JPS5931827A - 超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方法に関する
ものである。

近年、自動車産業界では車体軽量化による燃費向上と安
全性の追求から高強度鋼板に対する要望が高まりつつあ
る。一方、自動車の販売性は車体のスタイリングで左右
される風潮にあることから、従来に増して鋼板のプレス
成形性が重要視されてきた。このような背景から、プレ
ス成形時には良好な成形性を示し、塗装焼付後に、降伏
強度、引張強度の上昇する特性、即ち焼料硬化性を有す
る鋼板に対する要求が高まっている。本発明はかかる要
求を満足する超深絞り用焼付硬化性鋼板の製造方法に関
するものである。

焼付硬化性を有しない超深絞り用鋼板の製造方法に関す
るものとしては、Ｔｉキルド鋼板（％公昭４４−１８０
６６号公報）及び゛Ｎｂキルド鋼板（特公昭５４−１２
４５号公報）の２つの系統のものが知られている。しか
しながらこれらの鋼板は、鋼板中のＣＸＮを完全にＴｉ
あるいはＮｂ等の析出物として固定して℃・るために、
プレス成１ヒ後の塗装焼イス１時に歪時効現象が起こら
ず、従って１１１刊硬化性な有１〜ないものて゛ある。

次に、焼（＝１硬化性を伺与した超深絞り用鋼板σ）製
造法としては、Ｎｂ添加鋼にお℃・て鋼中のＣ，Ｎ、Ａ
Ｉ含有計に応じてＮｂを添加し、Ｎｂ　（ａ　ｔ％）／
（固溶Ｃ（ａｔ％）十固１Ｎ（ａｔ％））をある範囲内
に制限することにより、鋼板中の固溶Ｃ１固溶Ｎ量をコ
ントロールし、さらに焼鈍後の冷却速１８ｉを制御する
ことを特徴とする方法（特公昭５５−＋　４１５２６号
、５５−１４１．５５５号公報）がある。

１、かじながら、実際に調査検討してみると、かかる製
１告法には次のような欠点がある。ます熱延巻取温度、
焼鈍温度、焼鈍後の冷却速度に月ず４）制限であイ）。

Ｎｂ添加鋼では熱延で高温を取（巻取１品ｔｗ　；７０
０　℃）を必要とする。通常の巻取温度では冗全再結晶
温度が非常に尚く／ｃ−）で、連続切、鈍炉の可能温度
範囲（通常は約８５０　’Ｃ以下）では未再結晶部が残
っていたり、またＮｂ敏の多少によって拐質の変動が大
きし・。

高温巻取を行なった場４合には、熱延コイルのコイル長
手方向端部を除いては約ＳＯＯ〜８５０℃の焼鈍温度で
高いｒ値の鋼板が鼾られることは種々報告されている通
りである。しかシフ、高温巻取を行なうと見・うことは
、スケールが厚くなり酸洗能率を極端に落１−だけでな
く、コイル端部は冷却速度が速℃・ために通常の巻取温
度と同じ程度の材質となり、十分な利質が得られな（・
ので歩留の低下はＮｂキルト鋼では特に犬き℃・ものが
ある。

第２は焼鈍温度と焼鈍後の冷却速度の問題である。前記
の公知技術にある如く、高温（約９００℃す、上）で焼
鈍すると熱延で析出してし・たＮｂ（Ｃ，Ｎ）ある（・
はＡＩＮが再溶解するために固溶Ｎ１固溶Ｃが増加し７
時効性が大きくなる。また、焼鈍後の冷却速度を該特許
にあるように、４００℃までを５０℃／ｓｅｅ以下ある
（・は、４００℃までを５０℃／ｓｅｃ以上かつ４００
　℃から２００℃までを１０℃／ｓｅｃ以下という様に
、徐冷しなければ、固溶Ｎ、固溶Ｃの影響により遅時効
性とならないのである。Ｎｂ添加鋼の場合に特に問題と
なるのは、高温で再溶解する入ＩＮであり、常温時効性
に２：↑して問題となるのはこのＮ時効によるものであ
る。

第３の欠点は亜鉛めっき特性である。一般に溶融亜鉛め
っきを行なった場合、鋼中のＳｉ含有袖か約（１，３％
を越えるとめつき密着性が劣化するとされている。これ
は鋼板表面に濃化するＳｉＫよって薄（・酸・化膜が生
成され、地鉄と溶融１１ｊ鉛との反応が良好に進まない
ためとされる。

かかる理由から溶融亜鉛めっきを行な５拐料では、表面
濃化Ｓｉ歇を抑えろため鋼中のＳｉ含有Ｍを約０３％以
下に制限して製造に供してきた。

しかしながら引張強度４０　Ｋｇ／ｍＡ以上の鋼板を製
造する場ａ、二次加］Ｌ割れの問題からＰ含有量が制限
され、その能の合金元素を添加して高強度化しな（ｊれ
ばならなし・にもかかわらず、かかるめ−）き密着性の
観点からＳｉおよびＭｎを添加できな（・ため、実質上
４０　Ｋ９７ｍＡを超える引張強度を有する性能の良好
な亜鉛めっき超深絞り可焼料硬化性鋼板は非常に難しく
・。以−ヒのＳ＋の表面濃化現象は、徐冷却時における
一般現象−であり、現在まで解決されなし・問題点であ
った。

本発明者等は、従来技術であるＮｂ添加鋼のもつこれら
の欠点を詳細に検削した結果、本質的な原因は次の３点
であるという結論を得た。

（１）熱延巻取時の温度履歴に大きく影響されるＡ１．
Ｈの析出。（２）焼鈍温度および焼鈍後の冷却速度に依
存して固溶Ｃ１固溶Ｎ量が変化すること。

（３）焼鈍後の冷却速度に依存する合金元素の粒界ある
いは表面への濃化の３点である。

（１）につし・では、実際Ｎｂ添加鋼ではＮｂは炭化物
を形成するが、窒化物形成傾向は比較的弱く、窒素はＡ
ＩＮとして析出して見・る。ＡＩＮは通常の巻取温度で
は形成され難く、巻取温度を７００℃以」二にしないと
熱延板中では析出せず、冷延後の連続焼鈍時に微細析出
物として析出し、結晶粒の成長を抑制し、降伏強度を高
くしたり、伸びを低下させる等の材質劣化を引き起こす
。

（ｊＹ−’）て、高温巻取をした場合でも、熱延コイル
長丁力向中心部はＡＩＮが析出するが１、冷却速、度の
床（・コイル長手方向前後端部では巻取時にＡＩＮが析
出しなし・ことがら通常巻取時と同様、降伏強度のトゲ
１、伸び、ｒ値の極端な低下をもたらずものＣ・ある。

また、熱延巻取温度の微妙な・ミラツキやコイルの中央
部、端部ではＡＩＮの析出の程度に差がでてくるために
、熱延コイルの前、後端部の材質劣化やコイル内材質の
バラツキが生ずるものである３、 （２）につ（・ては、高温焼鈍を行なうと、熱延巻取時
に析出して℃・たＮｂ（Ｃ，、Ｎ）やＡＩＮ等の析出物
が、その温度における溶解度積になる如くｒｌｆ　（６
Ｍ’　Ｌ、固溶ｄ、固溶Ｎが増加する。特にＡＩＮ溶解
に起因する固溶Ｎは固溶ＣＫ比較して常温時効性が尺き
いため、遅時効性という目標（］質に反することになる
。また、焼鈍時に存在すＺ１同浴Ｃ１固溶Ｎはその後の
冷却過程でＮｂ（Ｃ，Ｎ）あるいはＡＩＮとして析出す
るが、特にＡＩＨの析出速度は約８１５℃にピークを持
ち低温になる程小さくなるため、高温域での１子冷却が
必要となる。該特許では、４００℃までを徐冷モしくは
４００℃までを急冷し２て４ｏｏ℃がら２００℃までを
徐冷しなければならないとして℃・るか、実質上４００
℃から２００　℃の温度域での析出速度は極めて小さく
、高温域での徐冷却が必要ということになる。いずれに
してもかかる製造法では焼鈍温度、焼鈍後の冷却速度の
コントロールが不可欠であることに変わりはな（・０（
３）については既に述べた通りである。

以上述べてきた考えに基づいて、熱延巻取温度に依らず
にコイル内材質の均質性が良好であり、焼鈍温度及び焼
鈍後の冷却速度に依らずに焼料硬化性か１・］与でき、
さらに二次加工脆性の問題がなく、溶融亜鉛めっき鋼板
製造時にめっき密着性が良好な超深絞り用鋼板製造方法
の考え方は以下のようなものになった。

即ち、ＮはＡＩＮではなく　ＴｉによってＴｉＮとして
仕上げ熱延前に析出させ、以下の熱延巻取時、冷延、再
結晶焼鈍時には再固溶、析出と（・・−）だ反応を起こ
さな℃・、言し・かえれば熱延以後の工程はＮに関して
は材質に無関係と℃・うことである。またＣは主として
ＮｂによってＮｂＣとして析出させるが、焼付硬化性を
熱延巻取温度、焼鈍温度、焼鈍後の冷却速度に・関係な
く安定して伺与するために、Ｃ量の含有範囲を、Ｎｂ添
２１１１　Ｍのみとの関係できまるＥｘｃｅｓｓ　Ｃ量
（Ｃ（％）２ −　面Ｎｂ　（％）　ノ値で定義する）が、１０〜５０
ｐｐｍの範囲に制御した鋼板が本発明の基本的な考え方
である。

本発明、中４が従来のＮｂ添加鋼と比較して著しく優れ
た材質特性を有するのは、ＴｉをＮｂと共に複合添加し
たことに依存するものである。即ち鋼中のＮは１゛ｉに
よって’Ｉ’ｉＮとして既に熱延加熱炉中で析出して℃
・る。公知の如＜’ｌ’ｉＮは窒１ヒ物として極めて高
温から安定析出物となるために、熱延、冷延、再結晶焼
鈍の各製造工程においてイ■ｊら変化するものではなく
、従って、がかろ製造二［程の影響によって材質が何ら
影響を受けろものではなし・。Ｎｂを単独に添加した鋼
板では、熱延巻取温度によってＡＩＮとしてのＮの析出
量が著しく変動するために通常巻取では、巻取段階にお
いて存在する固溶Ｎ量が多く、再結晶焼鈍時に微細析出
するＡＩＮある℃・はＮｂＮの影響で降伏強度が高（、
伸び、ｒ値が低く目標とする材質特性が得られない。ま
た高温巻取の場合においても、コイル長手方向前後端部
では巻取時の冷却速度が速いため、通常巻取相当の材質
となることは既に述べた通りである。

本発明鋼は鋼中のＮなＴｉＮとして熱延加熱炉中ですで
に析出させており、Ｔ−ｉＮは極めて高温から安定な析
出物であるから上記の如く、熱延巻取温度によって析出
量が変化するものではなし・。また、ＴｉＮは周知の如
くサイズの太き℃・析出物であるから門結晶焼鈍時に結
晶粒の成長を妨げ材質を劣化させるものではない。

以上の如く、本発明鋼は１゛ｉの添加により、熱延巻取
温度に関わらず、通常巻取でも良好な材質を得る製造法
となる。また、高温巻取を行なった場合においても、コ
イル内材質は極めて均質なものとなり、製造歩留の低下
は全く考慮する必要がない。

次に、焼鈍温度及び冷却速度の影響力あるが、本発明鋼
はＮをＴｉＮとして固定しており、焼鈍温度に比較して
榛めて高温の温度域にお℃・ても安定な析出物であるた
めに、高温焼鈍でも再固溶−することはなく固溶Ｎ量に
はほとんど全く影響し、な（・。従って焼付硬化性は固
溶Ｃ量のみに依って決定される・ものである。冷却速度
に関してもかかる理由から考慮する必要はなく任意の冷
却速度でよし・。また、室温まで急速冷却したとしても
何ら常温時効性に対して影響を及ぼすものではない。

仮りに高温焼鈍を行なって熱延巻取時に析出していたＮ
ｂＣσル一部が再固溶したと（２て、固溶０敗がｈずか
に変動したとしても急速冷速をすることにより、Ｃをは
じめとする元素の粒界への偏析が４１ｉ、端に低くなる
ため、論文等に記載のＵｌｌ＜、粒界が高純であること
の効果により時効処理後、降伏点伸びが出現することは
ない。

Ｔ１を複合添加した本発明Ｓにより、以上のように焼鈍
温度、冷却速度に依存せずに純粋に鋼中のＣ１Ｎ１）量
のみを制御することにより、実質上非時効である超深絞
り用焼付硬化性鋼板が製造できるものである。

更に本発明鋼では、Ｔｉの複合添加により前述の如く、
焼鈍後の冷却速度に依存せずに製造可能なため、Ｓｔ　
ＸＭｎ等を添加して４０　Ｋｆ／ｍＡを超える引張強度
の高℃・高強度溶融亜鉛めっき鋼板製造時に、めっき密
着性の極めて良好な、従来にない優れた鋼板を製造でき
る。

溶融亜鉛めっき鋼板のめつき密着性は、既に述べたよう
に、焼鈍冷却中に鋼板表面に濃化する主としてＳｉ等の
合金元素の影響により劣化するため、Ｓｉ含有量は約０
３係以下に制限されて（・た。このため特に引張強度４
０　Ｋ９／−以上の性能の良好な超深絞り用亜鉛めっき
鋼板は、これまで実質上製造されていなし・と言える。

この欠点も、本発明鋼ではＴｉの複合添加により材質は
冷却速度にほとんど全く依存せず、急速冷却も６Ｊ能と
なり、表面に濃化するＳｉ等の合金ｙし素を著しく低減
できろため、がかるＳｉ含有袖の高（・超深絞り可焼料
硬化性高強度鋼板の製造が可能どなるものであるも 以り述べてきた如く、本発明鋼はＴｉの複合添加により
、従来の鋼板にない種々の材質特性を兼ね備えた全く新
しく・性格の鋼板であり、極めて有利フエものである。

次に成分範囲について述べる。前述の如くＴｉ添加量は
Ｎとの関係で決まる。Ｔｉを添加するのは、ＮをＡＩＮ
あるいはＮｂＮとして析出させろと、その析出箪が巻取
温度によって大きく左右されたり、焼鈍温度、焼鈍後の
冷却速度によって、最終的に鋼板中の固溶ＮＪｉｔが影
響されるため（（、コイル長手方向端部の材質が劣化し
たり、コイル内月質のバラツキが大きくなったり、さら
には材質の巻取温度、焼鈍温ＩＷ、冷却速度に依４’ｒ
ｉ　して大きく変化するのを防ぐためである。

調配し、てみると、このよりなＮの効果は、含有Ｍ：　
２０１）ｐＩＴＩ以下では大きくなし・ため、Ｔｉ添加
欧の下限はＴｉで固定できな（・Ｎ　Ｎ、か２０　ｐｐ
ｍ以下となるように決まる。即ち４８／Ｍ（Ｎ（％）−
０，００２％（２０ｐｐｍ））＜Ｔｉ（％）である。こ
の場合に、Ｎは（Ｔｉ、Ａｌ）Ｎとして比較的高温でも
安定な析出物になっているために、実質上全Ｎ量をＴｉ
Ｎとして析出させたのと同様な効果を有することが実験
の結果確められて（・る。またＴｉ添加量の上限は１．
ＴｉをＮとの当量（即ち４８／１４Ｎ　（％）　）以上
に添加すると硫化物を形成したり、炭化物となって延性
及び二次加工性を劣化させたり、焼付硬化性の制御を困
難にする、さらにはＰ添加時にリン化物を形成して材質
を悪くするのでＴｉはＮとの当量以上は添加しないこと
が望まし℃・。以上よりＴｉ曜加量は４８／１４（Ｎ（
％）−０，００２％）＜Ｔｉ（％）≦４８７１４Ｎ（係
）となる。

一方ＮｂはＣとの関係で決まり、Ｅｘｃｅｓｓ　Ｃ敏（
Ｃ（％）　−］　２／９３　Ｎｂ　（％））が１０〜５
０（ｐｐｍ）の範囲内で、かつＮｂ量が０．０２％以下
であることか望まし℃・。従ってべｂ添加量はＮｂ（鉤
ζ（）０２係かつ９３／１２　（Ｃ（％）−０，００５
％　（ｓｏｐｐｍ）　）りＮｂ（％）Ｓ９３／Ｉ　２　
（Ｃ（％）　−０（１（１％　（ＩＯ’ｐｐｍ）　’Ｊ
となる。

Ｎｂ　Ｉ’ｆ＋の１・限は、実質１−１非時効となる限
界から決まる。Ｎｂにン・１する＋１歌を紹えるＣ量が
５０ｐｐｍす、−１−になると鋼板内の固溶Ｃか多くな
り過ぎ、焼（−１’　ｌｆ化性は大きくなるか、時効後
、降伏点伸びが現第１、外板用素材として適さない。Ｎ
ｂＭのに限は固溶Ｃが適当性残存するように決定される
。Ｅｘｃｅｓｓ　Ｃ量がｌ　Ｏｐｐｍ以下になると、最
終的な固溶Ｃ量が少くなり過ぎ、急速作動の場合でも、
焼料硬化性を十分＋ｊ与できな（・。

Ｆ；ｘｃｅｓｓ　Ｃ量かｌＯ〜５０ｐｐｍの範囲の場合
に、焼純温度冷却速度に関わらず安定して焼イτ１硬化
性な（−１’−ｊ”ｊでき、かつ実質［−非時効となる
（第５図に示寸）。

史Ｋ　Ｎｂ添加−州が０．ｏ２チを超えると、微細Ｎｂ
Ｃセ■出に力司冑加１−るために、再結晶温度が著１、
、　＜　ｌ　眉したり、ＮｂＣによる析出強化要素が太
きくｌ、【す、ＹＰの上層、Ｅｌ、ｒ値の低下の原因と
ｔｃるので本発明鋼の目標拐質からはずれるものであ７
．ＩＯ 第１図、第２図は本願発明鋼のＴｉ　、Ｎｂ含有量範囲
をＮ、Ｃ量との関係で図示したものである。第３図、第
４図は’ｒ’＋　％　Ｎｂ量と拐質の関係から本発明の
範囲を示したものである。

第３図は、Ｎｂ量を一定量（ｏ、ｏｏｓ係）に固定し、
Ｔｉ量を変化させた場合の材質特性値である。他の合金
成分はＣ：０．００３５、Ｓｉ：Ｏ，Ｏ］、Ｍｎ　：　
０．２５、Ｐ：０．０２０、Ｓ：０．０１０、ｓｏｌ。

Ａｌ：００４０、Ｎ　：　０．００４０　（谷−、ｖｔ
％）および残部は実質的にＦｅからなる試料について、
ａ。

コイル長手方向中心部、ｂ：コイル長手方向前後端部な
示した。熱延巻取温度は７００　℃の高温巻取、焼鈍条
件は８００℃×３０秒、冷却速度は、室温までの冷肩Ｊ
速度が１００℃／ｓｅｃで゛ある。

また、焼鈍後の調質圧延率は０．８　％である１、Ｔｉ
量がＮをＡ１．Ｎとして析出させろかわりにＴｉＮと１
．て固定するために不十分な量の場合、即ち４８／１４
　（Ｎ（％）−０，ＯＯ２％）＞Ｔｉミノ合には、コイ
ル前後端部の拐質劣化ｉＹＰの上昇、Ｅｌ、ｒ値の低下
、Ｂｏ斯（第７図参照）が過大）が犬きい１、＝１イ／
Ｌ前１１１Ｍ部は巻取時のｔ′１１却遇ｇ朋が連（、・
Ｉ、＝め、通常巻取に相当１−イ）、飼質を表わすこと
になり、かかる′１゛ｉ量の領域では低温巻取時に良６
／な月質を確保てきな（・ことになる。逆にＴｉをＮ　
Ｋ　２Ｊ−４−る当Ｈ（４８／］４　Ｎ　（％ｌ　）以
上添加した場合に（Ｊ、コイル前後端部、Ｊ…常巻取時
の拐質劣化は小さし・が、ＴｉＮを形成するために必要
な串を超え２＋’ｌ”ｉが含イガされて（・るために、
硫化物、炭化物を形成して延性、ｒ値を劣化させろ結果
となって（・る。

土！、：、この領域ではＴ１がＴｉＣとして析出物を（
形成するため（（、同浴ｃ址が少くなり、適当ｊ（焼：
イ−１−９１１ｊ化性が１−劃らねなし・。上記の範囲
に′１゛ｉｔｆ：　’ｘ：コノトロールすれば、固Ｒ１
’　Ｃ３ｉはＥｘｃｅｓｓ（−’、　ｉ：４で決まり、
焼鈍温度、冷却速度に依らずに焼１１硬化性をイ：ｊ〜
できる。

第・１図は、Ｉ″ｉ覇を、Ｎを固定するに足る量だけ一
定ｉｆｆ’　（０，＋ｌ　Ｉ　３係）添加し、Ｎｌ）計
を変化さリニた場合の４］質！侍性匝である１、他の合
金成分＋、１．　　（ご　　　　＋１　　（＋　　０　
３　０　　、　　Ｓｉ　　　：　　　０．０　　＋　　
、　ＩＶＩｎ　　　：　　　０．２　５　　、Ｐ：０．
０２０、Ｓ：０．０１０．５ｏｌＡｌ　　：　０．０４
０　。

Ｎ　：　０．００４０（各ｗｔ係）および残部は実質的
にＦ’ｅよりなる試料につ（・て、ａ　コイル長手方向
中心部、ｂ：コイル長手方向前後端部の利質を示した。

他の製造条件は第３図の場合と同様である。

Ｎｂ量を従来のＮｂ添加鋼で使用されて（・る州゛より
も著しく低し・量、９３／１２　（Ｃ（％）−０，００
５％Ｊて、Ｎｂ　（％）≦９３／Ｉ　２　ＣＣ（％［−
０，００１％　）がツＮｂ　＜。

００２係を満たずように添加すれば、適当ブ、ｃ焼（＝
Ｊ硬比性を伺与で・きることを示１〜ている。

ここに適当な焼料硬化性とは１３　Ｈ＝　３〜５　Ｋｇ
／ｍＡである。、　Ｎｂ量が上記範囲を超えて含有され
ると、コイル前後端部あるいは通常巻取時に微細１’Ｊ
ｂＣの影響でＮｂＣによる析出強化要素が大ぎくなり、
ＹＰの上昇、Ｅ、　］　、　ｒ値の劣化等材質か劣化し
７、また再結晶温度も著しく上昇１゛ろ。、さらに焼料
硬化性も十分付与できなくなり、本願発明の主旨をはず
れろことになる３、 第５図はＰ；ｘｃｅｓｓ　Ｃ：［ｔ　（Ｃ（％ｌ）　−
１２／９３　Ｎｂ　（％）　）と焼、１硬化性の関係を
示したものである。焼鈍後０）伶ノで］１床度は室温ま
て１００’ｃ／ｓｅｃ　　一定としまた。

Ｅｘｃｅｓｓ　Ｃ’＄の５ちどれだけの割合が最終的（
（固Ｒ：Ｃｇとして残るかは別とし、ても、固溶ｃｆａ
′はＥｘｃｅｓｓ　Ｃ量と比例し、て残存する。従って
、固溶ＣＭとｉｔ　ｌシずろｌｌｉ伺硬化ａ　ＣまＥｘ
ｃｅｓｓ　Ｃ量と対応１゛ろことになる。

第６図は連続焼鈍（でおける冷却ザイクルを示したもの
であり、（ｉ）は冷延鋼板、溶融亜鉛めっき羽根（合金
化処理なし）用ザイクル、（ＩＩ）は合ω山浴融！１１
１鉛めっき鋼板用ザイクルである３゜″焼鈍後の冷却速
度は、ＴＩを複合添加した本発明鋼では、既に述べてき
たように室温まで任意で、［（゛が、二次ＩＪＩｉｌ王
脆性、溶融亜鉛めっき性の１７３、！点かＶ）、室温ま
゛（の急速冷却（２７０℃／ｓｅｃ　）か望才しく・。

次にＬ’ｉ　、　Ｎｂり外の合金１戊分範囲は、Ｃ：ｎ
、　（、＋　（１７％以１’−１Ｓｉ：０．８％ｌＲ下
、八４ｎ　：　１．０％１２１ト、Ｐ　：　　０．　＋
　５％以上、ＡＩ：０（１］〜０１％、Ｎ　：　（１０
１％以［−及び曲の不可避的不純物、残ｆｌｄｌ実質的
にＦｅがら成るものである。

Ｃ４が多いと必然的にＣを固定するためのＮｂ都がそ、
！１だけ多く必要となり、製造コストが高くなり、また
Ｎ１）Ｃの生成量が増えるため、析出強化要素が大きく
なり、結晶粒の成長が阻害され、ｒ値の低１；゛、降伏
強度のト昇、伸びの低下を導く。このため超深絞り性鋼
板の製造とし・う観点からＣは０．００７係以下とする
。

Ｓｌは溶融亜鉛めっき鋼板を製造１−る場合、め０き層
皮膜の密着性を低士させる傾向を治ず４）か、本発明で
は室温までの、急速冷却により表面濃化の影響を抑制で
きろため、０８％以下とする。

本発明鋼はｉ”ｉ添加量が低く、固溶Ｃが残存する鋼板
であり、更に急速冷却により粒界偏イノｊ量を著しく低
減できるために、二（２（加−Ｉ−割れを起こし難（・
が、Ｐがさらに多量に言まれると、粒界偏析１が多くな
り、粒界を脆化させ、二次加工割れを助長するため、１
）の上限をＯ，＋　５　％とする。

ＡＩは１？＋　、Ｎｂ添加前の溶鋼脱酸剤どして加え、
乙か、少量ずぎる場合（でば、ＡＩによる脱酸が十ｊ）
　Ｔ？唇Ｊなわれず、Ｔｉ、Ｎｂが脱酸剤として働くた
め、ｉ’ｉ　、　Ｎｂ　ｆ７）與留低ドが著しくなり、
焼料ｆｄ１化１・゛しり制ｉｉ＋も困難になる。逆に多
量に加えるとＡ　］　２０３介在物が増加して好ましく
な℃・。以上の理由によりＡｔは０．０１〜０１係とす
る。

ｊ刈は′Ｉ″ｉＮとしてＴｉに固定されるが、Ｎ含有量
力多し・ど必要な１゛ｉ量が増加ｌ〜好まし７くな℃・
。

、二のためＮは（１，（ｌ　ｌ係以下と＝づ−る。

Ｔｉ　、　Ｎｂをネぶ合添加した鋼板とし７てば、特公
昭５４−＋　２８８３号公報、特開昭５４−１３１５３
６号公′ｆ１．特開昭５６−１６６３３１号公報、特開
昭’５７−３５６７３号公報等に開示されて℃・ろが１
、ｌれｒ−）はいずれもＴｉ　、Ｎｂを複合添加するこ
とケ発明の基本思想どするものではなく、１゛ｉ、Ｎｂ
　ｅ）口’、□　ハＺｒ、Ｖ　ｓ　Ｃｒ等を単にｃ、、
Ｎを析出仕しめイ）添加ｊＬ素と１２で任意に選択され
るものであ４．１゜ 該！１−１．）′１シこおいては、１゛１はＮを析出せ
しめるに止まらすＣをｉ”　ｉ　Ｃとして析出せしめ、
Ｃ，Ｎによる時効性な抑制するため、℃・ずれもＴｉお
よびＮｂの総添加槍とＣ，Ｎ％との関係で目標材質を得
るものである。また、該特許は非時効深絞り鋼板を妃明
の基本思想とするものであり、鋼中に固溶Ｃを適当厳残
存せしめ、焼料硬化性を′伺力ずろものではない。

本発明鋼は既に述べた辿り、極低炭素鋼に微量の’ｒｉ
　、　Ｎｂを添加′１″ることを必須条件とし、棲めて
高℃・深絞り性と焼（＝１硬化性を伺馬することを根本
原理とする。Ｔｉの添加は１質に悪影響を及（・１ずＮ
を無害化するためてあり、上記発明の如く、ＴｉＣをも
生成せしめるものではな（・。

更に、Ｎｂの添加は固溶Ｃ量を常温時効性に対して有害
とならない範囲内に低減せ［２め、固溶Ｃの残存により
焼料硬化性を付与する目的にある。

従って本発明鋼は、ＴＩ　ＸＮｂを複合添加ず４・こと
を基本思想とするが、Ｔ　ｉの添加ばＮの無害化、Ｎｂ
の添加はＣによる常温時効性の無害化と焼付硬化性をイ
」与することにあり、℃・ずれもＮ　ｆｉｇ、　、　Ｃ
＠　ｋｃ利して当量以下の微量添加て゛あイ）　土た、
極低炭素鋼を基本成分とする本発明鋼へ１２、Δｃ３点
ＩＪ、　ｌ−の焼鈍を行なうとランダム方ｆ＼ン結晶粒
な・生成せしめ、ｒ値の劣化を招くため、焼鈍温度は山
結晶温度以ｈＡｃ３点以下となる。

さらに、焼鈍後の冷却速度は任意でよく、生産４′］、
めつき髄性、鋼板の二θζ加工脆性の観点からは７０　
’Ｃ／ｓｅｃ以上が望ましく過時効処理も必′隻どしな
い１、 以トの理由から本発明鋼は、根本原理及び得１′）ねる
）′−・４阪θ月１′、Ａ質とも該特許とは本質的に異
なる。

本発明飾４（よ、　ｉ”ｌ、　Ｎｂ含有量を従来の鋼板
に比較し−（著しく低減せしめているため、再結晶温１
ｖは熱間出廷条件に関わらず低（・。熱間圧夕膓時（Ｃ
高温巻取を１Ｊな５ことにより、析出物の凝集かｊｌＪ
Ｊ　、ｉ（！され、再結晶温ｌＷは更に低下する。従っ
て本発明鋼は低１品焼鈍でも高（・ｒ値が得られ、ブリ
キの！２ｕき極薄鋼板製造に対しても超加工用鋼４ｔｉ
を提供するものである。

見、下、実施例について述べろ。

実施例１ 第１表は本発明鋼および比較のために用いた供試鋼の（
５，生成分を示したものである。

上記の供試鋼を熱間仕上温度９１０℃、巻取温度は７０
０　’Ｃの高温巻取オ６よび、６００℃の）ｉ＋＋常巻
取で板Ｂ’　４．０　ｍｍに熱間圧延１−７．０．８　
ｍｍまで冷間ＬＬ延１７た徐、第６図（ｉ）に示す焼鈍
ザイクルを川（・て連続焼鈍ラインにて焼鈍し冷延鋼板
を製造した。但し焼鈍昌度はＳＯＯ℃、保定時間３０秒
、冷却速度は室温まで１．　ＯＯ℃／ｓｅｃ　−宇とし
た。その後調質圧延を１係の圧延率で加え！、二、、そ
の柑質試験を第２表（１）、（１１）に示す。

第２表（１）、（ＩＩ）より本願発明による届１〜扁５
のｗＩ板は、コイル自利ηが均質でバラツキが極め−（
小さく、巻取温度によらず通常巻取相当でも良（＋１’
；７ｃ、材質か内らＪすることが明らかである。。

また−二３次ｊ〕１１工割れのＩシ・配がなく化成処理
性も良ｔｉ（である。さらに成分変化にかかわらず、焼
料硬化ゼ１か精度」く制御できる優位性を示して℃・る
７、 比較４．４蔦６　、Ａ　７　、Ｉ’５８はＴｉが本発明
範囲からはずねて（・る１、／Ｉ６６、Ａ８はＴｉ量が
低すぎるためＮｌ）キルト鋼に近（・材質となり、通常
巻取の場合及び品温巻取時のコイル端部の材質劣化か大
きく、またＡＩＮの溶解による固溶Ｎの影＊により、時
効処理後降伏点伸びが出現して（・机 扁７は′１゛１−が多過ぎるためＴｉキルド鋼に近し・
（４質となり一次加丁割れが起こり易く、また化成処理
性、焼付硬化性が劣る。扁９はＮｂ駄か本発明範囲をは
ずＡ′１、Ｎｂギルド鋼に近い月１１Ｊｊ、とブ、ｃす
１，１１１常巻取の場合及び品温巻取時のコイル端部の
材質劣化が極めて大きく、またＮｌ）量が多℃・ため化
成処理はが劣る。また比較鋼Ａ６６−８はＴｉ量、Ｎｌ
）稲が本発明範囲をはずれることから焼付硬化性を適当
な値にコン・トロールすることができない。

本発明鍬形１〜１６５は冷却速度を変化させた場合にも
第２表と同様、常温で実質上非時−効であり、かつ３〜
５Ｋｓ＋／−の焼付硬化性が得られることを羅認した。

実施例２ 第３表は本発明鋼および比較のために用（・ム―供試鋼
の成分組成を示したものであ４）。

ト記ｇ（試鋼は本発明範囲の鋼および比較月に合金元素
を添加して高強度化したものである。

Ａ、　１〜６までの鋼を実施例１の場合と同一の条件に
より冷間圧延まで行な（・、第６図（１）Ｋ示すザイク
ルを川℃・て連続焼鈍し、冷延鋼板を製造し、た。但し
焼鈍温度は８００℃、保定時間３０秒、冷却速度は１０
℃／ｓｅｃ、５０℃／ｓｅｃ、７０　℃／ｓｅｃ　ｚ＋
００℃／要（室温まで一定）とした。

供試１岡漸７は熱延仕上温度８８０℃、巻取温Ｈｇｌ　
５　／ＩＯ℃で板厚４．０　ｍｍに熱間圧延し、（１，
８ｍｍまで冷間圧延し、た後、焼鈍昌度７２０℃で箱型
焼鈍に供した。

ｉＫ　Ｉ　〜□　６の、目刺について冷却速度１００℃
／５ｅｃ（室温まで一定）の場合の材質を第４表に７ド
し、同時Ｋ　Ｊ、’ｔ　７の、１」質結果も示した。

第４表より、本発明鋼は高強度化した場合にもｒ　（（
Ｋ　；／Ｊ−極めて高く、延性も優れている。軟鋼板σ
）場合と同様にコイル円材質も均質で化成処理性も良θ
了てあり、また、焼ゼｊ１夏化性も目標値通り得られて
いる。さらにＰ等合金元素の冷加Ｍか多（・にもかかわ
らず二次加工割れが起こり難いのは同浴Ｃかｒ不在１〜
て粒界を強化しているためと、室温までの急速冷却によ
り粒界偏析Ｐ；１１か著しく低減されているためである
。

第４表（２）（・ζ冷却速度を変化させた場合の二次加
工脆性の発生限界を示−４″。試験温度は一５０℃て゛
あり、試１嫉片はシャーエツジであり、円筒成形１−た
場合の外径を３０朋い一定とした。

（試月は全て高温巻取拐のコイル長手方向中心部） 第４表（２） ＊：二次加工割れの発生する最低絞り比傘牽：箱焼鈍Ａ
ｌ−に 第４表（２）の結果より、Ｐ添加を行ブｊって高強度鋼
板化した場合には二次加工割れの発生限界は軟鋼板の場
合と比較して劣化するが、本発明鋼はＴｌの複合添加に
よってもＮｂ添加鋼とほぼ同じレベルであり、二次加工
割れを発生し易いＴ１キルド鋼（Ａ　５の材料は′Ｊ゛
１キルド鋼に近い材質である。）よりも優れる。Ｎｂ添
加鋼と同−レベルの二次加−Ｅ割れ特性を得るには冷却
速ＩＱ畏よ、任意で良（・が、箱焼鈍で製造したＡＩ−
に鋼、）しみの限界絞り比をＭるには７０℃／渡以上の
冷却速度で冷却するのが望ましく・０本発明鋼では、Ｔ
ｉの複合添加により急速冷却も可能であり、Ｐの粒界偏
析量を著しく低減できるためかがる効果か生まれて（る
ものであり、本発明鋼の優位性を示−４′−ものである
。

比較＠扁４はＮｂ添加量が多し・ために通常巻取の場合
及び高温巻取時のコイル端部の材質劣化か極めて大きく
、化成処理性が劣る。また、Ｎｂ肘が多過ぎるために急
速冷却の場合でも、焼（＝１硬化性を伺与できない。扁
５の材料はＴｉ含有量が多過ぎて二次加工割れを起こし
易く、化成処理性が劣ると（・５欠点を有し、さらに焼
イ・１１便化性を伺−りできな（・。

扁６のｔ（刺はｎ　ｌ’ＮがＮをＴｉＮとして固定すイ
）に必要な量に足らなし・ため、Ｎｂ添加鋼に近（・材
質となり、通常巻取時および高温巻取時のコイル前後端
部の柑質劣化が極めて大きく、焼付硬化性のバラツキが
大きし・と（・う欠点を有する。（通常巻取拐の材質は
実施例１の場合と同憚（・ずれも高温巻取材のコイル前
後端部とほとんど回じ拐質を示したので特に記述しない
。）実施例３ 第１表、第３表に示す供試鋼の全てについて、実施例１
の場合と同一条件にて冷間出処まで行なった後、第６図
（ｉ）（＋Ｄで示す焼鈍ザイクルを用℃・て、゛溶融亜
鉛めっき鋼板を製造した。焼鈍温度は８００℃、焼鈍時
間は３０秒であり、冷却速度は室温まで一定の１００℃
／ｓｅｅの冷速で冷却した。

第６図（１）は合金化処理を行なわない場合に相当し、
（１１）は合金化処理を行なって合金化亜鉛めっき鋼板
を製造する場合である。これらの場合、冷却速度のコン
トロールは鋼板が亜鉛めっき浴に入るまでの冷却速度、
めっき浴を出てから室温になるまでの冷却速度を、とも
に制御した。

上記の製造結果は以下の通りである。

（１）機械試験値は第２表、第４表に示した値とほとん
ど同じであり亜鉛めっきを行なったことは、本発明の主
旨に何ら反するものはなかった。合金比処理を行なうこ
とは５３０℃程度で約１０秒保持されるが、焼料硬化性
に実施例１．２と差がなし・ことは、大部分のＣの析出
が５００　℃に比較し、より高温域で起こるためと理解
される。かがる理由により材質特性値は特に示さなし・
０但し、亜鉛めっきを行なった場合のめっき密着性を第
５表に示す。

第５表 傘：評価方法はデュポン衝ぬ本試験による良好：○、一
部不良：△、不良：× ＊＊：評価方法は金属相１１１１１’試験（ＪＩＳ　Ｚ
　２２４８）Ｋよる剥１Ｉｌｌｆ極小；０．剥＃１＃ｊ
ｊ其Δ、剥離犬　×手記結果より、本発明鋼は亜鉛めっ
きｌ時性も極めて良好である。特に第３表の試料は８；
１含ｈｎ１が高（・にもかかわらず密着性が良好である
の各１、急速冷却により表面濃化Ｓｉ量を著しく低減で
きて見・ろためである。

第１表−扁７、第３表−茄５の試料はＴｉ含有搦が多い
ために、地鉄と溶融亜鉛の合金化反応か促進されて、過
合金化が進みメッキ層中に硬くて脆し・合金層が形成さ
れたために、密着性か劣化し７だものと考えられる。第
１表−扁９、第：３表−扁４の１Ａ料も本発明鋼に比べ
密着性が劣るのはＮｂ添加暇が多いためと推定される。

１この観点からも、合金元素としてＴ＋　％　Ｎｂ添加
着の低（・本発明鋼は優位性を有する。

実施例４ 第１表に示す供試銅属１．２．８を熱延仕上温度９　ｔ
　（１℃、巻取温度７００℃で板ツク２．３朋い一熱間
庄何８シ５．０．２　ｍｍまで冷間圧延した後、第６図
（ｉ）　Ｋ示す焼鈍サイクルにより連続焼鈍し、ブリキ
を製造１．た。焼鈍ＦＡ［５Ｔ＝６５０℃、均熱時間２
０秒、玲却速度り０℃／５ｅｃ一定である。

その後調質圧延を０．８％の圧Ｆ率で加えた。その材質
結果を第６表に示す。

第６表 上記結果より、本発明鋼はＴｉ　、　Ｎｂ添加匿を著し
く低減せしめているため、杓結晶温度が著しく低（、低
温焼鈍によって極薄鋼板の製造が可能であり、超加］二
用極薄鋼板を提供するものである。比較銅属８はＮｌ）
添加量が高く低温焼鈍では未結晶である。

以」−のように、’ｌ’ｉ　、、　Ｎｂを複合添加する
ことを必須榮件とし、ＴｉはＮを固定する範囲内で添加
し、Ｎｂ１Ｅｘｃｅｓｓ　Ｃ量１ｖ’　ｌ　Ｏ〜５０　
ｐｐｍとなる妬く添加することにより、熱延巻取温度、
焼鈍温度、冷却温度に依らずに、従来にない極めて優れ
た種りの特性を有′１−る超深絞り可焼イ」硬化性鋼板
が肖られることになり、本発明の新規性が示された。

【図面の簡単な説明】

第３図はＴｉ添加量とＮとの図表、第２図はＮｌ）添加
量とＣとの図表、第３図、第４図はＴｉ、頌複合添加鋼
の材質に及ぼすＴｉ量およびＮｂ量の影響を示す図表、
第５図はＥｘｃｅｓｓ　　Ｃ量＜　Ｃ（＠１樫ｘｑｂ　
（劾）ゎ焼伺い化性。関係ヤオーｒ３ 図表、第６図は焼鈍サイクルを示す説明図、第７図はＢ
　ｉ（σ）説明図である。 扇　ｌ圀 θ　　　　θθθ２　　　θθθ４　　０４６ｇ　　　
θθθδＮ　（ｗｔ　％Ｊ 革２０ 扇３　図 第４図 Ｎｂ　（ｗｔ幻 ａ３１ 第を図 １〕 ゛１７

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. ｃ　：　ｏ、００７係以下、Ｓｉ：０．８％以下、胤１
   ０％以Ｆ’、　Ｐ　：　０．１５％以下、ＡＩ：０．０
   １〜０１チ、Ｎ：０．０１％以下及び他の不可ｉ的不純
   物から成り、かつＴｉとＮｂを゛複合添加するこたす範
   囲内で添加した成分の鋼を、熱間圧延および冷間圧延後
   、再結晶温度以−ｈＡｃｓ点以下の温度で連続焼鈍づ゛
   ることを特徴とする超深絞り可焼（”Ｉ硬化性鋼板の製
   造方法。