JPH03211228A - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は、プレス成形後の塗装焼付は工程で降伏応力が
上昇する焼付硬化性鋼板の製造方法に関し、本発明によ
り製造される鋼板は乗用車のパネル、メンバー類、その
他制板構造物に適用されその成形加工の容易さを保ちつ
つ、使用時の強さと軽量化に本発明は寄与するものであ
る。

（従来の技術） 乗用車その他制製構造物の軽量化のため高張力鋼板を使
用するのは永年の課題となっている。しかしながら高張
力調板を使用すると、一般に加工性が低下し所望の形状
がでないことが多い。

そこで開発されたのが焼付硬化性鋼板であり、プレス成
形前には軟質で成形し易く、プレス成形後の塗装焼付は
工程（１７０’Ｃｌ２Ｏ分前後）で硬くなる性質を有し
ているため、最終製品は高強度でかつ軽量化することが
できる。このような焼付硬化性調板は、主に鋼中の固溶
炭素量を制御することにより達成でき、プレス成形で導
入された転位線上に、塗装焼付の熱処理（１７０℃）中
に炭素が偏析し、それら転位を不動化して固着し、変形
を難しくすることが焼付は硬化の機構である。

本発明者らはそのような観点にたって固溶炭素量を制御
した焼付硬化性鋼板を開発しく日本特許登録第１３８９
２３６号、特公昭６１−７４５２号公報）、既に乗用車
に多量に使用されている。この発明は炭素量を制御した
低炭素Ａ（ｌキルド綱を箱焼鈍する方法であるが、近年
冷延鋼板は生産性のよい連続焼純法で製造されつつあり
、また乗用車には最近溶融Ｚｎめっき鋼板も使用されつ
つあり、連続焼鈍あるいは溶融Ｚｎめっきのようないわ
ゆる短時間の連続焼鈍ラインに適した材料成分と製法の
開発が急がれていた。

このような状況下で本発明者は先に（日本特許登録第１
３９３８９１号、特公昭６１〜１４２１８号公報）で冷
延鋼板を一旦箱焼鈍し、ついで溶融Ｚｎめっきする方法
を提案し、実際に現在その方法で焼付硬化性のある溶融
Ｚｎめっき調板が量産されているが、プロセスが長いた
め冷延鋼板を直接連続焼鈍あるいは溶融Ｚｎめっきして
も所望の特性が得られる方法の開発が必要となっている
。このため製鋼段階で炭素を著しく低くして深絞り性、
ｒ値を向上させた成分をベースにした焼付硬化性鋼板が
いくつか提案されている。

例えば、特公昭６１−２７３２号公報および特公昭６３
−４８９９号公報では炭素含有量を３０〜１ｏｏｐｐ−
にして微量のＴｉを添加する方法が、特公昭６１−４５
６８９号公報では炭素含有量が７０ｐ９ｍ以下の綱に微
量のＴｒとＮｂを複合添加する方法が提案されている。

（発明が解決しようとする課題） しかしながら、このような鋼においては高いｒ値が得ら
れるものの焼付硬化性が不安定であり、所望とする焼付
硬化量３〜６　ｋｇｆ／ｍｓ＋”を鋼板全長全幅にわた
って安定して得ることは難しいという問題があり、なか
なか量産実用化されなかった。

なお、ここで焼付硬化量が３　ｋｇｆ／ｓｓ＋”未満で
あると焼付硬化性が不足して最終部品の硬さが不足する
ことになる。また６　ｋｇｆ／ａｍ”超では常温時効性
が発生し、成形前の母材の降伏応力が上昇し、伸びが低
下し、成形加工性が劣化することが本発明者らの研究に
より明らかになっている。

ここに、本発明の目的は、鋼板全長全幅にわたって焼付
硬化量３〜６　ｋｇｆ／■■震を安定して得ることがで
きる、実用的な焼付硬化性鋼板の製造方法を提供するこ
とである。

（課題を解決するための手段） そこで、本発明者らは焼付硬化性を支配する要因を詳細
に研究した結果、焼付硬化量が変動するのは、これら従
来の技術においてはＴｉはＴｉＮとして析出し、それ以
上過剰のＴｉはＴｉＣとして析出すると仮定しＴｉの成
分範囲を決めているからであるとの結論に達した。

