JPH03277741A - 加工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 - 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） この発明は、自動車用外板などのごとく優れた深絞り性
をそなえるとともに、加工を終えた成品について高い塑
性変形抵抗が求められる冷延鋼板に関し、特に加工時に
おける優れた成形性を、常温保存等における耐時効性並
びに高い焼付は硬化性（ＢＨ性）とともに兼ね備えた冷
延鋼板とその製造方法に関するものである。

（従来の技術） 自動車等の外板に用いるプレス成形品においては、物理
的力による外傷は大数であり、このような成品の製造業
者は、できれば外傷の生じにくい鋼板の使用を望むもの
である。かような外板において、例えば衝突によるへこ
み傷のつきにくさは耐プント性と呼ばれているが、かか
る特性は一般に鋼板の降伏応力を上げることによって得
ることができる。

しかし一方プレス加工に際しては、加工時に要するエネ
ルギー及び形状の正確さの観点から、鋼板の低降伏応力
化が望まれている。

このように相反する要求に対応する鋼板として、通常１
００〜２００℃程度の高温保持工程を含む塗装処理を加
工後に施す際に、降伏応力が上昇するＢＨ（Ｂａｋｅ　
Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）鋼板がある。この鋼板は、通常固
溶Ｃ又は固溶Ｎ、特に固溶Ｃを鋼中に存在させて、塗装
焼付は中の高温によって加工で生した可動転位へかかる
固溶Ｃ等が拡散して可動転位のモビリティを低下させる
ことを利用して硬化させるものである。

上記の硬化機構の問題点は、加工前に既に一部の転位が
固溶成分により固定されることから、加工に際して降伏
点伸びによるストレッチャーストレインと呼ばれる波状
の表面欠陥を生じることである。現在では、焼鈍後の調
質圧延と呼ばれる形状矯正のための極軽圧下冷間圧延を
利用して、可動転位を固溶成分から引き離し、かつ表面
に歪集中部を生じさせてこの歪集中部に固溶Ｃ等をトラ
ップさせて可動転位への拡散を防くことにより、このよ
うな不都合の防止を図っている。

かかる手段は短期的には有効であるが、時効硬化現象の
進行自体を完全に抑えるものではなく、特にＢＨ量が下
降伏点で３　ｋｇｆ／ｍｍ”以上の高ＢＨ鋼板の場合に
顕著であるが、加工前でも長期間の室温保存又は表面処
理ライン等における最高５５０℃程度の高温処理などで
再び固溶Ｃ等が可動転位に容易に拡散してしまう。した
がってこれらの鋼板の使用条件は限られたものになって
しまうのが現状である。

常温での時効を抑制し、かつＢＨ性を得る手段としては
、焼鈍における急冷処理（特公昭６１−１００１４号公
報）、炭窒化物形成成分によるＣの一部固定（特公昭６
１−９３６８号公報、特開昭６１−２８１８５２号公報
）等が提案されているが、いずれも固溶Ｃを微妙なバラ
ンスで制御するために、高いＢＨ量を得ることが困難な
上、成分や工程条件の変動で容易に非時効性とＢＨ性と
の両立が失われるという問題があった。

これに対し発明者らを含む出願人は既に特公昭６１−１
２００８号公報などで全く新しい方式の非時効・高ＢＨ
型鋼板を提案している。すなわち、Ｎｂ、　　Ｂを共同
添加した極低炭素鋼板を胱、変態点以上のα相−Ｔ相共
存温度域まで加熱し急冷すると、アシキュラーフェライ
ト＋フェライトの２相組織となる。この組織は固溶Ｃを
含み高いＢＨ性を有するが、歪の大きい、言い換えれば
転位の密集したアシキュラーフェライトにほとんどの固
溶Ｃがトラップされているため、焼鈍後も降伏点伸びを
ほとんど有しないし常温時効も起こしにくい。

しかしながらこのタイプの非時効・高ＢＨ型鋼板におい
ては、従来の非時効・非ＢＨ型の軟質鋼板に比べると加
工性、特に伸び値が劣るものであった。しかも発明者ら
の調査によると、ｒ値が見掛は上回−であっても、実際
の深絞り加工においては、非ＢＨ型鋼板はど加工できな
い例が見られた。さらに焼鈍温度の上昇とともに加工性
が劣化する傾向があり、ベストの加工性とベストの非時
効性との両立が困難であった。

（発明が解決しようとする課題） この発明の目的とするところは、自動車用外板などに用
いる冷延鋼板において、高い焼付は硬化性（ＢＨ性）と
、加工前の常温長期間保存並びに加工を含まない再結晶
温度以下の昇温などに対する耐時効性（以下この明細書
で常温非時効性という）とを兼ね備えながら、加工性に
おいても非時効・非ＢＨ型の軟質深絞り用鋼板に比肩し
得る、冷延鋼板とその製造方法とを提案することにある
。

