とする必要が
ある。なお、下限値は特に制限しないが、製鋼技術上の
観点から製鋼段階におけるＣ含有量の下限値０．０００
３％とするのが実際的である。したがって、Ｃ含有量は
０．０１％以下とし、０．０００３〜０．０１％が望ま
しい。 更には、後述するように、優れた耐２次加工脆性を得る
ためには、表面から中心部にかけて板厚方向に固溶Ｃ量
が低下するような濃度勾配を有し、表層ｌ／１０の板厚
比の部分の固溶Ｃ濃度の最大量を１５Ｐｐ■とし、鋼板
全体の固溶Ｃ量を２〜１０ ｐｐｍとする必要がある。 但し、優れた焼付は硬化性を得るためには、上記濃度勾
配を有すると共に、表層１／１０の板厚比の部分の固溶
Ｃ濃度の最大量は６０ｐｐ＋ｉまで許容でき、鋼板全体
の固溶Ｃ量を５〜３０ｐｐｍとする。なお、このような
固溶Ｃの存在状態を与えるための手段は問わないが、メ
ッキ処理前の焼鈍過程においてＣポテンシャルを有する
雰囲気から与えることが生産性の観点から好ましい。 Ｓｉ： Ｓｉは溶鋼の脱酸を主目的に添加されるが、添加量方多
すぎると表面性状や亜鉛密着性、化成処理或いは塗装性
を劣化させるので、その含有量は０．２％以下とする。 Ｍｎ： Ｍｎは熱間脆性の防止を主目的に添加されるが、０．０
５％より少ないとその効果が得られず、添加量が多すぎ
ると延性を劣化させるので、その含有量は０．０５〜１
．０％の範囲とする。 Ｐ： Ｐはｒ値の低下を伴うことなく調速度を高める効果を有
するが１粒界に偏析し、２次加工脆性を起こし易くする
ので、その含有量は０．１０％以下に抑制する。 Ｓ： ＳはＴ１と結合してＴｉＳを形成するので、その含有量
が増大するとＣ，Ｎを固定するのに必要なＴｉ量が増大
し、またＭｎＳ系伸長した介在物が増加して局部延性を
劣化させるので、その含有量は０．０２％以下に抑制す
る。 ｓｏｌ．Ａｌ： ＡＱは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その含有量が
ｓｏｌ、Ａｆｌで０．０１％より少ないと、その目的が
遠戚されず、一方、０．０８％を超えると脱酸効果は飽
和すると共にＡＱ２０３介在物が増加して加工成形性を
劣化させる。したがって、その含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ
で０．０１〜０．０８％の範囲とする。 Ｎ： ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成するので、その含有量
が増大するとＣを固定するのに必要なＴｉ量が増大する
。またＴｉＮ析出量が増加して粒成長が阻害され、ｒ値
が劣化する。したがって、その含有量は、少ないほど好
ましく、０．００５％以下に抑制する。 Ｔｉ、 Ｎｂ： Ｔｉ、ＮｂはＣ，Ｎを固定することによってｒ値を高め
る作用がある。よって１本発明の目的に対してはＴｉ本
量、Ｎｂ量とＣ量との関係が次式（２）％式％（２） を満足する範囲で含有させる必要がある。なお、Ｔｉは
前述の如＜Ｓ、Ｎと結合してＴｉＳ、ＴｉＮを形成する
ので、次式（１）に従い有効Ｔｉ量（Ｔｉ本量）に換算
する。 ’ｒｉｍ＝ｔｏｔａＱ ’ｒｉ−（（４８／３２）Ｘ
Ｓ ＋（４８／１４）Ｘ Ｎ）・・・（１） （２）式の値が１より小さいとＣ，Ｎを充分に固定する
ことができずにｒ値を劣化させる。また４゜５を超える
とｒ値を高める作用が飽和すると共に、固溶Ｔｉ、Ｎｂ
が後工程での雰囲気焼鈍時に侵入したＣをすぐに固定し
てしまい、Ｃの粒界偏析及び固溶Ｃとしての存在を阻止
するので好ましくない。 Ｂ： Ｂは耐２次加工脆性に対して有効な元素であり、必要に
応じて添加することができる。焼付は硬化性の向上を意
図する場合にも耐２次加工脆性を補充するために添加し
てもよい。しかし、０．００３％を超えるとその効果は
飽和し、ｒ値を低下させるので、経済性をも考慮し、そ
の含有量は０゜００３％以下とする。なお、Ｏ，０ＯＯ
１％以下では上記効果が少ないので、０．０００１〜０
．０Ｏ３％の範囲が望ましい。 次に、本発明に係る鋼板の製造方法は、特に制限される
ものではないが、以下にその一例について説明する。 上記成分組成の鋼について、通常の製造工程、すなわち
、１０００〜１２５０℃に加熱した後、オーステナイト
域で熱間圧延を行う。熱間圧延後の巻取温度は鋼中の固
溶Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定するために５００〜８０