すなわちζ本発明者らの新知見によれば■ＴｉはＴｉＮ
としてではなくＴｉ（Ｃ，Ｎ）として析出しそのＣとＮ
の量は連続鋳造スラブの加熱条件およびＮ量により変動
すること ■またそれより過剰のＴｉはＴｉ　Ｓ　、　Ｔｉ　Ｃ、
Ｔｉ４ＣｚＳｔ、ＦｅＴＬＰとして析出しこれらの析出
物は鋼中Ｓ量、Ｐ量、Ｆｊｎ量およびスラブ加熱条件に
より変動すること であり、一方、従来技術ではＮ量が多いこととＰ量、Ｓ
量が少ない上、スラブ加熱条件に注目していないために
焼付硬化量の変動が生じると推定される。

本発明者らは製鋼時の成分挙動、スラブ加熱条件の挙動
などを考慮にいれて安定して所望の焼付硬化量を得るた
めの研究を重ねた結果を特願平１−１１１７７号にて特
許出願をしたが、さらにＢを適量添加することにより特
願平１−１１１７７号の方法において所望の焼付硬化量
を得るための最適範囲が広がること、さらに、特に近年
塗装焼付温度が従来の１７０℃から１３０　”Ｃ位まで
低下する傾向にあり、このような低い焼付温度でも所望
の降伏応力の上昇をさせるためには特に適量のＢの添加
が必要であるとの知見を得て、本発明を完成するに至っ
た。

なお、極低炭素鋼でＴｉとＢ、場合によりＮｂ、　Ｐを
複合添加した例としては、特開昭５９−１４０３３３号
公報、特開昭５９−１９３２２１号公報、特公昭６１−
５２２１８号公報、特公昭６１−６１３３号公報などが
あるが、これはＴｉを多量に添加しＣをＴｉＣとして固
着するもの、あるいは炭素量が本願より多いもので、本
願の目的とする焼付硬化量が得られる方法ではない、ま
た焼付硬化性を付与することを目的とした極低炭素、Ｔ
ｉ、　Ｎｂ、　Ｂ複合添加鋼としては特公昭６０−４７
３２８号公報があるが炭素量、窒素量共３０ｐｐｍ以上
であり焼付硬化量が不安定であり、また多量の１ｌｌｂ
を添加しているため焼Ｈ，温度をかなり高くしないと加
工性が悪く、今後の使用者側での塗装焼付は温度の低下
、および製造側での焼鈍温度の低下に対応できないため
、実用に適しない方法であった。

ここに、本発明の要旨とするところは、重量％で、 Ｃ：　　０．０００５〜０．００３０％、　Ｈ口：　　
０．０４〜０．２５％、Ｐ：０．０３〜０．２０％、　
　　Ｓ：０．００２〜０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：　
０．１５％以下、　Ｎ：０．００２０％以下、Ｔｉ：　
０．００３〜０．０２５％　Ｂ：０．０００２〜０．０
０１５％、４８／１４Ｎ　’！；Ｔｉ≦４８／１４Ｎ＋
４８／３２Ｓあるいは、さらにＮｂ：０．００１〜０．
００４％以下およびＶ　：０．００１〜０．０２０％以
下の１種または２種、残部Ｆｅおよび不可避的不純物 よりなる綱を溶製し、連続鋳造スラブとなした後、熱間
圧延を８００℃以上で終了し、脱スケール後、冷間圧延
と再結晶焼鈍を行うことを特徴とする焼付硬化性鋼板の
製造方法、ならびに前記と同じ鋼を溶製し、連続鋳造ス
ラブとなした後 ■８００℃より低温に低下しないようにして８００〜１
３００″Ｃにて均熱保持した後熱間圧延を開始するか、 ■８００℃より低温に低下したスラブを１１３０〜１３
００℃均熱保持した後熱間圧延を開始するかあるいは ０８００℃より低温に低下しないようにして均熱保持す
ることなく８００℃以上で熱間圧延を開始するか のいずれかを採用し、次いで、熱間圧延を８００℃以上
で終了する上記の焼付硬化性鋼板の製造方法にある。