（課題を解決するための手段） この発明は、Ｃ：　０．０１　以下及　（以下単に％で
示す）以下、Ｓｉ　：　０．１％以下、Ａｌ　：　０．
５％以下及びＮ：０．０２％以下を含み、かつＭｎ　：
　０．０１〜２．０％及びＣｒ：　０．００５〜５％の
１種又は２種を、Ｍｎ＋ＣｒＸ２≧０．２（％） を満足する条件で含有し、さらにＮｂ　：　０．００５
〜０．１％及びＢ　：　０．０００５〜０．０１％の１
種又は２種を、Ｎｂ＋ＢＸ１０≧０．０２　　（％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
物の組成になり、フェライト及び粒径３０μｍ以下で総
体積率５％以下のアシキュラーフェライトの組織になり
、降伏点伸びが０．５％以下であることを特徴とする、
加工性、常温非時効性及び焼付は硬化性に優れる複合組
織冷延鋼板（第１発明）及び Ｃ：　０．０１％以下、Ｓｉ　：　０．１％以下、Ａｌ
　：　０．５％以下及びＮ　：　０．０２％以下を含み
、かつＭｎ　：　０．０１〜２．０％及びＣｒ　：　０
．００５〜５％の１種又は２種を、Ｍｎ＋ＣｒＸ２≧０
．２（％） を満足する条件で含有し、さらにＮｂ　：　０．００５
〜０．１％及びＢ　：　０．０００５〜０．０１％の１
種又は２種を、Ｎｂ＋ＢＸ１０≧０．０２　（％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
物からなる鋼索材に、熱間圧延、次いで冷間圧延を施し
た後、Ａｃ、変態点−５０℃より高く、Ａｃ。

変態点未満の温度で連続焼鈍し、引き続き冷却速度１０
℃／ｓ以上で冷却した後、圧下率０．８％以上の調質圧
延を施すことを特徴とする、加工性、常温非時効性及び
焼付は硬化性に優れる複合組織冷延鋼板の製造方法（第
２発明）、及び、 Ｃ：　０．０１％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｔｉ　：
　０．００５〜０．０５％、Ａｌ　：　０．５％以下、
Ｎ　：　０．０２％以下及びＳ　：　０．０５％以下を
、 Ｃ−（１２／４８Ｔｉ　　１２／３２Ｓ−１２／１４Ｎ
）≧０．０００５　（％）を満足する条件で含み、かつ
Ｍｎ　：　０．０１〜２．０％及びＣｒ　：　０．００
５〜５％の１種又は２種を、Ｍｎ　＋　Ｃｒ　Ｘ　２≧
０．２（％）を満足する条件で含有し、さらにＮｂ　：
　０．００５〜０．１％及びＢ　：　０．０００５〜０
．０１％の１種又は２種を、Ｎｂ＋ＢＸ１．Ｏ２０，０
２（％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
物の組成になり、フェライト及び粒径３０μｍ以下で総
体積率５％以下のアシキュラーフェライトの組織になり
、降伏点伸びが０．５％以下であることを特徴とする、
加工性、常温非時効性及び焼付は硬化性に優れる複合組
織冷延鋼板（第３発明）及び、 ｃ　：　ｏ、ｏｉ％以下、Ｓｉ　：　０．１％以下、Ｔ
ｉ　：　０．００５〜０．０５％、Ａ１：０．５％以下
、Ｎ　：　０．０２％以下及びＳ：０．０５％以下を、 Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／３２Ｓ−１２／１４Ｎ）
≧０．０００５　（％）を満足する条件で含み、かつＭ
ｎ　：　０．０１〜２．０％及びＣｒ　：　０．００５
〜５％の１種又は２種を、Ｍｎ　＋　Ｃｒ　Ｘ　２≧０
．２（％）を満足する条件で含有し、さらにＮｂ　：　
０．００５〜０．１％及びＢ　：　０．０００５〜０．
０１％の１種又は２種を、Ｎｂ＋ＢＸＩＱ≧０．０２　
（％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
物からなる鋼索材に、熱間圧延、次いで冷間圧延を施し
た後、Ａｃ、変態点−５０℃より高く、Ａｃ。

変態点未満の温度で連続焼鈍し、引き続き冷却速度１０
℃／ｓ以上で冷却した後、圧下率０．８％以上の調質圧
延を施すことを特徴とする、加工性、常温非時効性及び
焼付は硬化性に優れる複合組織冷延綱板の製造方法（第
４発明）、及び、 Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｐ：０．０
３〜０．１５％、Ａｌ　７０．５％以下及びＮ　：　０
．０２％以下を含み、かつＭｎ　：　０．０１〜２．０
％及びＣｒ　：　０．００５〜５％の１種又は２種を、 Ｍｎ＋ＣｒＸ２≧０．２（％） を満足する条件で含有し、さらに　Ｎｂ　：　０．００
５〜０．１％及びＢ　：　０．０００５〜０，０１％の
１種又は２種を、Ｎｂ＋ＢＸ１０≧０．０２　（％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
物の組成になり、フェライト及び粒径３０μｍ以下で総
体積率５％以下のアシキュラーフェライトの組織になり
、降伏点伸びが０．５％以下であることを特徴とする、
加工性、常温非時効性及び焼付は硬化性に優れる複合組
織冷延鋼板（第５発明）及び、 Ｃ：　ｏ、ｏｉ％以下、Ｓｉ　：　０．１％以下、Ｐ：
０．０３〜０．１５％、Ａｌ　：　０．５％以下及びＮ
　：　０．０２％以下を含み、かつＭｎ　：　０．０１
〜２．０％及びＣｒ　：　０．０（１５〜５％の１種又
は２種を、 Ｍｎ　＋　Ｃｒ　Ｘ　２≧０．２（％）を満足する条件
で含有し、さらに　Ｎｂ　：　０．００５〜０．１％及
びＢ　：　０．０００５〜０．０１％の１種又は２種を
、Ｎｂ＋ＢＸ１０≧０．０２　　（％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
物からなる鋼素材に、熱間圧延、次いで冷間圧延を施し
た後、Ａｃ、変態点−５０℃より高く、Ａｃ。