０℃の範囲で行うことが好ましい。 冷間圧延においては、ｒ値に有利な（１１１）面方位集
合組織を発達させるために、６０〜９０％のトータル圧
延率で行うことが好ましい。この冷間圧延後、浸炭雰囲
気ガス中で再結晶温度以上の範囲で連続焼鈍を行い、ｒ
値に有利な（１１１）面方位集合組織を形成させる。 既に知られているように、ｒ値は主として鋼の（１１１
）面方位集合組織に依存しており、再結晶焼鈍前に巻取
処理によって固溶Ｃ及び固溶Ｎを完全に除くのは、上記
の集合組織を得るためである。 しかし、−旦、再結晶が完了し集合組織が形成されれば
、その後に侵入するＣやＮはｒ値には悪影響を与えない
。焼鈍雰囲気はカーボンポテンシャルを制御した浸炭ガ
スとする。これにより、浸炭雰囲気中より侵入したＣの
うち、ＴｉＣ，ＮｂＣとして固定されなかったＣが粒界
に偏析して耐２次加工脆性を改善し、所定量の固溶Ｃは
耐２次加工脆性や焼付は硬化性を改善する。 本発明では過時効処理を必要としないが、メッキ浴近傍
温度で過時効処理を行なってもよい。亜鉛メッキ冷延鋼
板を得る場合には、引き続いて溶融亜鉛メッキ浴に侵入
させ、メッキを行う。更に必要に応じて合金化処理を行
ってもよい。 勿論、焼鈍原板の製造方法として、フェライト域熱延、
ホットチャージローリング、薄スラブを用いての製造な
ど、如何なる手段を用いても良いことは云うまでもない
。 次に、固溶Ｃ量のコントロールと、耐２次加工脆性或い
は焼付は硬化性の関係について、以下に説明する。 ２次加工脆性は、極低炭素Ｔｉ添加鋼等においては、粒
界の純度が向上し、粒界におけるＦｅ−Ｆｅ結合力が低
下することにより生ずる。更に溶融亜鉛メッキ処理にお
いてＺｎが粒界に拡散浸透し、更にＦｅ−Ｆｅ結合力を
低下する。したがって耐２次加工脆性を改善するために
は両者の要因を防止できれば達成される。前者の対策は
、Ｃを粒界に偏析させることであり、後者の対策は、同
様にＣを粒界に偏析させることで達成される。特に後者
についてＺｎの浸透深さが結晶粒数個分、すなわち５０
μ■程度であることから、その程度の板厚分だけ集中的
に浸炭させることが効果的である。よって、表面から中
心部にかけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下するような濃度
勾配を有し、表層１／１０の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度
の最大量を１５ｐｐ園とすることが最も優れた耐２次脆
性を発揮することとなる。また、深絞り成形後の脆性破
壊は表層部を起点することから１表層部の粒界強度が固
溶Ｃの粒界偏析により強化されておれば。 板厚中心部での粒界偏析Ｃが少なくとも、或いは０であ
っても、その顕著な効果が得られることも確認した。な
お、表層部の固溶Ｃ量が１５ｐｐｍを超えると、鋼板全
体の平均固溶Ｃ量が１０ｐｐｍを超えてしまい、その場
合には時効による材質劣化、強度の上昇、延性の低下等
の問題が生ずるため、好ましくない。鋼板全体の平均固
溶Ｃ量が２ ｐｐｍ未満では、固溶Ｃが不足し、耐２次
加工脆性を得ることができない。 一方、焼付は硬化性は、通常、極低炭素Ｔｉ添加鋼等に
おいては固溶Ｃが残存しないため、付与することは不可
能であるが、再結晶が完了し集合組織が形成された後で
固溶Ｃの導入が図れるならば、高いｒ値を維持しつつ焼
付は硬化性を付与させることができる。更に表面から中
心部にかけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下するような濃度
勾配を有し、表層１／１０の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度
の最大量を６０ｐｐｍとすることにより、表層部の硬化
が最も促進され、疲労強度の向上、石などの衝突による
表面損傷の防止、耐プントレジスタンス性の向上など、
自動車外板に求められる特性にとって優れた効果を発揮
することになる。表層部の固溶Ｃ量が６０ｐｐ−を超え
ると、鋼板全体の固溶Ｃ量を３０ｐｐｍ＋以下とするこ
とが不可能となり、その場合には時効による材質劣化の
問題が生ずるため好ましくない。鋼板全体の固溶Ｃ量が
５ ｐｐｍ未満では、固溶Ｃが不足し、焼付は硬化性を
付与することができない。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 失嵐負上 第１表に示す化学成分を有する極低炭素鋼を１１５０℃