（作用） 本発明の構成をより具体的に詳述する。

まず、本発明の骨子は合金成分量、すなわちＣ１Ｍｎ５
Ｎ、ＳＳＰ、↑ｔ、　Ｂの含有量を厳密に制御すること
、および連続鋳造から熱間圧延までの工程で前述のＴｉ
析出物の反応を高温で行わせることにより硫化物の種類
を制御する点にある。すなわち連続鋳造スラブは熱間圧
延開始までの間に、■鋳造後長時間の均熱保持が行われ
ないか、■均熱保持しても温度を高温にしＴｉ−Ｃ系の
析出反応が起らないようにするか、あるいは、■−旦析
出物が生成しても高温に加熱し熔解させるかの方法であ
り、■さらに合金成分においてはＮ量の低減、Ｐ量およ
びＳ量の増加の他にＭｎ量を著しく低減しＭｎＳをなる
べく形成させないことである。このようにするとＴｉ　
（Ｃ，Ｎ）中のＣが減少し、また過剰のＴｉはＴｉＣや
Ｔｉ４ＣｚＳｉを形成させずＴｉＳのみを形成させるこ
とになる。　Ｍｎが多いとＭｎＳが多量にできるためＴ
ｉＳが形成されず過剰のＴｉはＴｉＣを形成し易く望ま
しくなく、またＮ量が多いとＴｉ　（Ｃ，Ｎ）の量が多
くなりＣが析出してしまう上にＢがＮと結合し、Ｂ添加
の効果が得られないので望ましくないのである。

すなわち、Ｔｉ系析出反応を高温で起こさせることおよ
びＭｎと結合していないＳを多量に含有させることの両
者の作用により熱間圧延前の段階でＴｉ−Ｃ系の析出物
は存在しないようにすることが可能であり、この結果ス
ラブ加熱条件により固溶炭素置が変動することはなくな
る。

すなわち、焼付硬化量３〜６　ｋｇｆ／ｍｓ”を得るた
めに必要な固溶炭素量は１０〜３０ｐｐｍ（望ましくは
１５〜２５ρｐ＋ｍ）であるが、本発明にかかる方法に
よれば、溶製時に投入した炭素量がそのまま焼付硬化量
に寄与することになりＴｉ添加量の変動、Ｎ量、Ｓ量の
変動があっても、またスラブの位置により多少の加熱履
歴の変動があっても焼付硬化量は変わらないことになる
。また、従来の技術においては投入炭素がすべて焼付硬
化に有効に利用されるわけではないので、所望の焼付硬
化量を得るのに投入炭素量を３０ｐｐ−以上にしなけれ
ばならなかったが、本発明にかかる方法によれば投入炭
素量は必要最低限となりそれだけ軟質でｒ値が高く加工
性の良い焼付硬化性鋼板を製造できることになる。さら
に、本発明によればＢを適量複合添加することにより、
同一固溶炭素量でも焼付硬化量を増し、固溶炭素量が５
〜１０ｐｐｍであっても、従来の方法において固溶炭素
量が３ｏｐｐ＋＊以上の場合と同様の焼付硬化量が得ら
れるとの知見を得、これを活用すれば投入するＣ量の制
御範囲が広くなり工業上の利点がある。

以下、本発明において用いる鋼の組成および製造条件を
限定した理由を説明する。なお、本明細書において「％
」はいずれも特にことわりがない限り「重量％」である
。

Ｃ： 本発明においてＣは焼付硬化量を支配しているので少な
ければ焼付硬化量が低く、多ければ焼付硬化量が高い。

焼付硬化量が高いと常温時効を起こし降伏応力を上昇さ
せるとともに伸びを低下させるので、通常は焼付硬化量
３〜６ｋｇｆ／ｌｌ１１！、多くテも８　ｋｇｆ／ａｍ
”　ニ制御する。