変態点未満の温度で連続焼鈍し、引き続き冷却速度１０
℃／ｓ以上で冷却した後、圧下率０．８％以上の調質圧
延を施すことを特徴とする、加工性、常温非時効性及び
焼付は硬化性に優れる複合組織冷延鋼板の製造方法（第
６発明）、及び、 Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ　：　０．１％以下、Ｔｉ　
：　０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０３〜０．１５
％、Ａｌ　：　０．５％以下、Ｎ　：　０．０２％以下
及びＳ　：　０．０５％以下を、Ｃ−（１２／４８Ｔｉ
　　　１２）３２３−１２ノ１４Ｎ）≧０．０００５　
　（％）を満足する条件で含み、かつＭｎ　：　０．０
１〜２．０％及びＣｒ　：　０．００５〜５％の１種又
は２種を、Ｍｎ　＋　Ｃｒ　Ｘ　２≧０．２（％）を満
足する条件で含有し、さらにＮｂ　：　０．００５〜０
．１％及びＢ　：　０．０００５〜０．０１％の１種又
は２種を、Ｎｂ＋ＢＸ１０≧０．０２　（％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
物の組成になり、フェライト及び粒径３０μｍ以下で総
体積率５％以下のアシキュラーフェライトの組織になり
、降伏点伸びが０．５％以下であることを特徴とする、
加工性、常温非時効性及び焼付は硬化性に優れる複合組
織冷延鋼板（第７発明）及び、 Ｃ：　０．０１％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｔｉ　：
　０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０３〜０．１５％
、Ａｌ　：　０．５％以下、Ｎ　：　０．０２％以下及
びＳ：０．０５％以下を、Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２
／３２Ｓ　　１２／１４Ｎ）≧０．０００５　（％）を
満足する条件で含み、かつＭｎ　：　０．０１〜２．０
％及びＣｒ　：　０．００５〜５％の１種又は２種を、
Ｍｎ　＋　Ｃｒ　Ｘ　２≧０．２（％）を満足する条件
で含有し、さらにＮｂ　：　０．００５〜０，１％及び
Ｂ　：　０．０００５〜０．０１％の１種又は２種を、
Ｎｂ−＋−ＢＸＩＯ≧０．０２　（％）を満足する条件
で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼素
材に、熱間圧延、次いで冷間圧延を施した後、Ａｃ、変
態点−５０″Ｃより高く、Ａｃ。

変態点未満の温度で連続焼鈍し、引き続き冷却速度１０
℃／ｓ以上で冷却した後、圧下率０．８％以上の調質圧
延を施すことを特徴とする、加工性、常温非時効性及び
焼付は硬化性に優れる複合組織冷延鋼板の製造方法（第
８発明）である。

（作　用） 従来の常識では、第２相粒内及び／又は粒界に集中した
歪による時効の抑制は、第２相が少なくとも全体の１０
％程度にならなければ有効に作用するものではなかった
。このことはアシキュラーフェライトを第２相とする銅
板においても同様であった。

しかしながら発明者らは、アシキュラーフェライトを第
２相とする綱板において、外部から付加的に歪集中を補
強して降伏点伸びを０．５％以下とした場合には、第２
相の分率がこれより低くても時効抑制効果を有すること
を発見した。

以下、この発明の基礎となった実験について述べる。

Ｃ：　０．００３０％、Ｓｉ　：　０．０１％、Ｍｎ　
：　０．６１％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ　：　０．００
７％、Ａｌ　：　０．０５９％、Ｎ：０．００２５％、
Ｎｂ　：　０．０１２％及びＢ　：　０．００１３％の
組成になる綱に、連続鋳造−熱間圧延一冷間圧延一連続
焼鈍の工程を、焼鈍温度を変化させて施し、板厚０．８
　！Ｉｎの冷延鋼板とした。ここでスラブ加熱温度は１
２５０″Ｃ，Ａｒ、変態点８５０℃に対して熱延終了温
度は８８０℃、熱延板板厚は３．２　ｔｒｍ、熱延巻取
温度は、６２０℃とした。冷間圧延は、０．８　ｍｍま
で圧下した。冷間圧延後の体積膨張率測定（昇温速度ｌ
″Ｃ／ｓ）によるＡｃ、変態点は９１０℃であった。焼
鈍温度は、８１０〜９５０℃（均熱５秒）の種々の温度
とし、引き続く冷却速度は、２５℃／ｓとした。

