JPH05263185A - 成形性の良好な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
成形性の良好な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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- JPH05263185A JPH05263185A JP6435292A JP6435292A JPH05263185A JP H05263185 A JPH05263185 A JP H05263185A JP 6435292 A JP6435292 A JP 6435292A JP 6435292 A JP6435292 A JP 6435292A JP H05263185 A JPH05263185 A JP H05263185A
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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に関する。
優れた冷延鋼板とその製造に関する。
【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／ｍ
ｍ2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５
９−３８３３７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
４５ｋｇｆ／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。
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／ｍ
ｍ2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５
９−３８３３７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
４５ｋｇｆ／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。
【０００３】更に、特開昭６１−２７６９３１号公報に
おいては、ＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板によ
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。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、Ｓ
ｉ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。
おいては、ＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板によ
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。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、Ｓ
ｉ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。
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。
【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１５〜２８ｋ
ｇｆ／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の製造法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１５〜２８ｋ
ｇｆ／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の製造法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】
【課題を解決するための手段】そこで、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、従来固溶体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。
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、従来固溶体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】以下の機構により、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。
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。
【００１０】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、Ｃｒ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。
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、Ｃｒ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。
【００１１】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。
【００１２】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
着性を劣化し、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
着性を劣化し、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。
【００１３】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〜１．５％未満、
Ｐ：０．０１〜０．１２％、Ｓ：０．０００５〜０．０
１５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００
３〜０．００６０％、Ｂ：０．０００１〜０．０００５
％未満、さらにＴｉ：０．００３〜０．１％およびＮ
ｂ：０．００３〜０．０１％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冷延鋼板
および溶融亜鉛メッキ冷延鋼板。 （２）重量％で、Ｃ：０．０００３−０．０１％、Ｓ
ｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．５超〜１．５％未満、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０１〜０．１２
％、Ｓ：０．０００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．００
５〜０．１％、Ｎ：０．０００３〜０．００６０％、さ
らに、Ｔｉ：０．００３〜０．１％およびＮｂ：０．０
０３〜０．０１％の両方を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物からなる成形性に優れた冷延鋼板および溶融亜
鉛メッキ冷延鋼板。 （３）Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有する請
求項２に記載の冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ冷延鋼
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
る溶融亜鉛メッキ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〜１．５％未満、
Ｐ：０．０１〜０．１２％、Ｓ：０．０００５〜０．０
１５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００
３〜０．００６０％、Ｂ：０．０００１〜０．０００５
％未満、さらにＴｉ：０．００３〜０．１％およびＮ
ｂ：０．００３〜０．０１％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冷延鋼板
および溶融亜鉛メッキ冷延鋼板。 （２）重量％で、Ｃ：０．０００３−０．０１％、Ｓ
ｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．５超〜１．５％未満、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０１〜０．１２
％、Ｓ：０．０００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．００
５〜０．１％、Ｎ：０．０００３〜０．００６０％、さ
らに、Ｔｉ：０．００３〜０．１％およびＮｂ：０．０
０３〜０．０１％の両方を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物からなる成形性に優れた冷延鋼板および溶融亜
鉛メッキ冷延鋼板。 （３）Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有する請
求項２に記載の冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ冷延鋼
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
る溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
【００１４】
【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。下限は近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。下限は近いほど好ましいので特に指定しない。
【００１５】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、１．５％以上にな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１．
５％未満とする。 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。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、１．５％以上にな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１．
５％未満とする。 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。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。
【００１６】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。 Ａｌ：Ａｌはおもに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。
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。 Ａｌ：Ａｌはおもに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。
【００１７】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０．００
３％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％以上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０．００３％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、Ｎｂ量が０．０１％超になると合金コストの
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０．０１％とする。
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０．００
３％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％以上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０．００３％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、Ｎｂ量が０．０１％超になると合金コストの
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０．０１％とする。
【００１８】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。０．００
０１％未満では、その効果が不充分であり、０．０００
５％以上になると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、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
０．００２０％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。０．００
０１％未満では、その効果が不充分であり、０．０００
５％以上になると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、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
０．００２０％とする。
【００１９】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。
【００２０】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１５〜２８ｋｇ
ｆ／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。
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１５〜２８ｋｇ
ｆ／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。
【００２１】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。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。
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。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。
【００２２】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、Ｍｎ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、Ｔｉ量が少なすぎる
ため製品板を１００℃で１時間人工時効すると降伏点伸
び（ＹＰ−Ｅｌ）が１．１％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。次に本発
明を実施例にて説明する。
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、Ｍｎ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、Ｔｉ量が少なすぎる
ため製品板を１００℃で１時間人工時効すると降伏点伸
び（ＹＰ−Ｅｌ）が１．１％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。次に本発
明を実施例にて説明する。
【００２３】
【実施例】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９００℃、巻き取り温度
５５０℃の条件で熱間圧延し、４．０ｍｍ厚の鋼板とし
た。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し０．８ｍ
ｍの冷延板とし、次いで加熱速度１５℃／秒で最高加熱
温度８３０℃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（浴中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。
−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９００℃、巻き取り温度
５５０℃の条件で熱間圧延し、４．０ｍｍ厚の鋼板とし
た。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し０．８ｍ
ｍの冷延板とし、次いで加熱速度１５℃／秒で最高加熱
温度８３０℃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（浴中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。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】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線回析によって求め
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線回析によって求め
た。
【００２７】表３から明らかなように、本発明鋼は従来
鋼と比較して抵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や合金化反応を抑制する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。
鋼と比較して抵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や合金化反応を抑制する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。
【００２８】
【表３】
【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】降伏強度とσd（デント特性の指標）との関係
を示す図である。
を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２２Ｃ 38/16 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〜１．５％
未満、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：０．００３〜０．０１％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冷延
鋼板および溶融亜鉛メッキ冷延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０００３−０．０１
％、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．５超〜１．５％
未満、Ｃｒ：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：
０．００３〜０．０１％の両方を含有し、残部Ｆｅ及び
不可避的不純物からなる成形性に優れた冷延鋼板および
溶融亜鉛メッキ冷延鋼板。 - 【請求項３】 Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含
有する請求項２に記載の冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ
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
を特徴とする溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6435292A JPH05263185A (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | 成形性の良好な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 |
|---|---|---|---|
| JP6435292A JPH05263185A (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | 成形性の良好な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 |
|---|---|
| JPH05263185A true JPH05263185A (ja) | 1993-10-12 |
Family
ID=13255775
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6435292A Withdrawn JPH05263185A (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | 成形性の良好な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) | JPH05263185A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1111081A1 (en) * | 1999-12-22 | 2001-06-27 | Sidmar N.V. | An ultra-low carbon steel composition, the process of production of an ULC BH steel product and the product obtained |
| KR100951259B1 (ko) * | 2002-12-27 | 2010-04-02 | 주식회사 포스코 | 초고성형 고강도 박강판 및 그 제조방법 |
| US7806998B2 (en) | 2002-06-28 | 2010-10-05 | Posco | Method of manufacturing super formable high strength steel sheet |
-
1992
- 1992-03-23 JP JP6435292A patent/JPH05263185A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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