これに必要な炭素量は、本発明の如くにＢを含む鋼にお
いては５〜３０ｐｐｍ　、望ましくは１０〜２０ｐｐ−
である。

Ｍｎ： Ｍｎは鋼中にあってＭｎＳを形成しＳによる熱間脆性を
防止する作用がある。しかし、本発明においてはスラブ
加熱時ＭｎＳの析出を少なくして固溶Ｓを増加させるこ
とが重要である。このためにはＭｎの上限を０．２５％
以下、望ましくは０．１５％以下にする必要がある。０
．２５％超ではＭｎＳが形成されＴｉＳの形成が制御さ
れ焼付硬化量の変動の原因となる。一方、０．０４％未
満では熱間脆性の問題が生じるので下限を０．０４％と
した。したがって、Ｍｎ量は０．０４％以上０．２５％
以下と限定した。

Ｐ： Ｐは過剰のＴｉをＦｅＴｉＰとして析出させＴｉＣの析
出を抑制する作用があるので多量に添加する必要がある
。　０．０３％未満ではＦｅＴｉＰは形成されず焼付硬
化量は変動し易い、一方、０．２０％超では鋼板が脆化
する。よって、Ｐ量は０．０３％以上０．２０％以下と
限定した。

Ｓ： ＳはＴｉＳを形成させＴｉＣを形成させないために添加
する必要がある。Ｓが少ないと過剰のＴｉがＴＬＣｔＳ
ｚとしてＣと結合し焼付硬化量の変動の原因となる。

０．００２％未満ではＴｉＳ量が不充分となって焼付硬
化量が変動し、一方０．０１５％超では本発明において
用いる、Ｍｎが少ない鋼では熱間脆性が生じる。よって
、Ｓ量は０．００２％以上０．０１５％以下と限定した
。

ｓｏｌ、Ａｌ１： 脱酸調整のため必要に応じ添加される。ただし、０．１
５％超では綱の延性が低下する。よってｓｏｌ、Ａ１２
含有量は０．１５％以下と限定した。

Ｎ： Ｎは少ない方が望ましい、その理由はＮが０．００２０
％超であるとＴｉ　（Ｃ，Ｎ）を形成した際、Ｃを吸収
するため焼付硬化量が変動するためである。このために
は、Ｎ含有量は０．００２０％以下と限定した。

Ｔｉ： ＮをＴｉＮとして固着し、Ｎによる時効を防止し、かつ
ＴｉＣを多量に形成しないよう成分調整される。　Ｔｉ
の最低限は分析できる下限、すなわち０．００３％、あ
るいはＮをすべてＴｉＮとして固着し得る量、すなわち
４８／１４Ｎ以上とした。上限はＳｌが多いとＴｉＳを
形成しＴｉＣを形成しにくくなるので４８／１４Ｎ　＋
　４８／３２Ｓとした。これを超えるＴｉｌではＴｉＣ
が形成されて焼付硬化性変動の原因となる。

一方、Ｔｉ量が０．０２５％超になってもＴｉＣが形成
され易くなるのでそれを上限値とした。

したがって、Ｔｉ含有量は、０．００３〜０．０２５％
であって、４８／１４Ｎ≦Ｔｉ≦４８／１４Ｎ＋４８／
３２Ｓと限定した。

Ｂ： 本発明においてはＢの添加は非常に重要である。Ｂには
同一炭素量を有した鋼においても焼付硬化量を大きくす
る作用があるので焼付硬化量の安定化に有効で添加が必
要である。ただし、０．０００２％未満ではこの効果は
小さく、一方０．００１５％超では焼鈍板のｒ値を低下
させてしまうので０．０００２〜０．００１５％の通量
添加が必要となる。

このようなりの作用は固溶Ｃ原子とＢ原子との相互作用
による転位線の強固な固着作用に起因していると考えら
れ、本発明において用いる鋼のように少量の固溶炭素を
含む場合にのみ少量のＢ添加の効果が認められる。

Ｎｂ、Ｖ： Ｎｂ、■はＮｂＣ，ＶＣを形成しない範囲で結晶粒の細
粒化および強化のために必要に応じ添加される。このた
めにはいずれも０．００１％以上必要であり、一方Ｎｂ
：０．００４％超、Ｖ　：０．０２０％超ではＮｂＣ，
ＶＣが形成され焼付硬化量変動の原因になるし、また再
結晶温度が上昇し、高温焼鈍が必要となる。よって、ｕ
ｂ、　ｖの含有量はそれぞれ０．００１〜０．００４％
、０．００１〜０．０２０％とした。