かくして得られた鋼板のＢＨ量は、５．０〜５．５ｋｇ
ｆ／ｍｍ”であった。ここでＢＨ量については、公称量
２％予歪時の公称応力と、予歪後１７０℃ｌ２Ｏ分の時
効処理を施した後の下降伏点応力（公称）の差を採った
。

上記の各冷延鋼板に１．２％の調質圧延を施し、調質圧
延前後での各鋼板の、焼鈍温度の変化に対する第２相体
積率、伸び値、常温非時効性（降伏点伸び）の変化を第
１図に示す。

同図では、調質圧延なしで十分な常温非時効性が得られ
るためには、第２相体積率１０％以上が必要であるが、
調質圧延（１，２％）を施すと、第２相体積率が１０％
未満の５％以下でも促進時効処理（１００°０１１０時
間時効；３０℃１６か月の炭素時効に相当する）に対し
ても常温非時効となる。この領域では、伸び値も良好で
しかも時効劣化しない。

このように第２相体積率が５％以下となる熱処理（焼鈍
）温度は、熱膨張測定によるＡｃ、変態点より低温であ
る。この温度域では、アシキュラーフェライトはフェラ
イト粒界、特に３重点に微小な粒として観察されるだけ
である。したがって粒界部にＭｎが偏析して、この部分
だけ焼鈍時にフェライト母相の変態温度より低温でＴ相
に変態したものと考えられる。

なお母相の変態点直上で常温非時効性が劣化する条件が
あるが、これは母相の変態の開始によって粒径が急激に
粗大化し、調質圧延による歪集中を妨げたものと考えら
れる。

さて上記のごとくフェライト中に微粒のアシキュラーフ
ェライトを総体積率で５％以下含む鋼板は、加工性につ
いても優れることが見出された。

第１図に示すように、伸び値はフェライト相変態点以上
で焼鈍した場合よりも良好である。またｒ値についても
同様であるが、なおかつｒ値に対する実際の加工性も良
好である。

第２図に、３種の冷延鋼板、すなわちこの発明になるフ
ェライト＋微粒アシキュラーフェライト型鋼板（Ｃ：　
０．００３２〜０．００３６％、Ｓｉ　：　０．０１％
、Ｍｎ：　０．４０〜０．４２％、Ｃｒ　：　０．０８
％、Ｐ　：　０．０２０％、Ｓ：　０．０１０％、Ａｌ
　：　０．０６％、Ｎ　：　０．００２６〜０．００２
７％、Ｎｂ　：　０．０１５〜０．０２５％、Ｂ　：　
０．００１２％、スラブ加熱温度：　１２００”Ｃ，Ａ
ｒ＋変態点：８３０℃１熱延終了温度＝８５０℃１熱延
板板厚：３．５ｍｍ、熱延板巻取温度＝６００℃１冷延
板板厚：　０．８　ｉｎ、　Ａｃ、変態点−８９０℃１
焼鈍温度：８７０℃１均熱時間：１ｏ秒、冷却速度＝２
０℃／ｓ、調質圧延圧下率＝１．２％；非時効・高ＢＨ
型）、従来のフェライト＋粗粒アシキュラーフェライト
型調板（Ｃ：０．００３０〜０．００３３％、Ｓｉ　：
　０．０１％、Ｍｎ　：　０．４０％、Ｐ：０．０１８
％、Ｓ：　０．０１０　　％、Ａｌ　：　０．０５％、
Ｎ　：　０．００２４〜０．００２８％、Ｎｂ　：　０
．０１５〜０．０２５％、Ｂ　：　０．００１３％、ス
ラブ加熱温度：　１２００℃５Ａｒ３変態点＝８６０℃
、熱延終了温度：８９０℃２熱延板板厚：３．５ｍ＋、
熱延巻取温度二５００℃、冷延板板厚：　０．８　ａｍ
、　Ａｃ、変態点：９１Ｏ℃２焼鈍温度：９４０℃１均
熱時間＝５秒、冷却速度＝２０℃／ｓ、調質圧延圧下率
：０．５％；非時効・高ＢＨ型）及び通常のフェライト
単相型鋼板（Ｃ：　０．００２２〜０．００２６％、Ｓ
ｉ　：　０．０１〜０．０３％、Ｍｎ　：　０．０８〜
０．１２％、Ｐ　：　０．００８〜０．０１２％、Ｓ：
０．００５〜０．０１５％、Ａｌ　：　０．０３〜０．
０５％、Ｎ　：　０．００２０〜０．００２８％、Ｎｂ
　：　０．０１５〜０．０２０％、スラブ加熱温度：　
１２００〜１２５０℃−、Ａｒｚ変態点：８７０℃１熱
延終了温度：８８０〜９００℃１熱延板板厚：３．５閣
、熱延板巻取温度：５８０〜６６０℃１冷延板板厚二〇
、８閣、Ａｃ、変態点：９３０℃１焼鈍温度＝８３０〜
８８゜℃１均熱時間：０〜２０秒、冷却速度＝１５〜３
０″Ｃ／ｓ、；非時効・非ＢＨ型）について、ｒ値及び
り、Ｄ、Ｒ。

（限界絞り比）試験（しわ押えカニ　７００　ｋｇｆ　
）値について調べた結果を示す。ここで各鋼板のＴ、Ｓ
。

（引張強度）レベルは、２９〜３１ｋｇｆ／ｌｌｌ１ｎ
ｚに揃えである。

第２図において、従来のフェライト＋粗粒アシキュラー
フェライト型鋼板は、フェライト単相型鋼板と同じｒ値
でも実際に絞り加工を加えると絞り比が若干低い。これ
は強加工が加わると硬質の第２相がフェライト粒の変形
を拘束して結晶方位による塑性変形の異方性を減じるた
めと考えられる。しかしながら第２相が微細粒でしかも
その体積率が低いと、フェライト粒の塑性変形の異方性
を拘束することなく加工されるために、通常のフェライ
ト単相型鋼板と同様の絞り比が得られている。

発明者らは、以上の知見に基づきさらに研究を行って、
優れた加工性と常温非時効性を有する高ＢＨ鋼板を得る
ために必要な条件を見出した。

まず第２相（アシキュラーフェライト）の粒径は、３０
μｍ以下とする必要がある。これを超える粒径を有する
場合には、加工性に悪影響を及ぼす。

またその体積率は、加工性、常温非時効性を確保するた
めに既に述べたように５％以下が必要である。発明者ら
の実験では、少しでも第２相が観察される場合には常温
非時効性を有したが、この際確認できた第２相体積率の
最小値は、０．１％であった。

また上記のごとき粒径分布を得るためには、微細第２相
の生成機構上Ｍｎの存在が重要であるが、発明者らはＣ
ｒにおいても同様の粒界偏析・γ相生成促進効果を有す
ることを見出した。具体的には、Ｍｎ及び／又はＣｒを Ｍｎ＋ＣｒＸ２≧０．２％ を満足させて含むことが微細γ相を焼鈍加熱時に生じさ
せるうえでの必要条件である。さらにこのγ相を冷却時
にアシキュラーフェライトとするためには、Ｎｂ及び／
又はＢを Ｎｂ十ＢＸ１０≧０．０２％ を満足させて含有させて、Ｔ→α変態を低温側に遅らせ
る必要がある。

また上記第２相分布を有する鋼板においても、初期の降
伏点伸びが０．５％を超える場合には、促進時効による
降伏点伸びの増加がわずかながら認められるので、常温
非時効性の確保には、降伏点伸びを０．５％以下として
おく必要がある。

以下各成分組成範囲の限定理由を述べる。

ＣＴＣは、ＢＨ性を付与するうえで重要な成分であるが
、０．０１％を超えるとこの発明の方法をもってしても
常温非時効性の維持は困難になる。またＣ量は低いほど
材質に有利であり、０．０１％を超えると良好な加工性
が得られなくなる。したがってＣ量は０．０１％以下と
する。なお高いＢＨ性を得るためにはＣ量は０．０００
５％以上あることが望ましく、特に後述のように強力な
炭化物形成成分であるＴｉを添加する場合には、固溶Ｃ
量が０．０００５％以上は必須である。

Ｓｉ　：　Ｓｉは、鋼板強度増のために若干の含有を妨
げるものではないが、０．１％より多く存在すると、銅
板の伸びおよび絞り性を劣化させるので０．１％以下と
する。

Ａｌ：Ａｌは、主に製鋼時の脱酸のために網中に添加す
る。またＡｌは、ＮをＡｌＮとして固定しＢＮ形成によ
る８歩留まりの低下を防ぐ効果を有するので、ｏ、ｏｏ
ｓ％以上含有させることが望ましい。しかし０．５％を
超えるＡ１添加は表面性状に悪影響を及ぼすので０．５
％以下に抑えなければならない。

好ましくは０．１％以下が良い。

Ｎ；Ｎは、深絞り性を劣化させるうえ、Ａ１で固定しな
いとＢと結合し、Ｂの添加効果を大幅に低下させるので
その量が多いほどＡｌの必要量が増加し不経済である。

また固溶Ｎは常温時効性が元々高いので、この発明では
焼付は硬化成分には用いない。したがってＮ量はできる
限り低めに抑えるのが望ましいが、工程の経済性から許
容量を０．０２％以下とする。好ましくはＮ量は０．０
０５％以下に抑えるのがよい。

Ｍｎ、　Ｃｒ　：すでに述べた理由により、Ｍｎ＋Ｃｒ
Ｘ２≧０．２％の添加が必要である。またＭｎ、針とも
深絞り性を劣化させずに鋼板全体の変態温度を下げるこ
とのできる成分であり、また鋼板強度を上げることにも
有効である。しかしＭｎの０．０１％未満の添加又はＣ
ｒの０．００５％未満の添加では、変態温度の低下にも
鋼板強度の増加にもほとんど寄与が見られない。一方Ｍ
ｎの２．０％を超える添加又はＣｒの５％を超える過剰
な添加は、鋼板の伸び及び絞り性と強度とのバランスを
劣化させる。さらにＭｎの２．０％を超える添加は、溶
鋼中での吸熱反応を増大させ、溶鋼温度の低下により真
空脱ガス処理を不可能にしてしまうおそれがある。また
５、０％を超えるＣｒの過剰な添加は、鋼板表面の化成
処理性を悪化させる。したがってＭｎ　：　０．０１〜
２．０％、Ｃｒ：　０．００５〜５％の１種又は２種を
、Ｍｎ＋ＣｒＸ２≧０．２％を満足させて含有すること
が必要である。