で３０分間加熱して溶体化処理を行った後、仕上温度８
９０℃で熱間圧延を終了し、その後６７０℃で巻取処理
を行い、酸洗後、圧下率７５％で冷間圧延を行い、浸炭
雰囲気又は不活性ガス中において連続焼鈍により７８０
℃で４０秒の再結晶焼鈍を行った。なお、浸炭ガスは０
．２〜０．８％ＣＯ＋４％Ｈ２＋Ｎ、を用い、不活性ガ
スは４％Ｈ，＋ Ｎ、を用いた。 その後、４５０℃で溶融亜鉛メッキ処理を行い、０ 、
８ ％のスキンパスを施した。 得られた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の機械的性質と固溶Ｃ
量（全板厚方向平均値）及び２次加工脆性限界温度を第
２表に示す。 なお、脆性試験は、総絞り比２．７でカップ成形して得
られたカップを３５■■高さにトリムした後、各試験温
度の冷媒中にカップを置いて、頂角４０″′の円錐ポン
チに押し込んで脆性破壌の発生しない限界温度を測定し
、これを２次加工脆性限界温度とした。 第２表より明らかなように、本発明鋼は、従来鋼に比べ
、探絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板としての要求を損ね
ることなく、耐２次加工脆性が改善されている。 因みに、本発明鋼恥３について、固溶Ｃ量の板厚方向の
分布を調べた結果、第１図に示すように浸炭処理した場
合に表面から中心部にかけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下
する濃度分布を示していた。 しかも、ガスＢによる浸炭処理の場合１表層１／１０の
板厚比の部分の固溶Ｃ濃度が１５ｐｐ−以下であり、第
２図に示すように耐２次加工脆性及びｒ値が共に改善さ
れていることが確認された。 一方、第２表に示すように、本発明範囲の化学成分を有
していない比較鋼や、本発明範囲内の化学成分を有して
いても固溶Ｃ量に関する条件が本発明範囲外の比較鋼は
、ｒ値又は耐２次加工脆性のいずれかが劣っている。
矢１０生え
第１表に示す化学成分を有する供試鋼について。
実施例１において、浸炭雰囲気又は不活性ガス中での連
続焼鈍による再結晶焼鈍を行った後、０゜８％のスキン
パスを施して冷延鋼板を得た。他の条件は実施例１と同
じである。 得られた冷延鋼板の機械的性質と固溶Ｃ量（全板厚方向
平均値）及び２次加工脆性限界温度を第３表に示す。 第３表より明らかなように、本発明鋼は、従来鋼に比べ
、深絞り用冷延鋼板としての要求を損ねることなく、耐
２次加工脆性が改善されている。 因みに、第３表中の本発明鋼血３について、固溶Ｃ量の
板厚方向の分布を調べた結果、第３図に示すように浸炭
処理した場合に表面から中心部にかけて板厚方向に固溶
Ｃ量が低下する濃度分布を示していた。しかも、ガスＢ
による浸炭処理の場合１表層１／１０の板厚比の部分の
固溶Ｃ濃度が１５ｐρ■以下であり、第４図に示すよう
に耐２次加工脆性及びｒ値が共に改善されていることが
確認された。 一方、第３表に示すように、本発明範囲の化学成分を有
していない比較鋼や、本発明範囲内の化学成分を有して
いても固溶Ｃ量に関する条件が本発明範囲外の比較鋼は
、ｒ値又は耐２次加工脆性のいずれかが劣っている。
続焼鈍による再結晶焼鈍を行った後、０゜８％のスキン
パスを施して冷延鋼板を得た。他の条件は実施例１と同
じである。 得られた冷延鋼板の機械的性質と固溶Ｃ量（全板厚方向
平均値）及び２次加工脆性限界温度を第３表に示す。 第３表より明らかなように、本発明鋼は、従来鋼に比べ
、深絞り用冷延鋼板としての要求を損ねることなく、耐
２次加工脆性が改善されている。 因みに、第３表中の本発明鋼血３について、固溶Ｃ量の
板厚方向の分布を調べた結果、第３図に示すように浸炭
処理した場合に表面から中心部にかけて板厚方向に固溶
Ｃ量が低下する濃度分布を示していた。しかも、ガスＢ
による浸炭処理の場合１表層１／１０の板厚比の部分の
固溶Ｃ濃度が１５ｐρ■以下であり、第４図に示すよう
に耐２次加工脆性及びｒ値が共に改善されていることが
確認された。 一方、第３表に示すように、本発明範囲の化学成分を有
していない比較鋼や、本発明範囲内の化学成分を有して
いても固溶Ｃ量に関する条件が本発明範囲外の比較鋼は
、ｒ値又は耐２次加工脆性のいずれかが劣っている。
去１１４工
第１表に示す化学成分を有する供試鋼について、実施例
１において、冷間圧延後、浸炭雰囲気又は不活性ガス中
