JPH05255807A - 成形性に優れた高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法 - Google Patents
成形性に優れた高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法Info
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- JPH05255807A JPH05255807A JP5315092A JP5315092A JPH05255807A JP H05255807 A JPH05255807 A JP H05255807A JP 5315092 A JP5315092 A JP 5315092A JP 5315092 A JP5315092 A JP 5315092A JP H05255807 A JPH05255807 A JP H05255807A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、成形性の良好な高強度冷延鋼板の
製造方法を提供する。 【構成】 ＮｂとＴｉを複合添加した極低炭素鋼をベー
スに、固溶体強化元素を添加して強度を上昇するにあた
り、従来から多用されているＰ、Ｓｉの添加量を低減
し、Ｍｎ、Ｃｒを積極的に添加する。これにより、降伏
強度の上昇を抑制し強度を上昇できるので、面形状性が
良好で耐デント性に優れた高強度冷延鋼板が製造でき
る。
製造方法を提供する。 【構成】 ＮｂとＴｉを複合添加した極低炭素鋼をベー
スに、固溶体強化元素を添加して強度を上昇するにあた
り、従来から多用されているＰ、Ｓｉの添加量を低減
し、Ｍｎ、Ｃｒを積極的に添加する。これにより、降伏
強度の上昇を抑制し強度を上昇できるので、面形状性が
良好で耐デント性に優れた高強度冷延鋼板が製造でき
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度でかつ成形性に
優れた冷延鋼板とその製造方法に関する。
優れた冷延鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩によ
り、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工
性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。
この中でも、例えば特開昭５９−３１８２７号公報、お
よび特開昭５９−３８３３７号公報などに開示されてい
るＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板は、きわめて
良好な加工性を有し、塗装焼付硬化（ＢＨ）性を兼備
し、溶融亜鉛メッキ特性にも優れているので、重要な位
置をしめつつある。一方、加工性を確保しつつ強度を上
昇させるために、従来から多くの試みがなされてきた。
特に、本発明が関わる引張強度が３５〜５０Kgf/mm2 の
場合には、鋼中にＰ、Ｓｉなどを添加し、これらの固溶
体強化機構を利用して強度を増加してきた。たとえば、
特開昭５９−３１８２７号公報、および特開昭５９−３
８３３７号公報においては、ＴｉとＮｂを添加した極低
炭素鋼板におもにＳｉとＰを添加し、引張強度で４５kg
f/mm2 級までの高強度冷延鋼板の製造方法を開示してい
る。特公昭５７−５７９４５号公報はＴｉ添加極低炭素
鋼にＰを添加して高強度冷延鋼板を製造する方法に関す
る代表的な先行技術である。更に、特公昭６１−２７６
９３１号公報においては、ＴｉとＮｂを複合添加した極
低炭素鋼による超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方法が
開示されている。上記公報においては、ＳｉやＰを添加
して高強度化が計られている。
り、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工
性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。
この中でも、例えば特開昭５９−３１８２７号公報、お
よび特開昭５９−３８３３７号公報などに開示されてい
るＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板は、きわめて
良好な加工性を有し、塗装焼付硬化（ＢＨ）性を兼備
し、溶融亜鉛メッキ特性にも優れているので、重要な位
置をしめつつある。一方、加工性を確保しつつ強度を上
昇させるために、従来から多くの試みがなされてきた。
特に、本発明が関わる引張強度が３５〜５０Kgf/mm2 の
場合には、鋼中にＰ、Ｓｉなどを添加し、これらの固溶
体強化機構を利用して強度を増加してきた。たとえば、
特開昭５９−３１８２７号公報、および特開昭５９−３
８３３７号公報においては、ＴｉとＮｂを添加した極低
炭素鋼板におもにＳｉとＰを添加し、引張強度で４５kg
f/mm2 級までの高強度冷延鋼板の製造方法を開示してい
る。特公昭５７−５７９４５号公報はＴｉ添加極低炭素
鋼にＰを添加して高強度冷延鋼板を製造する方法に関す
る代表的な先行技術である。更に、特公昭６１−２７６
９３１号公報においては、ＴｉとＮｂを複合添加した極
低炭素鋼による超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方法が
開示されている。上記公報においては、ＳｉやＰを添加
して高強度化が計られている。
【０００３】以上のように従来から強化元素としてＰ、
次いでＳｉが多用されている。これは、ＰやＳｉは固溶
体強化能が非常に高く少量の添加で強度を上昇でき、か
つ延性や深絞り性がそれほど低下せず、添加コストもそ
れほど上昇しないと考えられてきたからである。しか
し、実際にはこれらの元素だけで強度の上昇を達成しよ
うとすると強度のみならず降伏強度も同時に著しく上昇
するため、面形状不良が発生し、自動車のパネルには使
用が制約される場合がある。また、溶融亜鉛メッキをす
る場合にはメッキ不良をＳｉが惹起したり、Ｐ、Ｓｉが
合金化速度を著しく低下させたりするので、生産性が低
下したりする問題がある。
次いでＳｉが多用されている。これは、ＰやＳｉは固溶
体強化能が非常に高く少量の添加で強度を上昇でき、か
つ延性や深絞り性がそれほど低下せず、添加コストもそ
れほど上昇しないと考えられてきたからである。しか
し、実際にはこれらの元素だけで強度の上昇を達成しよ
うとすると強度のみならず降伏強度も同時に著しく上昇
するため、面形状不良が発生し、自動車のパネルには使
用が制約される場合がある。また、溶融亜鉛メッキをす
る場合にはメッキ不良をＳｉが惹起したり、Ｐ、Ｓｉが
合金化速度を著しく低下させたりするので、生産性が低
下したりする問題がある。
【０００４】一方、固溶体強化元素としてＭｎやＣｒを
利用することも知られている。特開昭６３−１９０１４
１号公報および特開昭６４−６２４４０号公報にはＭｎ
をＴｉ含有極低炭素鋼板へ添加し、また、特公昭５９−
４２７４２号公報や前記した特公昭５７−５７９４５号
公報においては、ＭｎとＣｒをＴｉ添加極低炭素鋼へ添
加する技術が開示されているが、（ｉ）ＭｎやＣｒの添