Ｎｂ、　Ｂ　：　Ｎｂ、　Ｂは、前述のようにそれぞれ
単独で又は共存にて冷却時のＴ→α変態を低温側に遅ら
せ、アシキュラーフェライト＋フェライト２相組織化を
促進させる。また集合組織においても顕著な（１１１）
方位の集積を生じさせ、加工性（特にｒ値）を上げる効
果を有する。ここでＮｂ＋ＢＸ１０が０．０２％未満で
は、２相組織化及び集合組織改善が不十分であり、一方
Ｎｂ量がＯ８１％を超える添加又はＢ量が０．０１％を
超える添加は、添加効果が飽和するのみならず伸びの著
しい劣化を招き強度−加工性バランスを低下させる。ま
たＢ量の０．０００５％に満たない添加は、共同添加の
効果に貢献しないので、わざわざＢを添加する意義が全
くない。

Ｎｂの０．００５％に満たない添加についても同様であ
る。したがってＮｂ　：　０．００５〜０゜１％及びＢ
　：　０．０００５〜０．０１％の１種または２種を、
Ｎｂ＋ＢＸ１０≧０．０２％を満足させて含有させる必
要がある。

Ｔｉ、　Ｓ　：この発明において鋼中一般成分としての
Ｓについては特に規定する必要がないが、加工用鋼板と
してのコストに見合った範囲で低減することが望ましく
、０．０５％以下にすることが好ましい。またＴｉ添加
の場合には有効Ｔｉ量を考慮するうえでＳ添加量は重要
な意味を持つ。

この発明においては加工性の改善、８歩留まりの向上の
ためにＴｉを添加してもよい。Ｔｉの効果を出すために
は０．００５％以上の添加が必要であるが、０．０５％
を超える添加は添加効果の点で不経済であるばかりでな
く、変態点の上昇による生産上のコスト増も招く。また
ＢＨ性の確保のためには固溶Ｃ量を０．０００５％以上
確保することが必要であり、有効Ｔｉ　（ＴｉＮ　、　
ＴｉＳ形成分を除いたＴｉ）に関して、Ｃ−（１２／４
８Ｔｉ　　１２／３２　Ｓ　−１２／１４　Ｎ）≧０．
０００５（χ）を満たさなければならない。またＴｉ添
加の場合は、Ｔｉ歩留まり低下を防ぐためにＳは０．０
５％以下とする。したがってＴｉの添加の際の条件は、
Ｔｉ　：　０．００５〜０．０５％でかつ Ｃ（１２／４８Ｔｉ　　１２／３２　Ｓ　−１２／１４
　Ｎ）≧０．０００５（χ）とし、さらにｓ　：　ｏ、
ｏｓ％以下とする。

ｐ：ｔ８中一般成分としてのＰについては、特に規定す
る必要がないが、軟質を要求される用途には０．０５％
以下とすることが好ましい。また鋼板強化成分としては
０．１５％以下の添加ならばこの発明の効果を損なうも
のではない。一方Ｐの鋼板強化の効果は、０．０３％以
上添加しないとほとんど表れないので、鋼板強化を目的
としてＰを添加する場合にはＰ量を０．０３〜０．１５
％とする必要がある。

次にこの発明の鋼板製造条件の限定理由を以下に述べる
。

まず製鋼については常法に従って行えばよく、特にこの
発明ではそれらの条件の限定は必要としないが、コスト
及び品質の点で連続鋳造法を用いることが望ましい。

熱間圧延についても常法で構わないが、焼鈍時に微細１
粒を生じるべく粒界にＭｎ及び／又はＣｒを十分濃化さ
せるためには、熱間圧延後の巻取り温度を５５０℃以上
とすることが好ましい。

冷間圧延についても常法に従って行えばよいが、再結晶
による加工性獲得のためには６０％以上の冷延圧下率が
望ましい。

冷間圧延後の焼鈍は、箱焼鈍法では２相組織化に不十分
なので、連続焼鈍法を採用する。また焼鈍温度は、この
発明で所期する微細第２相組織を得るために、第１図か
ら明らかな如く第１相であるフェライト相のＡｃ、変態
点未満の温度で行う。

焼鈍温度の下限は、第２相の元となるＴ相（オーステナ
イト相）が出現する温度であればよいが、フェライト相
のＡｃ、変態点未満−５０℃より高温とすることにより
安定して第２相を得ることができる。なお通常の焼鈍よ
りは高温の焼鈍となるのでフェライト粒が成長しやすく
、前記温度で１５秒を超えて均熱すると、粒界面積の減
少及び歪集中の低下により常温非時効性が劣化するおそ
れがある。

したがって焼鈍均熱時間は１５秒以下が好ましい。

焼鈍に引き続く冷却においては、冷却時にＴ相の少なく
とも一部をアシキュラーフェライトとするために、冷却
速度を１０℃／ｓ以上とする必要がある。一方加工性の
観点からは冷却速度は８０℃／ｓ以下とすることが好ま
しい。

かくして得られた微細アシキュラーフェライト＋フェラ
イト２相組織鋼板においては、すでに述べたように鋼板
内部の歪集中を強化する必要があるが、この方法として
は調質圧延が最も適している。この場合、調質圧延の圧
下率は、歪集中を強化して優れた非時効性を得るために
０．８％以上が必要であり、１％以上が好ましい。なお
５％を超える圧下率では、材質劣化が大きくなるので避
けることが望ましい。

なおこの発明の冷延鋼板は、めっき鋼板への適用も可能
であり、とくにめっき工程で時効を生じやすい溶融金属
めっき鋼板の母板として最適である。

（実施例） 実施例１ 表１に示す種々の成分組成になる綱を準備した。

これらの供試鋼を連続鋳造にて製造し、粗圧延（圧下率
８８％）、仕上げ圧延（圧下率８８％）を経て板厚３．
５　ｖｗのホットコイルとし、その後０．８　ｍｍまで
冷間圧延を行った。その後酸洗し、連続焼鈍及び調質圧
延を施した。各工程の主要条件及び得られた鋼板の先願
調査による第２相（アシキュラーフェライト相）の最大
粒径及び体積分率を表２に示す。

かくして得られた冷延鋼板の加工性、ＢＨ性及び時効特
性を表３に示す。なおりＨ量は、第３図に示す下降伏点
値をとった。

表３から明らかなように本発明例は、いずれも高いＢＨ
値と優れた常温非時効性を示すのみならず、伸び・強度
バランス（表３中Ｔ、Ｓ、＋Ｅ１で示す）及びｒ値にお
いて優れた加工性を有することがわかる。

一方成分がこの発明に適合しない比較例隘１０〜１３及
び工程条件がこの発明に適合しない比較例漱ＩＢ、　Ｉ
Ｃ，ＩＤ、　ＩＧ、　ＩＨは、いずれも良好な第２相分
布が得られないか又は第２相が全く得られないために本
発明例に比してＢＨ性又は常温非時効性に劣る上、加工
性で劣るものが多い。

また比較例ＩＥ、　ＩＦは、促進時効処理前にすでに降
伏点伸びが高く、問題外である。

実施例２ 実施例１の本発明例誦及び３を溶融亜鉛めっきラインに
通板した。めっきラインの均熱サイクルは５５０　’Ｃ
ｌ２Ｏ秒であった。

めっき後の鋼板ＩＡの材質は、Ｙ、Ｓ、　：　１６．５
ｋｇｆ／ｍｍ”　、Ｔ、Ｓ、　：３０．２　　ｋｇｆ／
ｍｍ２、伸び値５６．２％、ｒ値２．５０、ＢＨ量５．
０　ｋｇｆ／ｍｍ”　、降伏点伸び０．０％であった。

また鋼板３もＹ、Ｓ、　：　１９．８　ｋｇｆ／ｍｍｔ
。

Ｔ、Ｓ、　：　３５．４　ｋｇｆ／＋ａｍ”、伸び値５
２．０％、ｒ値２．４１、ＢＨ量５．Ｏｋｇｆ／■■２
、降伏点伸び０．０％であった。

いずれも加工性はめっき処理前とほとんどかわらず、優
れた高ＢＨ性及び常温非時効性もそのままであった。

（発明の効果） この発明によって、軟質加工用鋼板並みの優れた加工性
を高ＢＨ性及び常温非時効性とともに兼ね備えた鋼板の
工業的な安定生産が可能となった。

かかる鋼板は特に外板加工用鋼板として好適であり、従
来の加工用ＢＨ鋼板が時効性ゆえに使用できなかった条
件下での用途、例えば常に在庫を確保するために必要な
長期の保存向け、長期の船旅を要する輸出向け、５００
℃程度の高温をくぐらす合金化めっきの原板向は等の適
用の道を開くものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鋼板の加工性及び常温非時効性に及ぼす第２
相アシキユラーフエライト量及び焼鈍温度の影響を示す
グラフ、 第２図は、本発明鋼及び従来鋼の、 絞り比との関係を示すグラフ、 第３図は、焼付は硬化性（ＢＨ性） 示す図である。 ｒ値と限界 の測定方法を

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．５ｗｔ％以下及び Ｎ：０．０２ｗｔ％以下 を含み、かつ Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％及び Ｃｒ：０．００５〜５ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｍｎ＋Ｃｒ×２≧０．２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％及び Ｂ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｎｂ＋Ｂ×１０≧０．０２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
   物の組成になり、 フェライト及び粒径３０μｍ以下で総体積率５％以下の
   アシキュラーフェライトの組織になり、 降伏点伸びが０．５％以下であることを特徴とする、加
   工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織
   冷延鋼板。 ２、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．５ｗｔ％以下及び Ｎ：０．０２ｗｔ％以下 を含み、かつ Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％及び Ｃｒ：０．００５〜５ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｍｎ＋Ｃｒ×２≧０．２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％及び Ｂ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｎｂ＋Ｂ×１０≧０．０２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
   物からなる鋼素材に、 熱間圧延、次いで冷間圧延を施した後、 Ａｃ＿１変態点−５０℃より高く、Ａｃ＿１変態点未満
   の温度で連続焼鈍し、 引き続き冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却した後、圧下率
   ０．８％以上の調質圧延を施す ことを特徴とする、加工性、常温非時効性及び焼付け硬
   化性に優れる複合組織冷延鋼板の製造方法。 ３、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、 Ａｌ：０．５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．０２ｗｔ％以下及び Ｓ：０．０５ｗｔ％以下を、 Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／３２Ｓ−１２／１４Ｎ）
   ≧０．０００５（ｗｔ％）を満足する条件で含み、かつ Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％及び Ｃｒ：０．００５〜５ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｍｎ＋Ｃｒ×２≧０．２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％及び Ｂ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｎｂ＋Ｂ×１０≧０．０２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
   物の組成になり、 フェライト及び粒径３０μｍ以下で総体積率５％以下の
   アシキュラーフライトの組織になり、降伏点伸びが０．
   ５％以下であることを特徴とする、加工性、常温非時効
   性及び焼付け硬化性に優れる複合組織冷延鋼板。 ４、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、 Ａｌ：０．５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．０２ｗｔ％以下及び Ｓ：０．０５ｗｔ％以下を、 Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／３２Ｓ−１２／１４Ｎ）
   ≧０．０００５（ｗｔ％）を満足する条件で含み、かつ Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％及び Ｃｒ：０．００５〜５ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｍｎ＋Ｃｒ×２≧０．２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％及び Ｂ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｎｂ＋Ｂ×１０≧０．０２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
   物からなる鋼素材に、 熱間圧延、次いで冷間圧延を施した後、 Ａｃ＿１変態点−５０℃より高く、Ａｃ＿１変態点未満
   の温度で連続焼鈍し、 引き続き冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却した後、圧下率
   ０．８％以上の調質圧延を施す ことを特徴とする、加工性、常温非時効性及び焼付け硬
   化性に優れる複合組織冷延綱板の製造方法。 ５、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ｐ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、 Ａｌ：０．５ｗｔ％以下及び Ｎ：０．０２ｗｔ％以下 を含み、かつ Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％及び Ｃｒ：０．００５〜５ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｍｎ＋Ｃｒ×２≧０．２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％及び Ｂ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｎｂ＋Ｂ×１０≧０．０２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
   物の組成になり、 フェライト及び粒径３０μｍ以下で総体積率５％以下の
   アシキュラーフェライトの組織になり、 降伏点伸びが０．５％以下であることを特徴とする、加
   工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織
   冷延鋼板。 ６、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ｐ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、 Ａｌ：０．５ｗｔ％以下及び Ｎ：０．０２ｗｔ％以下 を含み、かつ Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％及び Ｃｒ：０．００５〜５ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｍｎ＋Ｃｒ×２≧０．２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％及び Ｂ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｎｂ＋Ｂ×１０≧０．０２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
   物からなる鋼素材に、 熱間圧延、次いで冷間圧延を施した後、 Ａｃ＿１変態点−５０℃より高く、Ａｃ＿１変態点未満
   の温度で連続焼鈍し、 引き続き冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却した後、圧下率
   ０．８％以上の調質圧延を施す ことを特徴とする、加工性、常温非時効性及び焼付け硬
   化性に優れる複合組織冷延鋼板の製造方法。 ７、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、 Ｐ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、 Ａｌ：０．５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．０２ｗｔ％以下及び Ｓ：０．０５ｗｔ％以下を、 Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／３２Ｓ−１２／１４Ｎ）
   ≧０．０００５（ｗｔ％）を満足する条件で含み、かつ Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％及び Ｃｒ：０．００５〜５ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｍｎ＋Ｃｒ×２≧０．２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％及び Ｂ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％ の１種又は２種を、 Ｎｂ＋Ｂ×１０≧０．０２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
   物の組成になり、 フェライト及び粒径３０μｍ以下で総体積率５％以下の
   アシキュラーフェライトの組織になり、 降伏点伸びが０．５％以下であることを特徴とする、加
   工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織
   冷延鋼板。 ８、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、 Ｐ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、 Ａｌ：０．５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．０２ｗｔ％以下及び Ｓ：０．０５ｗｔ％以下 を、 Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／３２Ｓ−１２／１４Ｎ）
   ≧０．０００５（ｗｔ％）を満足する条件で含み、かつ Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％及び Ｃｒ：０．００５〜５ｗｔ％ の１種又は２種を、次式 Ｍｎ＋Ｃｒ×２≧０．２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、さらに Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％及び Ｂ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％ の１種又は２種を、次式 Ｎｂ＋Ｂ×１０≧０．０２（ｗｔ％） を満足する条件で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純
   物からなる鋼素材に、 熱間圧延、次いで冷間圧延を施した後、 Ａｃ＿１変態点−５０℃より高く、Ａｃ＿１変態点未満
   の温度で連続焼鈍し、 引き続き冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却した後、圧下率
   ０．８％以上の調質圧延を施す ことを特徴とする、加工性、常温非時効性及び焼付け硬
   化性に優れる複合組織冷延鋼板の製造方法。