においてメッキ処理前の焼鈍工程で８００℃で１分間の
再結晶焼鈍を行い、その後、４５０℃で溶融亜鉛メッキ
処理を行い、０．８％のスキンパスを施した。 得られた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の機械的性質と固溶Ｃ
量（全板厚方向平均値）、並びに常温時効性（ＡＩ）及
び焼付は硬化性（Ｂ Ｈ）を第４表に示す。 なお、常温時効性はＡＩで評価した。ＡＩは。 １０％引張時の応力（σ、）と１００℃Ｘ１ｈｒの時効
処理後の再引張時の下降状応力（σ２）から、Ａ４＝σ
２−σ□で求めた。 焼付は硬化性はＢＨで評価した。ＢＨは、２％引張時の
応力（σ３）と１７ ｏ’ｃｘ ２０ｍ１ｎの時効処理
後の再、引張時の下降状応力（σ４）から、ＢＨ＝σ、
−σ３で求めた。 第４表より明らかなように、本発明鋼は、従来鋼に比べ
、深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板としての要求を損ね
ることなく、優れた焼付は硬化性が付与されている。ま
た常温時効性も良好である。 因みに、第４表中の本発明鋼Ｎａ７について、固溶Ｃ量
の板厚方向の分布を調べた結果、第５図に示すように浸
炭処理した場合に表面から中心部にかけて板厚方向に固
溶Ｃ量が低下する濃度分布を示していた。しかも、ガス
Ｂによる浸炭処理の場合、表層１／１０の板厚比の部分
の固溶Ｃ濃度が６０ｐｐｍ以下であり、第６図に示すよ
うに焼付は硬化性及びｒ値が共に改善されていることが
確認された。 一方、第４表に示すように１本発明範囲の化学成分を有
していない比較鋼や、本発明範囲内の化学成分を有して
いても固溶Ｃ量に関する条件が本発明範囲外の比較鋼は
、ｒ値又は焼付は硬化性のいずれかが劣っている。
１において、冷間圧延後、浸炭雰囲気又は不活性ガス中
においてメッキ処理前の焼鈍工程で８００℃で１分間の
再結晶焼鈍を行い、その後、４５０℃で溶融亜鉛メッキ
処理を行い、０．８％のスキンパスを施した。 得られた溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の機械的性質と固溶Ｃ
量（全板厚方向平均値）、並びに常温時効性（ＡＩ）及
び焼付は硬化性（Ｂ Ｈ）を第４表に示す。 なお、常温時効性はＡＩで評価した。ＡＩは。 １０％引張時の応力（σ、）と１００℃Ｘ１ｈｒの時効
処理後の再引張時の下降状応力（σ２）から、Ａ４＝σ
２−σ□で求めた。 焼付は硬化性はＢＨで評価した。ＢＨは、２％引張時の
応力（σ３）と１７ ｏ’ｃｘ ２０ｍ１ｎの時効処理
後の再、引張時の下降状応力（σ４）から、ＢＨ＝σ、
−σ３で求めた。 第４表より明らかなように、本発明鋼は、従来鋼に比べ
、深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板としての要求を損ね
ることなく、優れた焼付は硬化性が付与されている。ま
た常温時効性も良好である。 因みに、第４表中の本発明鋼Ｎａ７について、固溶Ｃ量
の板厚方向の分布を調べた結果、第５図に示すように浸
炭処理した場合に表面から中心部にかけて板厚方向に固
溶Ｃ量が低下する濃度分布を示していた。しかも、ガス
Ｂによる浸炭処理の場合、表層１／１０の板厚比の部分
の固溶Ｃ濃度が６０ｐｐｍ以下であり、第６図に示すよ
うに焼付は硬化性及びｒ値が共に改善されていることが
確認された。 一方、第４表に示すように１本発明範囲の化学成分を有
していない比較鋼や、本発明範囲内の化学成分を有して
いても固溶Ｃ量に関する条件が本発明範囲外の比較鋼は
、ｒ値又は焼付は硬化性のいずれかが劣っている。
矢１ｕ生渠
第１表に示す化学成分を有する供試鋼について、実施例
３において、浸炭雰囲気又は不活性ガス中での連続焼鈍
による再結晶焼鈍を行った後、約８０℃／Ｓの冷却速度
で４００℃まで冷却した後、その温度で３分間の過時効
処理を行ない、工％のスキンパスを施して冷延鋼板を得
た。他の条件は実施例３と同じである。 得られた冷延鋼板の機械的性質と固溶Ｃ量（全板厚方向
平均値）、並びに常温時効性（ＡＩ）及び焼付は硬化性
（Ｂ Ｈ）を第５表に示す。 第５表より明らかなように１本発明鋼は、従来鋼に比べ
、深絞り用冷延鋼板としての要求を損ねることなく、優
れた焼付は硬化性が付与されている。また常温時効性も
良好である。 因みに、第５表中の本発明鋼ＮＱ７について、固溶Ｃ量
の板厚方向の分布を調べた結果、第７図に示すように浸