加は、主な添加元素であるＰやＳｉの補助的な役割しか
なく、したがって、得られた冷延鋼板も強度のわりには
降伏強度が高く、かつ（ｉｉ）上記（ｉ）以外の目的
で、たとえば（ａ）加工硬化率を向上させる、（ｂ）Ｂ
Ｈ性を付与する、（ｃ）２次加工性を向上させる、
（ｄ）溶融亜鉛メッキのメッキ性を改善する、などの目
的で積極的に添加しているわけでもない。さらに、特開
平２−１１１８４１号公報は、Ｔｉを添加した極低炭素
鋼に１．５％以上３．５％未満のＭｎを添加した焼付硬
化性を有する良加工性冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼
板を開示している。多量のＭｎの添加により、Ａｒ3 変
態点の低下による熱間圧延の操業安定性と金属組織の均
一性を目的としている。また、一層の延性の向上を目的
にＣｒやＶの０．２〜１．０％までの添加も開示してい
る。しかし、多量のＭｎやＣｒの添加が機械的性質、特
に強度と延性のバランスを改善するという観点からの記
述はない。さらに、再結晶温度の上昇を抑制するために
Ｎｂの添加量を０．０１％以下としているが、実際には
加工性、溶融亜鉛メッキ特性の観点から０．０１％以上
の添加が必須であり、０．０１％以上添加しても再結晶
温度が著しく上昇することはない。
利用することも知られている。特開昭６３−１９０１４
１号公報および特開昭６４−６２４４０号公報にはＭｎ
をＴｉ含有極低炭素鋼板へ添加し、また、特公昭５９−
４２７４２号公報や前記した特公昭５７−５７９４５号
公報においては、ＭｎとＣｒをＴｉ添加極低炭素鋼へ添
加する技術が開示されているが、（ｉ）ＭｎやＣｒの添
加は、主な添加元素であるＰやＳｉの補助的な役割しか
なく、したがって、得られた冷延鋼板も強度のわりには
降伏強度が高く、かつ（ｉｉ）上記（ｉ）以外の目的
で、たとえば（ａ）加工硬化率を向上させる、（ｂ）Ｂ
Ｈ性を付与する、（ｃ）２次加工性を向上させる、
（ｄ）溶融亜鉛メッキのメッキ性を改善する、などの目
的で積極的に添加しているわけでもない。さらに、特開
平２−１１１８４１号公報は、Ｔｉを添加した極低炭素
鋼に１．５％以上３．５％未満のＭｎを添加した焼付硬
化性を有する良加工性冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼
板を開示している。多量のＭｎの添加により、Ａｒ3 変
態点の低下による熱間圧延の操業安定性と金属組織の均
一性を目的としている。また、一層の延性の向上を目的
にＣｒやＶの０．２〜１．０％までの添加も開示してい
る。しかし、多量のＭｎやＣｒの添加が機械的性質、特
に強度と延性のバランスを改善するという観点からの記
述はない。さらに、再結晶温度の上昇を抑制するために
Ｎｂの添加量を０．０１％以下としているが、実際には
加工性、溶融亜鉛メッキ特性の観点から０．０１％以上
の添加が必須であり、０．０１％以上添加しても再結晶
温度が著しく上昇することはない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】自動車のパネルなどに
使用される鋼板には、プレスののちにスプリングバック
や面歪などが生じない良好な面形状性が厳しく要求され
る。ところで、面形状性は、降伏強度が低いほど好まし
いことはよく知られている。しかし、鋼板の高強度化
は、従来技術で述べたように一般に降伏強度の著しい上
昇を伴う。従って、降伏強度の上昇を極力抑制して、強
度の上昇を達成する必要がある。さらに、プレス成形を
したあとの鋼板には耐デント特性が要求される。耐デン
ト特性とは、組み上がった自動車に石などが当たる場
合、鋼板の永久的な凹み変形に対する抵抗性を意味す
る。耐デント特性は、板厚が一定の場合、プレス加工し
て塗装焼付したのちの変形応力が高いほど良好となる。
したがって、同じ降伏強度の鋼板を考えた場合、低歪域
での加工硬化能が高く、かつ塗装焼付硬化能が高いほ
ど、耐デント特性は向上することになる。
使用される鋼板には、プレスののちにスプリングバック
や面歪などが生じない良好な面形状性が厳しく要求され
る。ところで、面形状性は、降伏強度が低いほど好まし
いことはよく知られている。しかし、鋼板の高強度化
は、従来技術で述べたように一般に降伏強度の著しい上
昇を伴う。従って、降伏強度の上昇を極力抑制して、強
度の上昇を達成する必要がある。さらに、プレス成形を
したあとの鋼板には耐デント特性が要求される。耐デン
ト特性とは、組み上がった自動車に石などが当たる場
合、鋼板の永久的な凹み変形に対する抵抗性を意味す
る。耐デント特性は、板厚が一定の場合、プレス加工し
て塗装焼付したのちの変形応力が高いほど良好となる。
したがって、同じ降伏強度の鋼板を考えた場合、低歪域
での加工硬化能が高く、かつ塗装焼付硬化能が高いほ
ど、耐デント特性は向上することになる。
【０００６】以上から、自動車のパネルなどに使用され
る望ましい高強度鋼板は、降伏強度はそれほど高くな
く、著しく加工硬化し、できれば塗装焼付硬化能を合わ
せ持つ鋼板である。勿論、平均ｒ値（深絞り特性）や伸
び（張出特性）などの加工性にも優れる必要があり、さ
らに常温で実質的に非時効である必要がある。本発明
は、このような要望を満足するものであって、引張強度
が３５〜５０Kgf/mm2 、降伏強度が１５〜２８Kgf/m
m2 、低歪域での加工硬化能の指標であるＷＨ量（２％
変形応力−降伏強度）が４Kgf/mm2 以上で必要に応じて
２Kgf/mm2 以上のＢＨ性を付与することができ、かつ平
均ｒ値と伸びが良好で、２次加工脆性の生じにくく、更
に必要に応じて溶融亜鉛メッキ特性も良好な高強度冷延
鋼板を提供することを目的とするものである。なお、本
発明が係わる高強度冷延鋼板とは、自動車、家庭電気製
品、建物などのプレス成形をして使用されるものであ
る。そして、表面処理をしない狭義の冷延鋼板と、防錆
のために例えばＺｎメッキや合金化Ｚｎメッキなどの表
面処理を施した冷延鋼板の両方を含む。本発明による鋼
板は、強度と加工性を兼ね備えた鋼板であるので、使用
に当たっては今までの鋼板より板厚を減少できること、
すなわち軽量化が可能となる。したがって、地球環境保
全に寄与できるものである。
る望ましい高強度鋼板は、降伏強度はそれほど高くな
く、著しく加工硬化し、できれば塗装焼付硬化能を合わ
せ持つ鋼板である。勿論、平均ｒ値（深絞り特性）や伸
び（張出特性）などの加工性にも優れる必要があり、さ
らに常温で実質的に非時効である必要がある。本発明
は、このような要望を満足するものであって、引張強度
が３５〜５０Kgf/mm2 、降伏強度が１５〜２８Kgf/m
m2 、低歪域での加工硬化能の指標であるＷＨ量（２％
変形応力−降伏強度）が４Kgf/mm2 以上で必要に応じて
２Kgf/mm2 以上のＢＨ性を付与することができ、かつ平
均ｒ値と伸びが良好で、２次加工脆性の生じにくく、更
に必要に応じて溶融亜鉛メッキ特性も良好な高強度冷延
鋼板を提供することを目的とするものである。なお、本
発明が係わる高強度冷延鋼板とは、自動車、家庭電気製
品、建物などのプレス成形をして使用されるものであ
る。そして、表面処理をしない狭義の冷延鋼板と、防錆
のために例えばＺｎメッキや合金化Ｚｎメッキなどの表
面処理を施した冷延鋼板の両方を含む。本発明による鋼