その他の不純物は極力低減させる。ただし０．２％以下
のＳｉやＣａは添加しても材料特性に影響を及ぼさない
。

本発明にあって、スラブの熱間圧延までの熱履歴は前述
したように高温析出物のみを形成させるため必要に応じ
て限定される。すなわち、本発明によれば、 ０８００℃より低温に低下しないようにして８００〜１
３００℃にて均熱保持した後熱間圧延を開始するか、 ■８００℃より低温に低下したスラブを１１３０〜１３
００℃に均熱保持した後熱間圧延を開始するか、あるい
は ■８００℃より低温に低下しないようにして均熱保持す
ることなく８００℃以上で熱間圧延を開始するか するのである。

ここに、スラブが８００℃より低温になるとγ→α変態
時にＴｉ−Ｃ系析出物が出るので焼付硬化量が不安定に
なる。したがって、連続鋳造スラブを８００℃よりも低
温に低下させない場合はそのまま熱間圧延してもよいし
、また８００〜１３００℃の温度で均熱してから圧延し
てもよい。

しかし、８００℃より低温になるとその部分はＴｆＣ系
の析出物ができるのでこれを溶体化させる必要がある。

このためにはスラブ加熱温度を１１３０℃以上にする必
要が生じる。一方１３００℃超ではエネルギ的にロスが
多いだけで効果がないのでその場合上限を１３００℃と
した。

なお、スラブの温度は位置により１００℃程度異なるこ
とが多い。本明細書に示した温度は実質的に最終成品と
なりかつ最終成品の材料特性に大きな影響を及ぼす部分
の温度である。スラブのコーナーなどの特殊な部分の温
度は除外される。大略スラブの幅および長さの中央部の
表面あるいは板厚中心温度で代表されると考えてよい。

熱間圧延の終了温度はａｏｏ　’ｃ以上にする必要があ
る。これより低い温度で圧延すると、前述のように圧延
中にＴｉ−Ｃ系の析出物が出て焼付硬化量が不安定にな
るからである。

このようにして得られた熱延鋼板は、次いで、脱スケー
ル、冷間圧延、そして再結晶焼鈍、例えば連続焼鈍によ
る再結晶焼鈍が行われる。

なお、冷間圧延は圧下率５０〜９０％がよい。再結晶焼
鈍は箱焼鈍でも連続焼鈍でも溶融Ｚｎめっき処理に先行
する連続熱処理により行ってもよい、この再結晶焼鈍は
冷間圧延組織を再結晶させ深絞り性を向上させるのが目
的である。このための焼鈍温度は６００〜９００℃が好
ましい。

次いで、再結晶焼鈍済み鋼板は、特に制限はないが、必
要に応じてＯ〜２％程度の圧下率のｔｉｌｆ圧延をして
出荷される。

（実施例） 実施例によって本発明をさらに具体的に説明するが、こ
れはあくまでも本発明の例示であり、これにより本発明
が限定されるものではない。

実施例１ 第１表のＡに示す成分に調整された鋼をスラブとなした
後、該スラブを８００℃以下にしないようにして１００
０〜１３００℃に１時間保持し熱間圧延を開始し、仕上
温度的９１０℃で３．２ｍｍ厚まで熱間圧延し、５５０
℃で壱取った。これを方法のとする。

一方、スラブを一旦５００℃に冷却し次いで加熱し種々
の温度に１時間保持後同様の熱間圧延と巻取りを行った
。これを方法■とする。

これら熱間圧延板を酸洗後、０．８　ｍ＋ｗ厚にまで冷
間圧延し、次いで８２０℃１４Ｑｓｅｃの連続焼鈍を行
った０次いで伸び率０．２％の調質圧延後焼付硬化性を
測定した。すなわち、焼付硬化性は、ＪＩＳＳ号引張試
験片を採取後、２％の予歪を加え、次いで１７０℃ｌ２
Ｏ分の熱処理して再引張を行いその時の降伏応力の上昇
量を焼付硬化量とした。

これらの結果を第１図にグラフにまとめて示す。

方法■の結果を・で、方法■の結果をＯで示す。

その結果、方法■では１１３０℃以上の加熱により３　
ｋｇｆ／ｗ＠”以上の焼付硬化性が安定して得られてい
るのに対し、方法■ではすべてのスラブ加熱温度で安定
した焼付硬化性が得られている。

なおこの他にスラブを鋳造後そのまま直ちに１１００〜
９００℃で熱間圧延した場合（方法■とする）には同一
処理後４．９ｋｇｆ／ａｍ”の焼付硬化量が得られてい
た９本発明によるスラブの熱履歴を経た材料は熱間圧延
、冷間圧延、再結晶ｍ鈍後、所望の焼付硬化量を安定し
て得られることが明らかである。

また第１表のＢ、Ｃに示す成分の鋼に関し前述の方法の
、■と同じ方法で冷延鋼板となした場合の結果を第２図
にグラフで示す。

ム鋼Ｂ　（方法■）、Δ鯛Ｂ　（方法■）■鋼Ｃ（方法
■）、口調Ｃ（方法■） 図示グラフからも分かるように、高温のスラブ加熱にし
た方が大略高い焼付硬化量が得られているか鋼Ｂは焼付
硬化量のレベルが低く、一方綱Ｃは焼付硬化量の変動が
大きく不安定になっている。

すなわちｊｌＢ、澗Ｃを使用したのではスラブ加熱条件
を調整しても安定して３〜６　ｋｇｆ／−ｓ”の焼付硬
化性を得ることができない、この理由は鋼ＢではＣ量が
低くかつＢが含まれていないためであり、また鋼Ｃでは
Ｎ量が多すぎＴｉ（Ｃ，Ｎ）　、Ｂ、　Ｎなどの析出物
の形成が不安定になるためである。

実施例２ 第１表のＡおよびＤに示す成分をベースとしてＮ、Ｍｎ
、Ｓ、Ｐを変えた鯛を溶製し前述の方法■でかつ１２２
０℃にスラブを加熱し同様の方法で冷延鋼板となし焼付
硬化量を測定した。なお、Ｎ量を変える場合は、Ｔｉ　
　４８／１４Ｎ量が一定になるようにＴｉ量も同時に変
更した。その結果を第３図に示す。

第３図において、・と実線は鋼Ａに関する結果でＢを添
加したものである。これに対し破線はＢを含まない鋼り
に関する結果であり、比較として示している。これより
Ｂの有無によりＮ、、Ｍｎ、　Ｓ。

Ｐ量の焼付硬化量への影響の仕方はあまり変わらないが
、Ｂを添加した鋼Ａの方が、Ｂを含まない鋼Ｂより焼付
硬化量が０．５〜１．０　ｋｇｆ／ｍｓ’高い傾向にあ
り、それだけ所望とする焼付硬化量を得るためのＭｎ、
　Ｓ、　Ｐ量の許容範囲が広くなることが分かる。

この結果、本発明の範囲外の成分でも高い焼付硬化量が
得られることもあるが、 Ｎ　　≦　２５　　ｐｐｍ Ｍｎ　　５０．２５％（望ましくはＭｎ≦０．１５％）
Ｓ　２０．００２％ Ｐ　≧０．０３％ では焼付硬化量が安定して高いことがわかる。

実施例３ 第２表に示す成分の鋼を種々のスラブ保持条件下で８５
０℃以上で熱間圧延し３．２　ｗａ−厚とし酸洗後、０
．８１厚まで冷間圧延し次いで７８０℃、２０ｓｅｃの
連続焼鈍を行い、さらに１．２％の調質圧延を行った。