炭処理した場合に表面から中心部にかけて板厚方向に固
溶Ｃ量が低下する濃度分布を示していた。しかも、ガス
Ｂによる浸炭処理の場合、表層１／１０の板厚比の部分
の固溶Ｃ濃度が６Ｑｐｐ＋ｍ以下であり、第８図に示す
ように焼付は硬化性及びｒ値が共に改善されていること
が確認された。 一方、第５表に示すように、本発明範囲の化学成分を有
していない比較鋼や、本発明範囲内の化学成分を有して
いても固溶Ｃ量に関する条件が本発明範囲外の比較鋼は
、ｒ値又は焼付は硬化性のいずれかが劣っている。
３において、浸炭雰囲気又は不活性ガス中での連続焼鈍
による再結晶焼鈍を行った後、約８０℃／Ｓの冷却速度
で４００℃まで冷却した後、その温度で３分間の過時効
処理を行ない、工％のスキンパスを施して冷延鋼板を得
た。他の条件は実施例３と同じである。 得られた冷延鋼板の機械的性質と固溶Ｃ量（全板厚方向
平均値）、並びに常温時効性（ＡＩ）及び焼付は硬化性
（Ｂ Ｈ）を第５表に示す。 第５表より明らかなように１本発明鋼は、従来鋼に比べ
、深絞り用冷延鋼板としての要求を損ねることなく、優
れた焼付は硬化性が付与されている。また常温時効性も
良好である。 因みに、第５表中の本発明鋼ＮＱ７について、固溶Ｃ量
の板厚方向の分布を調べた結果、第７図に示すように浸
炭処理した場合に表面から中心部にかけて板厚方向に固
溶Ｃ量が低下する濃度分布を示していた。しかも、ガス
Ｂによる浸炭処理の場合、表層１／１０の板厚比の部分
の固溶Ｃ濃度が６Ｑｐｐ＋ｍ以下であり、第８図に示す
ように焼付は硬化性及びｒ値が共に改善されていること
が確認された。 一方、第５表に示すように、本発明範囲の化学成分を有
していない比較鋼や、本発明範囲内の化学成分を有して
いても固溶Ｃ量に関する条件が本発明範囲外の比較鋼は
、ｒ値又は焼付は硬化性のいずれかが劣っている。
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明によれば、極低炭素鋼の化
学成分を調整すると共に固溶Ｃ量及びその板厚方向分布
を規制したので、深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ
冷延鋼板としての要求を損なうことなく、優れた耐２次
加工脆性又は焼付は硬化性を有する材料を生産性よく提
供することができる。
学成分を調整すると共に固溶Ｃ量及びその板厚方向分布
を規制したので、深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ
冷延鋼板としての要求を損なうことなく、優れた耐２次
加工脆性又は焼付は硬化性を有する材料を生産性よく提
供することができる。
第１図、第３図、第５図及び第７図は実施例における鋼
板について板厚方向に研削によって１／↓Ｏの厚さに削
り出した試料の内部摩擦値から換算した板厚方向の固溶
Ｃ量分布を示す図で、第１図は実施例１の鋼尚３、第３
図は実施例２の鋼尚３、第５図は実施例３の鋼面７、第
７図は実施例４の鋼ＮＱ７の場合であり、 第２図、第４図、第６図及び第８図は実施例におけるＰ
添加量０．０２％以下の鋼板についての（Ｔｉｅ／４８
＋ Ｎｂ／９３）／ （Ｃ／１２）と機械的性質の関係
を示す図で、各実施例の鋼Ｎｃｌ、Ｎ１１２、Ｎα３．
ＮＱ＆５、 正７、 Ｎα８の場合である。
板について板厚方向に研削によって１／↓Ｏの厚さに削
り出した試料の内部摩擦値から換算した板厚方向の固溶
Ｃ量分布を示す図で、第１図は実施例１の鋼尚３、第３
図は実施例２の鋼尚３、第５図は実施例３の鋼面７、第
７図は実施例４の鋼ＮＱ７の場合であり、 第２図、第４図、第６図及び第８図は実施例におけるＰ
添加量０．０２％以下の鋼板についての（Ｔｉｅ／４８
＋ Ｎｂ／９３）／ （Ｃ／１２）と機械的性質の関係
を示す図で、各実施例の鋼Ｎｃｌ、Ｎ１１２、Ｎα３．
ＮＱ＆５、 正７、 Ｎα８の場合である。
Claims (3)
- （１）重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０１％以下、
Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：
０．１０％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．０１〜０．０８％及びＮ：０．００５％以下を含有
し、更にＴｉ及びＮｂの１種又は２種を、次式（１）で
定義される有効Ｔｉ量（以下、Ｔｉ＊という）及びＮｂ