板は、強度と加工性を兼ね備えた鋼板であるので、使用
に当たっては今までの鋼板より板厚を減少できること、
すなわち軽量化が可能となる。したがって、地球環境保
全に寄与できるものである。
【０００７】
【問題点を解決するための手段】本発明者らは、上記の
目標を達成するために、鋭意研究を遂行し、以下に述べ
るような新知見を得た。すなわち、ＴｉとＮｂを添加し
た極低炭素鋼をベースに、代表的な固溶体強化元素であ
るＳｉ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒを添加し、冷間圧延、焼鈍、調
質圧延後の引張特性、特に降伏強度と加工硬化現象を詳
細に調査した。その結果、従来から固溶体強化元素とし
て多用されているＳｉ、Ｐは、（ａ）まず微量の添加で
著しく降伏強度を上昇させること、（ｂ）その結果低歪
域での加工硬化率が著しく減少することが判明した。一
方、従来固溶強化元素としてあまり用いられないＭｎ、
Ｃｒを添加すると、（ａ）降伏強度は殆ど上昇せず、引
張強度が上昇する、（ｃ）その結果、低歪域での加工硬
化率がむしろこれらの添加により増加するという、極め
て重要な新知見を得た。
目標を達成するために、鋭意研究を遂行し、以下に述べ
るような新知見を得た。すなわち、ＴｉとＮｂを添加し
た極低炭素鋼をベースに、代表的な固溶体強化元素であ
るＳｉ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒを添加し、冷間圧延、焼鈍、調
質圧延後の引張特性、特に降伏強度と加工硬化現象を詳
細に調査した。その結果、従来から固溶体強化元素とし
て多用されているＳｉ、Ｐは、（ａ）まず微量の添加で
著しく降伏強度を上昇させること、（ｂ）その結果低歪
域での加工硬化率が著しく減少することが判明した。一
方、従来固溶強化元素としてあまり用いられないＭｎ、
Ｃｒを添加すると、（ａ）降伏強度は殆ど上昇せず、引
張強度が上昇する、（ｃ）その結果、低歪域での加工硬
化率がむしろこれらの添加により増加するという、極め
て重要な新知見を得た。
【０００８】これらの機構についても検討を加えた結
果、（ａ）降伏強度はＦｅ元素と添加したＸ元素との原
子半径の差で決定され、原子半径の差が大きいほど増加
する、（ｂ）加工硬化率は転位のすべり挙動と深く関係
し、Ｘ元素の添加により積層欠陥エネルギーが低下する
と、転位の交差すべりが困難となる結果転位密度が上昇
し加工硬化率が増加する、という基本原理を構築した。
これによれば、Ｓｉ、ＰはＦｅより著しく原子半径が小
さく、したがって原子半径差が大きくなるので降伏強度
が著しく上昇し、Ｍｎ、Ｃｒは原子半径がＦｅのそれと
極めて近いので殆ど降伏強度を変化させなかったものと
理解できる。一方、加工硬化率と関係する積層欠陥エネ
ルギーへの影響に関しては必ずしも明瞭でないが、初期
加工硬化後の転位構造の電子顕微鏡による詳しい観察結
果から、Ｓｉ、Ｐは調査した添加量の範囲内で殆ど積層
欠陥エネルギーに影響を与えないが、Ｍｎ、Ｃｒはこれ
を低下させる傾向のあることが、初めて明らかとなっ
た。
果、（ａ）降伏強度はＦｅ元素と添加したＸ元素との原
子半径の差で決定され、原子半径の差が大きいほど増加
する、（ｂ）加工硬化率は転位のすべり挙動と深く関係
し、Ｘ元素の添加により積層欠陥エネルギーが低下する
と、転位の交差すべりが困難となる結果転位密度が上昇
し加工硬化率が増加する、という基本原理を構築した。
これによれば、Ｓｉ、ＰはＦｅより著しく原子半径が小
さく、したがって原子半径差が大きくなるので降伏強度
が著しく上昇し、Ｍｎ、Ｃｒは原子半径がＦｅのそれと
極めて近いので殆ど降伏強度を変化させなかったものと
理解できる。一方、加工硬化率と関係する積層欠陥エネ
ルギーへの影響に関しては必ずしも明瞭でないが、初期
加工硬化後の転位構造の電子顕微鏡による詳しい観察結
果から、Ｓｉ、Ｐは調査した添加量の範囲内で殆ど積層
欠陥エネルギーに影響を与えないが、Ｍｎ、Ｃｒはこれ
を低下させる傾向のあることが、初めて明らかとなっ
た。
【０００９】以上の機構により、Ｍｎ、Ｃｒを添加する
と降伏強度は殆ど変化せず、加工硬化率が増加して引張
強度が上昇したものと考える。このような特徴的な挙動
は、上述した本発明の目的を達成するためには、従来の
Ｓｉ、Ｐの添加より、Ｍｎ、Ｃｒの添加のほうが好まし
いことを意味する。したがって、本発明ではＭｎ、Ｃｒ
の積極的な活用を従来技術の基本的な解決手段とする。
ただし、Ｍｎ、Ｃｒの添加だけでは、所望の強度が得ら
れない場合が発生したり、製造コストが上昇したりする
ので、Ｐの添加との併用も考える。さらに本発明者ら
は、Ｍｎ、Ｃｒの積極的な添加によりＢＨ性も向上する
という新知見も得た。これは、これらの元素がＣと引力
の相互作用を有するため、ＴｉＣやＮｂＣと平衡するマ
トリックス中の固溶Ｃをより安定化するので、これらの
溶解度積が大きくなり、焼鈍中に再固溶して残存する固
溶Ｃ量が増加したものと考える。したがって、Ｍｎ、Ｃ
ｒの添加はＢＨ性を付与するための新しい手段としても
活用できる。また、ＢＨ性に寄与する固溶Ｃは、極低炭
素鋼の欠点として知られている２次加工脆化の防止手段
としてもＢと同様に有効である。
と降伏強度は殆ど変化せず、加工硬化率が増加して引張
強度が上昇したものと考える。このような特徴的な挙動
は、上述した本発明の目的を達成するためには、従来の
Ｓｉ、Ｐの添加より、Ｍｎ、Ｃｒの添加のほうが好まし
いことを意味する。したがって、本発明ではＭｎ、Ｃｒ
の積極的な活用を従来技術の基本的な解決手段とする。
ただし、Ｍｎ、Ｃｒの添加だけでは、所望の強度が得ら
れない場合が発生したり、製造コストが上昇したりする
ので、Ｐの添加との併用も考える。さらに本発明者ら
は、Ｍｎ、Ｃｒの積極的な添加によりＢＨ性も向上する
という新知見も得た。これは、これらの元素がＣと引力
の相互作用を有するため、ＴｉＣやＮｂＣと平衡するマ
トリックス中の固溶Ｃをより安定化するので、これらの
溶解度積が大きくなり、焼鈍中に再固溶して残存する固
溶Ｃ量が増加したものと考える。したがって、Ｍｎ、Ｃ
ｒの添加はＢＨ性を付与するための新しい手段としても
活用できる。また、ＢＨ性に寄与する固溶Ｃは、極低炭
素鋼の欠点として知られている２次加工脆化の防止手段
としてもＢと同様に有効である。
【００１０】ベース鋼をＴｉとＮｂを複合添加した極低
炭素鋼とするのも、本発明が優れた加工性と表面処理特
性を兼ね備えた高強度冷延鋼板の製造を目的とすること
と関係する。すなわち、ＴｉやＮｂを単独添加した場合
より加工性や表面処理性などの特性が優れ、かつ再結晶
温度の著しい上昇を防止できるという製造上の特徴とが
うまくバランスし、総合的に優れるからである。
炭素鋼とするのも、本発明が優れた加工性と表面処理特
性を兼ね備えた高強度冷延鋼板の製造を目的とすること
と関係する。すなわち、ＴｉやＮｂを単独添加した場合
より加工性や表面処理性などの特性が優れ、かつ再結晶
温度の著しい上昇を防止できるという製造上の特徴とが
うまくバランスし、総合的に優れるからである。
【００１１】さらに本発明者らは、従来鋼において強化
元素として多用されているＳｉ、Ｐの添加量を抑制し、
Ｍｎ、Ｃｒを活用する本発明鋼が、とくにゼンジマー方
式の連続溶融亜鉛メッキプロセスによる合金化溶融亜鉛