焼付硬化量の測定は実施例１と同じである。

引張試験はＪＩＳＳ号試験片にてり、Ｃ，Ｔ、３方向に
引張って求めた。

（以下余白） 本発明による綱板はｒ４Ｍが高く焼付硬化量も３〜６　
ｋｇｆ／ｍｎ＋”の範囲内に入っていることがわかる。

これに対して 比較例１３はＣ量が多すぎｒ値が低い上に焼付硬化量が
高すぎる。

比較例１４はＭｎｌが多すぎ焼付硬化量が不足している
。

比較例１５はＰ量が少なすぎｒ値が低い上に焼付硬化量
が不足している。

比較例１６はＳ量が少なすぎ焼付硬化量が不足している
。

比較例１７はＮ量が多すぎ焼付硬化量が不足している。

比較例１８はＣ量が少なすぎ焼付硬化量が不足している
。

比較例１９はＴｉ量が多すぎ焼付硬化量が不足している
。

比較例２０はＴｉ−４８／１４Ｎが負のためｒ値が低く
焼付硬化量が高すぎる。

比較例２１はＴｉ−４８／１４Ｎが正のため焼付硬化量
が低すぎる。

比較例２２はスラブ保持温度が低すぎるため焼付硬化量
が不足している。

比較例２３はＮｂ量が多すぎて焼付硬化量が不足してい
る上に伸びが低い。

比較例２４はＢを含まないため焼付硬化量が不足してい
る。

実施例４ 第３表に示す２種の鋼を実施例１の■の方法で熱間圧延
、冷間圧延、焼鈍、調圧し、それらの鋼板の焼付硬化量
に関し、焼付処理温度の影響を調査した。

この結果を第３図に示す。

鋼Ｅ　（０）はＢを含むため１７０″Ｃでの焼付硬化量
は十分大きく、焼付温度が低下しても３．０　ｋｇ、ｆ
／−一２以上の焼付硬化性が得られるが、鋼Ｆ　（△）
はＢを含んでいないため、１７０℃での焼付硬化量は十
分あるが、焼付温度が低下してくると焼付硬化量が３　
ｋｇｆ／ｍｓ”以下となり、所望の焼付硬化量が得られ
ない。

このようにＢの添加により、将来の焼付温度の低下にも
対応可能な焼付硬化性鋼板が製造可能となる。

（発明の効果） 以上のように本発明方法によれば良好なプレス成形性を
有しつつ適当な焼付硬化能を有した鋼板が安定して製造
可能となるわけで、自動車その他鋼板構造物の強度の確
保と軽量化に大きく寄与するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図ないし第４図は、本発明の実施例の結果をまとめ
て示すグラフである。 第１）２１ スラブだｌ芒４Ｌ覆　（・Ｃ） スラフ゛力Ｄ！’！、”ＪＪ更（”ｊ＞プ５Ｌ４寸硯イ
ヒｔ　（ｋ１シ’ｉＫＸ’）第４凪 丈九Ａす３Ｌ／坐 （９り 手続補正書（１劃 平成２年２月２８日

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．０００５〜０．００３０％、Ｍｎ：０．０４〜
   ０．２５％、Ｐ：０．０３〜０．２０％、Ｓ：０．００
   ２〜０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ
   ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０２５
   ％Ｂ：０．０００２〜０．００１５％、４８／１４Ｎ≦
   Ｔｉ≦４８／１４Ｎ＋４８／３２Ｓ残部Ｆｅおよび不可
   避的不純物 よりなる鋼を溶製し、連続鋳造スラブとなした後、熱間
   圧延を８００℃以上で終了し、脱スケール後、冷間圧延
   と再結晶焼鈍を行うことを特徴とする焼付硬化性鋼板の
   製造方法。
2. （２）重量％で、さらにＮｂ：０．００１〜０．００４
   ％以下およびＶ：０．００１〜０．０２０％以下の１種
   または２種を含む鋼を用いる請求項１記載の焼付硬化性
   鋼板の製造方法。
3. （３）溶鋼を連続鋳造スラブとなした後 ［１］８００℃より低温に低下しないようにして８００
   〜１３００℃にて均熱保持した後熱間圧延を開始するか
   、 ［２］８００℃より低温に低下したスラブを１１３０〜
   １３００℃に均熱保持した後熱間圧延を開始するか あるいは ［３］８００℃より低温に低下しないようにして均熱保
   持することなく８００℃以上で熱間圧延を開始するか のいずれかを採用し、次いで、熱間圧延を８００℃以上
   で終了する請求項１または請求項２記載の焼付硬化性鋼
   板の製造方法。