量とＣ量との関係が次式（２）を満足する範囲で含有し
、 Ｔｉ＊＝ｔｏｔａｌＴｉ−｛（４８／３２）×Ｓ＋（４
８／１４）×Ｎ｝・・・（１） １≦（Ｔｉ＊／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）≦４
．５・・・（２）残部がＦｅ及び不可避的不純物よりな
る組成を有する鋼であって、浸炭処理により表面から中
心部にかけて板厚方向に固溶Ｃ量が低下するような濃度
勾配を有し、表層１／１０の板厚比の部分の固溶Ｃ濃度
の最大量を１５ｐｐｍとし、鋼板全体の固溶Ｃ量を２〜
１０ｐｐｍとすることを特徴とする耐２次加工脆性に優
れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板。 - （２）請求項１に記載の組成を有する鋼であって、浸炭
処理により表面から中心部にかけて板厚方向に固溶Ｃ量
が低下するような濃度勾配を有し、表層１／１０の板厚
比の部分の固溶Ｃ濃度の最大量を６０ｐｐｍとして、鋼
板全体の固溶Ｃ量を５〜３０ｐｐｍとすることを特徴と
する焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜
鉛メッキ冷延鋼板。 - （３）前記組成を有する鋼が更にＢ：０．００３％以下
を含有するものである請求項１又は２に記載の鋼板。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2051273A JPH03253543A (ja) | 1990-03-02 | 1990-03-02 | 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板 |
| CA002037316A CA2037316C (en) | 1990-03-02 | 1991-02-28 | Cold-rolled steel sheets or hot-dip galvanized cold-rolled steel sheets for deep drawing |
| US07/663,310 US5133815A (en) | 1990-03-02 | 1991-03-01 | Cold-rolled steel sheets or hot-dip galvanized cold-rolled steel sheets for deep drawing |
| DE69104747T DE69104747T2 (de) | 1990-03-02 | 1991-03-04 | Kaltgewalzte Stahlbleche oder kaltgewalzte und feuerverzinkte Stahlbleche zum Tiefziehen. |
| EP91301767A EP0444967B1 (en) | 1990-03-02 | 1991-03-04 | Cold-rolled steel sheets or hot-dip galvanized cold rolled steel sheets for deep drawing |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2051273A JPH03253543A (ja) | 1990-03-02 | 1990-03-02 | 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03253543A true JPH03253543A (ja) | 1991-11-12 |
| JPH0530900B2 JPH0530900B2 (ja) | 1993-05-11 |
Family
ID=12882341
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2051273A Granted JPH03253543A (ja) | 1990-03-02 | 1990-03-02 | 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ冷延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03253543A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0466647A (ja) * | 1990-07-07 | 1992-03-03 | Kobe Steel Ltd | 密着性に優れたメッキ皮膜を有する深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板及びその製造方法 |