メッキ鋼板の製造において、次のような長所を有する新
知見も得た。すなわち、Ｓｉ、ＰはＺｎとＦｅの合金化
反応を抑制するため、これらの元素を多量に含む鋼板を
製造するときには、ラインスピードを減少させ生産性を
低下せざるをえなかった。また、Ｓｉの添加はメッキ密
着性を劣化させ、プレス成形時に種々の問題を生じた。
一方、Ｍｎ、Ｃｒの添加は、このような悪影響を持たな
いことが判明した。この点も、従来法の問題点の解決手
段として活用した。
元素として多用されているＳｉ、Ｐの添加量を抑制し、
Ｍｎ、Ｃｒを活用する本発明鋼が、とくにゼンジマー方
式の連続溶融亜鉛メッキプロセスによる合金化溶融亜鉛
メッキ鋼板の製造において、次のような長所を有する新
知見も得た。すなわち、Ｓｉ、ＰはＺｎとＦｅの合金化
反応を抑制するため、これらの元素を多量に含む鋼板を
製造するときには、ラインスピードを減少させ生産性を
低下せざるをえなかった。また、Ｓｉの添加はメッキ密
着性を劣化させ、プレス成形時に種々の問題を生じた。
一方、Ｍｎ、Ｃｒの添加は、このような悪影響を持たな
いことが判明した。この点も、従来法の問題点の解決手
段として活用した。
【００１２】本発明は、このような思想と新知見に基づ
いて構築されたものであり、その要旨とするところは以
下のとおりである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０００３〜０．０１％、Ｓ
ｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．５超〜３．５％、Ｐ：
０．０１〜０．１２％、Ｓ：０．０００５〜０．０１５
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００３〜
０．００６０％、Ｂ：０．０００１〜０．０００５％未
満、さらにＴｉ：０．００３〜０．１％およびＮｂ：
０．０１超〜０．１％の両方を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる成形性に優れた高強度冷延鋼板
および溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。 （２）重量％で、Ｃ：０．０００３〜０．０１％、Ｓ
ｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．５超〜３．５％、Ｃ
ｒ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０１〜０．１２％、
Ｓ：０．０００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．００５〜
０．１％、Ｎ：０．０００３〜０．００６０％、さら
に、Ｔｉ：０．００３〜０．１％およびＮｂ：０．０１
超〜０．１％の両方を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなる成形性に優れた高強度冷延鋼板および溶
融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。 （３）Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有する請
求項（２）に記載の成形性に優れた高強度冷延鋼板およ
び溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。 （４）請求項（１）〜（３）に記載の化学成分よりなる
スラブを（Ａｒ3 −１００）℃以上の温度で熱間圧延の
仕上げを行い、室温から７５０℃の温度で巻取り、６０
％以上の圧延率で冷間圧延を行い、連続焼鈍における焼
鈍温度を７００〜９００℃とすることを特徴とする成形
性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 （５）請求項（１）〜（３）に記載の化学成分よりなる
スラブを（Ａｒ3 −１００）℃以上の温度で熱間圧延の
仕上げを行い、室温から７５０℃の温度で巻取り、６０
％以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度を７００〜
９００℃のインライン焼鈍型溶融亜鉛メッキを施すこと
を特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度冷延
鋼板の製造方法。
いて構築されたものであり、その要旨とするところは以
下のとおりである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０００３〜０．０１％、Ｓ
ｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．５超〜３．５％、Ｐ：
０．０１〜０．１２％、Ｓ：０．０００５〜０．０１５
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００３〜
０．００６０％、Ｂ：０．０００１〜０．０００５％未
満、さらにＴｉ：０．００３〜０．１％およびＮｂ：
０．０１超〜０．１％の両方を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる成形性に優れた高強度冷延鋼板
および溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。 （２）重量％で、Ｃ：０．０００３〜０．０１％、Ｓ
ｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．５超〜３．５％、Ｃ
ｒ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０１〜０．１２％、
Ｓ：０．０００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．００５〜
０．１％、Ｎ：０．０００３〜０．００６０％、さら
に、Ｔｉ：０．００３〜０．１％およびＮｂ：０．０１
超〜０．１％の両方を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなる成形性に優れた高強度冷延鋼板および溶
融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。 （３）Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有する請
求項（２）に記載の成形性に優れた高強度冷延鋼板およ
び溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。 （４）請求項（１）〜（３）に記載の化学成分よりなる
スラブを（Ａｒ3 −１００）℃以上の温度で熱間圧延の
仕上げを行い、室温から７５０℃の温度で巻取り、６０
％以上の圧延率で冷間圧延を行い、連続焼鈍における焼
鈍温度を７００〜９００℃とすることを特徴とする成形
性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 （５）請求項（１）〜（３）に記載の化学成分よりなる
スラブを（Ａｒ3 −１００）℃以上の温度で熱間圧延の
仕上げを行い、室温から７５０℃の温度で巻取り、６０
％以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度を７００〜
９００℃のインライン焼鈍型溶融亜鉛メッキを施すこと
を特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度冷延
鋼板の製造方法。
【００１３】
【作用】ここに本発明において鋼組成および製造条件を
上述のように限定する理由についてさらに説明する。 Ｃ：Ｃは成品の材質特性を決定する極めて重要な元素で
ある。本発明は真空脱ガス処理をした極低炭素鋼を前提
とするが、Ｃが０．０００３％未満になると粒界強度が
低下し、２次加工脆性が発生し、かつ製造コストが著し
く増加するので、その下限を０．０００３％とする。一
方、Ｃ量が０．０１％超になると強度は上昇するが、成
形性が著しく低下するので、その上限を０．０１％とす
る。 Ｓｉ：Ｓｉは、添加量が０．０３％超となると、降伏強
度が上昇したり、化成処理性の低下、溶融亜鉛メッキの
密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下な
どの問題が発生する。したがって、その上限を０．０３
％とする。下限は低いほど好ましいので特に指定しな
い。
上述のように限定する理由についてさらに説明する。 Ｃ：Ｃは成品の材質特性を決定する極めて重要な元素で
ある。本発明は真空脱ガス処理をした極低炭素鋼を前提
とするが、Ｃが０．０００３％未満になると粒界強度が
低下し、２次加工脆性が発生し、かつ製造コストが著し
く増加するので、その下限を０．０００３％とする。一
方、Ｃ量が０．０１％超になると強度は上昇するが、成
形性が著しく低下するので、その上限を０．０１％とす
る。 Ｓｉ：Ｓｉは、添加量が０．０３％超となると、降伏強
度が上昇したり、化成処理性の低下、溶融亜鉛メッキの
密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下な
どの問題が発生する。したがって、その上限を０．０３
％とする。下限は低いほど好ましいので特に指定しな
い。
【００１４】Ｍｎ：Ｍｎは、降伏強度をあまり上昇させ
ず強度を増加させる有効な固溶体強化元素であり、かつ
焼付硬化能を付与したり、化成処理性や溶融亜鉛メッキ
性を改善する効果も有するので、本発明では積極的に添
加する。０．５％以下の添加では、上に述べた効果が顕
著に現れないので、その下限を０．５％超とする。一
方、３．５％を超えると焼鈍後低温変態生成物が増加
し、降伏強度が著しく増加したり延性が低下したりす
る。さらに、平均ｒ値も低下するので、その上限を３．
５％とする。 Ｃｒ：ＣｒもＭｎ同様、降伏強度をほとんど上昇させず
強度を増加させる有効な元素であり、かつ焼付硬化能を
付与するので、本発明では積極的に利用することもでき
る。しかし、その添加量が０．０１％未満では効果が現
れないので、下限値を０．０１％とする。一方、３％を
超えると熱延板の酸洗性が低下したり、製品板の化成処
理性が劣化したりするので、上限を３％とする。
ず強度を増加させる有効な固溶体強化元素であり、かつ
焼付硬化能を付与したり、化成処理性や溶融亜鉛メッキ
性を改善する効果も有するので、本発明では積極的に添
加する。０．５％以下の添加では、上に述べた効果が顕
著に現れないので、その下限を０．５％超とする。一
方、３．５％を超えると焼鈍後低温変態生成物が増加
し、降伏強度が著しく増加したり延性が低下したりす
る。さらに、平均ｒ値も低下するので、その上限を３．
５％とする。 Ｃｒ：ＣｒもＭｎ同様、降伏強度をほとんど上昇させず
強度を増加させる有効な元素であり、かつ焼付硬化能を
付与するので、本発明では積極的に利用することもでき
る。しかし、その添加量が０．０１％未満では効果が現
れないので、下限値を０．０１％とする。一方、３％を
超えると熱延板の酸洗性が低下したり、製品板の化成処
理性が劣化したりするので、上限を３％とする。
【００１５】Ｐ：ＰはＳｉ同様、安価に強度を上昇する
元素として知られており、その添加量は狙いとする強度
レベルに応じて変化するが、本発明のように引張強度を
３５〜５０Kgf/mm2 とするためには、その添加量を０．
０１％以上とする。しかし、添加量が０．１２％超とな
ると、降伏強度が上昇しすぎてプレス時に面形状不良を
引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛メッキ時に合金化反
応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加
工脆化も発生する。したがって、上限値を、０．１２％
とする。 Ｓ：Ｓ量は低い方が好ましいが、０．０００５％未満に
なると製造コストが上昇するので、これを下限値とす
る。一方、０．０１５％超になるとＭｎＳが数多く析出
し、加工性が劣化するので、これを上限値とする。
元素として知られており、その添加量は狙いとする強度
レベルに応じて変化するが、本発明のように引張強度を
３５〜５０Kgf/mm2 とするためには、その添加量を０．
０１％以上とする。しかし、添加量が０．１２％超とな
ると、降伏強度が上昇しすぎてプレス時に面形状不良を
引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛メッキ時に合金化反
応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加
工脆化も発生する。したがって、上限値を、０．１２％
とする。 Ｓ：Ｓ量は低い方が好ましいが、０．０００５％未満に
なると製造コストが上昇するので、これを下限値とす
る。一方、０．０１５％超になるとＭｎＳが数多く析出
し、加工性が劣化するので、これを上限値とする。
【００１６】Ａｌ：Ａｌは脱酸調整に使用するが、０．
００５％未満ではＴｉおよびＮｂの添加歩留が低下す
る。一方、０．１％超になるとコスト上昇を招く。 Ｔｉ：Ｔｉは、Ｎ、あるいはＣやＳの一部あるいは全部
を固定することにより、極低炭素鋼の加工性と非時効性
を確保する役割を有する。Ｔｉが０．００３％未満では
その添加効果が現れないので、これを下限値とする。一
方、０．１％超となると著しい合金コストの上昇を招く
ので、上限値を０．１０％とする。 Ｎｂ：Ｎｂは、Ｃの一部あるいは全部をＮｂＣとして固
定することにより、極低炭素鋼板の加工性と非時効性を
確保する役割を有する。Ｎｂ量が０．０１％以下では、
その添加効果が現れないので、これを下限値とする。一
方、Ｎｂ量が０．１０％超になると著しい合金コストの
上昇と、再結晶温度の上昇、さらに加工性の低下を招く
ので、上限値を０．１０％とする。
００５％未満ではＴｉおよびＮｂの添加歩留が低下す
る。一方、０．１％超になるとコスト上昇を招く。 Ｔｉ：Ｔｉは、Ｎ、あるいはＣやＳの一部あるいは全部
を固定することにより、極低炭素鋼の加工性と非時効性
を確保する役割を有する。Ｔｉが０．００３％未満では
その添加効果が現れないので、これを下限値とする。一
方、０．１％超となると著しい合金コストの上昇を招く
ので、上限値を０．１０％とする。 Ｎｂ：Ｎｂは、Ｃの一部あるいは全部をＮｂＣとして固
定することにより、極低炭素鋼板の加工性と非時効性を
確保する役割を有する。Ｎｂ量が０．０１％以下では、
その添加効果が現れないので、これを下限値とする。一
方、Ｎｂ量が０．１０％超になると著しい合金コストの
上昇と、再結晶温度の上昇、さらに加工性の低下を招く
ので、上限値を０．１０％とする。
【００１７】Ｎ：Ｎは低い方が好ましい。しかし、０．
０００３％未満にするには著しいコスト上昇を招く。一
方、余り多いと多量のＴｉやＡｌの添加が必要になった
り、加工性が劣化したりするので、０．００６０％を上
限値とする。 Ｂ：Ｂは、Ｎが事前に固定されている場合には、結晶粒
界に偏析し、２次加工脆化の防止に有効であるので０．
０００１〜０．０００５％未満添加する。０．０００１
％未満では、その効果が不充分であり、０．０００５％
以上になると降伏点が上昇し加工性の劣化の原因とな
る。ただしＣｒを含有する場合には、固溶Ｃが確保され
易いので、２次加工性に対してＢの添加は必須ではな
い。ただし、一層の２次加工性の向上を狙う場合は、Ｂ
を添加し、その際、０．０００５％以上添加しても降伏
点が著しく上昇することはないので、その上限を０．０
０２０％とする。
０００３％未満にするには著しいコスト上昇を招く。一
方、余り多いと多量のＴｉやＡｌの添加が必要になった
り、加工性が劣化したりするので、０．００６０％を上
限値とする。 Ｂ：Ｂは、Ｎが事前に固定されている場合には、結晶粒
界に偏析し、２次加工脆化の防止に有効であるので０．
０００１〜０．０００５％未満添加する。０．０００１
％未満では、その効果が不充分であり、０．０００５％
以上になると降伏点が上昇し加工性の劣化の原因とな
る。ただしＣｒを含有する場合には、固溶Ｃが確保され
易いので、２次加工性に対してＢの添加は必須ではな
い。ただし、一層の２次加工性の向上を狙う場合は、Ｂ
を添加し、その際、０．０００５％以上添加しても降伏
点が著しく上昇することはないので、その上限を０．０
０２０％とする。
【００１８】次に、製造条件の限定理由について述べ
る。熱延の仕上げ温度は、成品板の加工性を確保すると
いう観点からＡｒ3 −１００℃以上とする必要がある。
また、巻き取り温度は室温から７５０℃とする。本発明
はその成品材質が熱延巻き取り温度の影響をあまり受け
ないという特徴を有する。これは、ＮがＴｉＮとして固
定された極低炭素鋼であるということに加え、ＭｎやＣ
ｒなどをかなり添加しており熱延板の組織が著しく微細
で均一化していることも一因と考えられる。巻き取り温
度の上限が７５０℃であることは、コイル両端部での材
質劣化に起因する歩留減少を防止する観点から決定され
る。
る。熱延の仕上げ温度は、成品板の加工性を確保すると
いう観点からＡｒ3 −１００℃以上とする必要がある。
また、巻き取り温度は室温から７５０℃とする。本発明
はその成品材質が熱延巻き取り温度の影響をあまり受け
ないという特徴を有する。これは、ＮがＴｉＮとして固
定された極低炭素鋼であるということに加え、ＭｎやＣ
ｒなどをかなり添加しており熱延板の組織が著しく微細
で均一化していることも一因と考えられる。巻き取り温
度の上限が７５０℃であることは、コイル両端部での材
質劣化に起因する歩留減少を防止する観点から決定され
る。
【００１９】冷間圧延は通常の条件でよく、焼鈍後の深
絞り性を確保する目的から、その圧下率は６０％以上と
する。連続焼鈍あるいはライン内焼鈍方式の連続溶融Ｚ
ｎメッキ設備の焼鈍温度は、７００℃〜９００℃とす
る。焼鈍温度が７００℃未満では、再結晶が不充分であ
る。また、加工性やＢＨ性は焼鈍温度の上昇とともに向
上するが、９００℃超では高温すぎて板破断や板の平坦
度が悪化する。かくして、本発明によれば、引張強度が
３５〜５０Kgf/mm2 、降伏強度が１５〜２８Kgf/mm2 、
低歪域での加工硬化能の指標であるＷＨ量（２％変形応
力−降伏強度）が４Kgf/mm2 以上で必要に応じて２Kgf/
mm2 以上のＢＨ性を付与することができ、かつ平均ｒ値
と伸びが良好で、２次加工脆性の生じにくく、更に必要
に応じて溶融亜鉛メッキ特性も良好な高強度冷延鋼板が
製造される。次に本発明を実施例にて説明する。
絞り性を確保する目的から、その圧下率は６０％以上と
する。連続焼鈍あるいはライン内焼鈍方式の連続溶融Ｚ
ｎメッキ設備の焼鈍温度は、７００℃〜９００℃とす
る。焼鈍温度が７００℃未満では、再結晶が不充分であ
る。また、加工性やＢＨ性は焼鈍温度の上昇とともに向
上するが、９００℃超では高温すぎて板破断や板の平坦
度が悪化する。かくして、本発明によれば、引張強度が
３５〜５０Kgf/mm2 、降伏強度が１５〜２８Kgf/mm2 、
低歪域での加工硬化能の指標であるＷＨ量（２％変形応
力−降伏強度）が４Kgf/mm2 以上で必要に応じて２Kgf/
mm2 以上のＢＨ性を付与することができ、かつ平均ｒ値
と伸びが良好で、２次加工脆性の生じにくく、更に必要
に応じて溶融亜鉛メッキ特性も良好な高強度冷延鋼板が
製造される。次に本発明を実施例にて説明する。
【００２０】
〔実施例１〕表１に示す組成を有する鋼を溶製し、スラ
ブ加熱温度１２００℃、仕上げ温度９００℃、巻き取り
温度６５０℃で熱間圧延し、３．８mm厚の鋼板とした。
酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し０．７６mmの
冷延板とし、次いで加熱速度１５℃／秒、均熱８３０℃
×５０秒、冷却速度２０℃／秒の連続焼鈍をした。さら
に、０．５％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ５号引張
試験片を採取し引張試験に供した。引張試験結果をまと
めて表２に示す。
ブ加熱温度１２００℃、仕上げ温度９００℃、巻き取り
温度６５０℃で熱間圧延し、３．８mm厚の鋼板とした。
酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し０．７６mmの
冷延板とし、次いで加熱速度１５℃／秒、均熱８３０℃
×５０秒、冷却速度２０℃／秒の連続焼鈍をした。さら
に、０．５％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ５号引張
試験片を採取し引張試験に供した。引張試験結果をまと
めて表２に示す。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】ここで、本発明において重要となるＷＨ量
は、圧延方向に２％の引張歪を付加した時の加工硬化量
であり、２％変形応力から降伏応力（ＹＰ）を差し引い
た量である。また、ＢＨ量は２％予歪材に１７０℃×２
０分の塗装焼付相当の熱処理を施してから再度引張試験
を行った場合の応力の上昇量（再引張試験時の下降伏応
力から２％変形応力を差し引いた値）である。また、２
次加工脆化遷移温度は、調質圧延した鋼板から直径５０
mmのブランクを打ち抜きついで直径３３mmのポンチでカ
ップ成形し、これに種々の温度で落重試験を施した場合
の延性−脆性遷移温度である。
は、圧延方向に２％の引張歪を付加した時の加工硬化量
であり、２％変形応力から降伏応力（ＹＰ）を差し引い
た量である。また、ＢＨ量は２％予歪材に１７０℃×２
０分の塗装焼付相当の熱処理を施してから再度引張試験
を行った場合の応力の上昇量（再引張試験時の下降伏応
力から２％変形応力を差し引いた値）である。また、２
次加工脆化遷移温度は、調質圧延した鋼板から直径５０
mmのブランクを打ち抜きついで直径３３mmのポンチでカ
ップ成形し、これに種々の温度で落重試験を施した場合
の延性−脆性遷移温度である。
【００２４】表２から明らかなように、本発明鋼は、従
来鋼の同レベルの引張試験を有する高強度鋼板と比較し
て降伏強度が低く面形状性が良好であり、ＷＨとＢＨ量
が高いので、たとえば自動車の外・内板パネルには好適
の材料である。すなわち、本発明鋼は従来鋼と比較し
て、同一強度でも降伏強度が低くプレス後の面形状が良
好となることが期待できる。一方、図１に示すように本
発明鋼は、従来鋼と比較して降伏強度が同一でも（ＷＨ
＋ＢＨ）量が高いので耐デント特性（σd ＝ＹＰ＋ＷＨ
＋ＢＨ）も同時に改善される。さらに、表２に示すよう
に本発明鋼は従来鋼よりＰ、Ｓｉの添加量が少なく、Ｍ
ｎやＣｒを多量に添加しているのでＢＨ量も高く、耐２
次加工脆性にも優れている。ここで、鋼２−４は、Ｔ
ｉ、Ｎｂ量が少なすぎて、製品板を１００℃で１時間人
工時効すると降伏点伸び（ＹＰ−Ｅ１）が１．３％も生
じた。これでは、プレス時にストレッチャーストレイン
が発生する。
来鋼の同レベルの引張試験を有する高強度鋼板と比較し
て降伏強度が低く面形状性が良好であり、ＷＨとＢＨ量
が高いので、たとえば自動車の外・内板パネルには好適
の材料である。すなわち、本発明鋼は従来鋼と比較し
て、同一強度でも降伏強度が低くプレス後の面形状が良
好となることが期待できる。一方、図１に示すように本
発明鋼は、従来鋼と比較して降伏強度が同一でも（ＷＨ
＋ＢＨ）量が高いので耐デント特性（σd ＝ＹＰ＋ＷＨ
＋ＢＨ）も同時に改善される。さらに、表２に示すよう
に本発明鋼は従来鋼よりＰ、Ｓｉの添加量が少なく、Ｍ
ｎやＣｒを多量に添加しているのでＢＨ量も高く、耐２
次加工脆性にも優れている。ここで、鋼２−４は、Ｔ
ｉ、Ｎｂ量が少なすぎて、製品板を１００℃で１時間人
工時効すると降伏点伸び（ＹＰ−Ｅ１）が１．３％も生
じた。これでは、プレス時にストレッチャーストレイン
が発生する。
【００２５】〔実施例２〕表１の１−１、１−２、１−
３、２−１、２−２、２−３に示す組成を有する鋼を溶
製し、スラブ加熱温度１１５０℃、仕上げ温度９１０
℃、巻き取り温度６００℃の条件で熱間圧延し、４．０
mm厚の鋼板とした。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延
を施し０．８mmの冷延板とし、次いで加熱速度１５℃／
秒で最高加熱温度８２０℃まで加熱してから約１０℃／
秒で冷却し、４６０℃で慣用の溶融亜鉛メッキを行い
（溶中Ａｌ濃度は０．１１％）、さらに加熱して５２０
℃で２０秒間合金化処理後約１０℃／秒で室温まで冷却
した。得られた合金化亜鉛メッキ鋼板について機械的性
質、メッキ密着性、およびメッキ皮膜中のＦｅ濃度を測
定した。これらの結果も表３にまとめて示す。
３、２−１、２−２、２−３に示す組成を有する鋼を溶
製し、スラブ加熱温度１１５０℃、仕上げ温度９１０
℃、巻き取り温度６００℃の条件で熱間圧延し、４．０
mm厚の鋼板とした。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延
を施し０．８mmの冷延板とし、次いで加熱速度１５℃／
秒で最高加熱温度８２０℃まで加熱してから約１０℃／
秒で冷却し、４６０℃で慣用の溶融亜鉛メッキを行い
（溶中Ａｌ濃度は０．１１％）、さらに加熱して５２０
℃で２０秒間合金化処理後約１０℃／秒で室温まで冷却
した。得られた合金化亜鉛メッキ鋼板について機械的性
質、メッキ密着性、およびメッキ皮膜中のＦｅ濃度を測
定した。これらの結果も表３にまとめて示す。
【００２６】
【表３】
【００２７】ここで、メッキ密着性は１８０℃密着曲げ
を行い、亜鉛皮膜の剥離状況を、曲げ加工部にセロテー
プを接着したのち、これをはがしてテープに付着した剥
離メッキ量から判定した。評価は、下記の５段階とし
た。 １…剥離大、２…剥離中、３…剥離小、４…剥離少量、
５…剥離全く無 また、メッキ層中のＦｅ濃度は、Ｘ線回折によって求め
た。
を行い、亜鉛皮膜の剥離状況を、曲げ加工部にセロテー
プを接着したのち、これをはがしてテープに付着した剥
離メッキ量から判定した。評価は、下記の５段階とし
た。 １…剥離大、２…剥離中、３…剥離小、４…剥離少量、
５…剥離全く無 また、メッキ層中のＦｅ濃度は、Ｘ線回折によって求め
た。
【００２８】表３から明らかなように、本発明鋼は従来
鋼と比較して低ＹＰで、かつＷＨとＢＨ量が高く、耐デ
ント性と対応するσd も向上する。これは、実施例１で
も確認された点である。さらに、従来鋼と比較し本発明
鋼はメッキ密着性が良好であり、合金層中のＦｅ濃度も
望ましい相と考えられているδl 相のそれに相当する量
となっている。これは、本発明においてはメッキ密着性
を劣化させるＳｉや合金化反応を制御するＰやＳｉを極
力低減し、ＭｎやＣｒを添加して強度を上昇させている
ためと考えられる。
鋼と比較して低ＹＰで、かつＷＨとＢＨ量が高く、耐デ
ント性と対応するσd も向上する。これは、実施例１で
も確認された点である。さらに、従来鋼と比較し本発明
鋼はメッキ密着性が良好であり、合金層中のＦｅ濃度も
望ましい相と考えられているδl 相のそれに相当する量
となっている。これは、本発明においてはメッキ密着性
を劣化させるＳｉや合金化反応を制御するＰやＳｉを極
力低減し、ＭｎやＣｒを添加して強度を上昇させている
ためと考えられる。
【００２９】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
によれば従来にないプレス成形性に優れた高強度冷延鋼
板が、低コストの製造法によって得られる。また、本発
明鋼は溶融亜鉛メッキ特性も良好であり、防錆機能も発
揮できる。その結果、本発明鋼を自動車のボディやフレ
ームなどに使用すると、板厚の軽減すなわち車体の軽量
化が可能となるので、最近話題となっている地球環境の
保全にも本発明は大きく寄与できる。このように、本発
明の産業上の意義はきわめて大きい。
によれば従来にないプレス成形性に優れた高強度冷延鋼
板が、低コストの製造法によって得られる。また、本発
明鋼は溶融亜鉛メッキ特性も良好であり、防錆機能も発
揮できる。その結果、本発明鋼を自動車のボディやフレ
ームなどに使用すると、板厚の軽減すなわち車体の軽量
化が可能となるので、最近話題となっている地球環境の
保全にも本発明は大きく寄与できる。このように、本発
明の産業上の意義はきわめて大きい。
【図１】降伏σd （デント特性の指標）との関係を示す
図である。
図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/40
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０００３〜０．０１
％、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．５超〜３．５
％、Ｐ：０．０１〜０．１２％、Ｓ：０．０００５〜
０．０１５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．
０００３〜０．００６０％、Ｂ：０．０００１〜０．０
００５％未満、さらにＴｉ：０．００３〜０．１％およ
びＮｂ：０．０１超〜０．１％の両方を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる成形性に優れた高強度
冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０００３〜０．０１
％、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．５超〜３．５
％、Ｃｒ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０１〜０．１
２％、Ｓ：０．０００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．０
０５〜０．１％、Ｎ：０．０００３〜０．００６０％、
さらにＴｉ：０．００３〜０．１％およびＮｂ：０．０
１超〜０．１％の両方を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる成形性に優れた高強度冷延鋼板および
溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。 - 【請求項３】 Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含
有する請求項（２）に記載の成形性に優れた高強度冷延
鋼板および溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。 - 【請求項４】 請求項（１）〜（３）に記載の化学成分
よりなるスラブを（Ａｒ3 −１００）℃以上の温度で熱
間圧延の仕上げを行い、室温から７５０℃の温度で巻取
り、６０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、連続焼鈍に
おける焼鈍温度を７００〜９００℃とすることを特徴と
する成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項（１）〜（３）に記載の化学成分
よりなるスラブを（Ａｒ3 −１００）℃以上の温度で熱
間圧延の仕上げを行い、室温から７５０℃の温度で巻取
り、６０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度を
７００〜９００℃のインライン焼鈍型溶融亜鉛メッキを
施すことを特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高
強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5315092A JPH05255807A (ja) | 1992-03-12 | 1992-03-12 | 成形性に優れた高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5315092A JPH05255807A (ja) | 1992-03-12 | 1992-03-12 | 成形性に優れた高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05255807A true JPH05255807A (ja) | 1993-10-05 |
Family
ID=12934809
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5315092A Withdrawn JPH05255807A (ja) | 1992-03-12 | 1992-03-12 | 成形性に優れた高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05255807A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5882803A (en) * | 1994-02-15 | 1999-03-16 | Kawasaki Steel Corporation | High-strength hot dip galvannealed steel sheets having excellent plating properties and method of producing the same |
| JP2007231371A (ja) * | 2006-03-01 | 2007-09-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| WO2008126945A1 (ja) | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 低温靱性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2009215585A (ja) * | 2008-03-07 | 2009-09-24 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板 |
-
1992
- 1992-03-12 JP JP5315092A patent/JPH05255807A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5882803A (en) * | 1994-02-15 | 1999-03-16 | Kawasaki Steel Corporation | High-strength hot dip galvannealed steel sheets having excellent plating properties and method of producing the same |
| JP2007231371A (ja) * | 2006-03-01 | 2007-09-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| WO2008126945A1 (ja) | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 低温靱性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
| US8889264B2 (en) | 2007-04-11 | 2014-11-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot dip plated high strength steel sheet for press forming use superior in low temperature toughness |
| JP2009215585A (ja) * | 2008-03-07 | 2009-09-24 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板 |
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