| JPH05195148A (ja) * | 1992-01-20 | 1993-08-03 | Nippon Steel Corp | 塗装焼付硬化性と２次加工性に優れた冷延鋼板ならびに溶融亜鉛メッキ冷延鋼板およびその製造方法 |
| JPH05302125A (ja) * | 1992-04-06 | 1993-11-16 | Kobe Steel Ltd | めっき密着性の優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき用鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 |
| JPH05331612A (ja) * | 1992-06-01 | 1993-12-14 | Kobe Steel Ltd | 深絞り性とめっき密着性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| US5372654A (en) * | 1992-09-21 | 1994-12-13 | Kawasaki Steel Corporation | Steel sheet for press working that exhibits excellent stiffness and satisfactory press workability |
| EP1347070A1 (en) * | 2000-12-21 | 2003-09-24 | Toyo Kohan Co., Ltd. | Steel sheet for porcelain enameling and method for production thereof, and enameled product and method for production thereof |
| CN116164616A (zh) * | 2022-12-13 | 2023-05-26 | 揭阳市汇宝昌电器有限公司 | 一种镜面拉深电机外壳的产品质量关键指标体系检测方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6442331A (en) * | 1987-08-10 | 1989-02-14 | Hisankabutsu Glass Kenkyu | Production of chalcogenide glass containing aluminum |
| JPH0196330A (ja) * | 1987-10-05 | 1989-04-14 | Kobe Steel Ltd | 高ｒ値高張力冷延鋼板の製造方法 |
-
1990
- 1990-03-02 JP JP2051273A patent/JPH03253543A/ja active Granted
Patent Citations (2)
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| EP1347070A4 (en) * | 2000-12-21 | 2004-08-04 | Toyo Kohan Co Ltd | STEEL SHEET FOR ENAMELING AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR, ENAMELED PRODUCT AND THE PRODUCTION THEREOF |
| CN116164616A (zh) * | 2022-12-13 | 2023-05-26 | 揭阳市汇宝昌电器有限公司 | 一种镜面拉深电机外壳的产品质量关键指标体系检测方法 |
| CN116164616B (zh) * | 2022-12-13 | 2024-05-14 | 揭阳市汇宝昌电器有限公司 | 一种镜面拉深电机外壳的产品质量关键指标体系检测方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0530900B2 (ja) | 1993-05-11 |
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |