JPH11310827A - 耐常温時効性とパネル特性に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
耐常温時効性とパネル特性に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】自動車外板用鋼板に求められる優れた鋼板表面
性状、耐常温時効性、パネル耐デント性を兼備した冷延
鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】wt％で、C:0.005 〜0.012%、Si:0.01〜0.4
%、Mn:0.16% 〜1.0%、 P:0.01〜0.08%、S ≦0.02%、sol.Al:
0.01 〜0.1%、 N ≦0.004%、 Nb:0.01 〜0.2%及びTi:0.04
〜0.1%から選択された一種以上とを含有し、1.2 ≦(12
/93) （Nb% ／C%）＋(12/48) （Ti*% ／C%）≦2.5 を満
たす鋼を溶製した後、熱間圧延及び冷間圧延を施し、次
いで、得られた冷延鋼板をAc３≧Ｔ（℃）≧157log(X)+
737 を満足するＴ（℃）に均熱した後、Ｒ（℃／ｓｅ
ｃ）≦-35+162/X を満たす速度で冷却する。ただし、Ti
*% ＝Ti% −(48/14)N% −(48/32)S% 、Ti*≦０の場合、
Ti *＝０とする。
性状、耐常温時効性、パネル耐デント性を兼備した冷延
鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】wt％で、C:0.005 〜0.012%、Si:0.01〜0.4
%、Mn:0.16% 〜1.0%、 P:0.01〜0.08%、S ≦0.02%、sol.Al:
0.01 〜0.1%、 N ≦0.004%、 Nb:0.01 〜0.2%及びTi:0.04
〜0.1%から選択された一種以上とを含有し、1.2 ≦(12
/93) （Nb% ／C%）＋(12/48) （Ti*% ／C%）≦2.5 を満
たす鋼を溶製した後、熱間圧延及び冷間圧延を施し、次
いで、得られた冷延鋼板をAc３≧Ｔ（℃）≧157log(X)+
737 を満足するＴ（℃）に均熱した後、Ｒ（℃／ｓｅ
ｃ）≦-35+162/X を満たす速度で冷却する。ただし、Ti
*% ＝Ti% −(48/14)N% −(48/32)S% 、Ti*≦０の場合、
Ti *＝０とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はドア、フード、フェ
ンダ等の自動車外板パネルなどに要求される耐常温時効
性とパネル特性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法に関する。
ンダ等の自動車外板パネルなどに要求される耐常温時効
性とパネル特性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車外板用鋼板には、優れた成形性、
パネル成形後の形状性および耐デント性（局部的な凹み
に対する抵抗）が要求される。パネル成形後の形状性を
向上させるには、鋼板の素材降伏強度を低減させること
が有効であることが従来から知られている。また、パネ
ル形状性ならびに成形後および塗装後の耐デント性を向
上させるには、素材の高強度化が必要である。このた
め、パネル形状性と耐デント性を満足させるには、成形
前には軟質であり、成形し、塗装した後には高強度化す
るという相反する素材特性が要求されてきた。このよう
な要求を満足させる鋼板として、近年、塗装焼き付け硬
化型冷延鋼板（Bake-Hardenable Steel ，以降ＢＨ鋼板
と称す）が開発され、広く使用されてきた。とくに高深
絞り性を有するＢＨ鋼板として、鋼中炭素量を５０ｐｐ
ｍ程度に低減した極低炭素鋼をベースにＮｂ、Ｔｉ等の
炭窒化物形成元素をＣ当量比で１以下添加した冷延鋼板
の製造方法が検討されている。例えば、特公昭６０−４
６１６６号公報にはＮｂまたはＴｉ添加の極低炭素鋼を
９００℃近い高温で焼鈍する技術が開示されている。ま
た、特開昭６１−２７６９２８号公報には７００〜８５
０℃付近の温度域で焼鈍することによってＮｂ添加極低
炭素系ＢＨ鋼板を製造する技術が開示されている。
パネル成形後の形状性および耐デント性（局部的な凹み
に対する抵抗）が要求される。パネル成形後の形状性を
向上させるには、鋼板の素材降伏強度を低減させること
が有効であることが従来から知られている。また、パネ
ル形状性ならびに成形後および塗装後の耐デント性を向
上させるには、素材の高強度化が必要である。このた
め、パネル形状性と耐デント性を満足させるには、成形
前には軟質であり、成形し、塗装した後には高強度化す
るという相反する素材特性が要求されてきた。このよう
な要求を満足させる鋼板として、近年、塗装焼き付け硬
化型冷延鋼板（Bake-Hardenable Steel ，以降ＢＨ鋼板
と称す）が開発され、広く使用されてきた。とくに高深
絞り性を有するＢＨ鋼板として、鋼中炭素量を５０ｐｐ
ｍ程度に低減した極低炭素鋼をベースにＮｂ、Ｔｉ等の
炭窒化物形成元素をＣ当量比で１以下添加した冷延鋼板
の製造方法が検討されている。例えば、特公昭６０−４
６１６６号公報にはＮｂまたはＴｉ添加の極低炭素鋼を
９００℃近い高温で焼鈍する技術が開示されている。ま
た、特開昭６１−２７６９２８号公報には７００〜８５
０℃付近の温度域で焼鈍することによってＮｂ添加極低
炭素系ＢＨ鋼板を製造する技術が開示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特公昭
６０−４６１６６号公報の技術は、高温で焼鈍するた
め、ＢＨ性とｒ値を高める点では好ましいが、フェライ
ト粒の粗大化に起因した表面性状の悪化が懸念される。
また、素材自体軟質化しているため、たとえ高ＢＨ性が
付与されたとしても、成形、塗装後の強度は高いとはい
えがたい。一方、特開昭６１−２７６９２８号公報の技
術は前者よりも比較的焼鈍温度が低いため、表面性状、
素材降伏強度の確保の点では好ましいが、ｒ値、ＢＨ性
の向上には限界がある。
６０−４６１６６号公報の技術は、高温で焼鈍するた
め、ＢＨ性とｒ値を高める点では好ましいが、フェライ
ト粒の粗大化に起因した表面性状の悪化が懸念される。
また、素材自体軟質化しているため、たとえ高ＢＨ性が
付与されたとしても、成形、塗装後の強度は高いとはい
えがたい。一方、特開昭６１−２７６９２８号公報の技
術は前者よりも比較的焼鈍温度が低いため、表面性状、
素材降伏強度の確保の点では好ましいが、ｒ値、ＢＨ性
の向上には限界がある。
【０００４】このような従来技術は、いずれもパネル成
形後の耐デント性を向上させるために鋼板の高ＢＨ化を
目的とした技術である。しかし、ＢＨ性を増大させるこ
とは、常温時効性（常温保管時の降伏強度伸びの発現）
の促進をもたらすため、パネル成形時のストレッチャー
ストレインの発生が懸念される。このため、ＢＨ性は６
０ＭＰａ以下に抑制されているのが実情である。一方、
本発明者らは、上記のような常温時効とは異なって、元
来高いＢＨ性を有する鋼板は、ＢＨ性の低い鋼板に比べ
てパネル性状が著しく劣化するという新たな知見を見出
した。すなわち、図１に示すように、３００ｍｍＸ３０
０ｍｍの鋼板を成形歪み２％で、８５０ｍｍＲ，１００
ｍｍ角のかまぼこ型に成形し、パネル平滑部の形状を測
定した。（２）に示すＢＨの高い材料では、スプリング
バックが大きいのに対し、(1) に示すＢＨの低い材料で
は、スプリングバックが小さいことを見出した。このこ
とは、たとえ、耐デント性を満足し、常温時効性が問題
とならないＢＨ性を有する鋼板であっても、パネル成形
時の形状性を満足することは難しいことを意味する。
形後の耐デント性を向上させるために鋼板の高ＢＨ化を
目的とした技術である。しかし、ＢＨ性を増大させるこ
とは、常温時効性（常温保管時の降伏強度伸びの発現）
の促進をもたらすため、パネル成形時のストレッチャー
ストレインの発生が懸念される。このため、ＢＨ性は６
０ＭＰａ以下に抑制されているのが実情である。一方、
本発明者らは、上記のような常温時効とは異なって、元
来高いＢＨ性を有する鋼板は、ＢＨ性の低い鋼板に比べ
てパネル性状が著しく劣化するという新たな知見を見出
した。すなわち、図１に示すように、３００ｍｍＸ３０
０ｍｍの鋼板を成形歪み２％で、８５０ｍｍＲ，１００
ｍｍ角のかまぼこ型に成形し、パネル平滑部の形状を測
定した。（２）に示すＢＨの高い材料では、スプリング
バックが大きいのに対し、(1) に示すＢＨの低い材料で
は、スプリングバックが小さいことを見出した。このこ
とは、たとえ、耐デント性を満足し、常温時効性が問題
とならないＢＨ性を有する鋼板であっても、パネル成形
時の形状性を満足することは難しいことを意味する。
【０００５】このように従来技術で製造されたＢＨ性の
高い鋼板では、自動車外板用鋼板に要求される良好なパ
ネル成形性と耐デント性を充分に満足したとは言い難
い。本発明の目的は、耐常温時効性を有しつつ、自動車
外板用鋼板に求められる良好なパネル形状性と、耐デン
ト性を兼備した冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法を提供することにある。
高い鋼板では、自動車外板用鋼板に要求される良好なパ
ネル成形性と耐デント性を充分に満足したとは言い難
い。本発明の目的は、耐常温時効性を有しつつ、自動車
外板用鋼板に求められる良好なパネル形状性と、耐デン
ト性を兼備した冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の冷延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：
０．００５〜０．０１２％と、Ｓｉ：０．０１〜０．４
％と、Ｍｎ: ０．１６％〜１．０％、Ｐ: ０．０１〜
０．０８％、S ≦０．０２％と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
１〜０．１％と、Ｎ≦０．００４％と、Ｎｂ：０．０１
〜０．２％及びＴｉ：０．０４〜０．１％から選択され
た一種以上とを、下記（１）式を満たす範囲で含有し、
残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を溶
製した後、熱間圧延及び冷間圧延を施し、次いで、得ら
れた冷延鋼板をAc３≧Ｔ（℃）≧１５７ｌｏｇ（Ｘ）＋
７３７を満足するＴ（℃）に均熱した後、Ｒ（℃／ｓｅ
ｃ）≦−３５＋１６２／Ｘを満たす速度で冷却すること
を特徴とする耐常温時効性とパネル特性に優れた冷延鋼
板の製造方法である。 １．２≦（１２／９３）（Nb% ／C%）＋（１２／４８）
（Ti*% ／C%）≦２．５(1) Ti*% ＝Ti% −（４８／１４）N%−（４８／３２）S% Ti*≦０の場合、 Ti *＝０とする。
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の冷延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：
０．００５〜０．０１２％と、Ｓｉ：０．０１〜０．４
％と、Ｍｎ: ０．１６％〜１．０％、Ｐ: ０．０１〜
０．０８％、S ≦０．０２％と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
１〜０．１％と、Ｎ≦０．００４％と、Ｎｂ：０．０１
〜０．２％及びＴｉ：０．０４〜０．１％から選択され
た一種以上とを、下記（１）式を満たす範囲で含有し、
残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を溶
製した後、熱間圧延及び冷間圧延を施し、次いで、得ら
れた冷延鋼板をAc３≧Ｔ（℃）≧１５７ｌｏｇ（Ｘ）＋
７３７を満足するＴ（℃）に均熱した後、Ｒ（℃／ｓｅ
ｃ）≦−３５＋１６２／Ｘを満たす速度で冷却すること
を特徴とする耐常温時効性とパネル特性に優れた冷延鋼
板の製造方法である。 １．２≦（１２／９３）（Nb% ／C%）＋（１２／４８）
（Ti*% ／C%）≦２．５(1) Ti*% ＝Ti% −（４８／１４）N%−（４８／３２）S% Ti*≦０の場合、 Ti *＝０とする。
【０００７】（２）重量％で、さらに、Ｂ：０．０００
２〜０．００２％を含有していることを特徴とする、上
記（１）に記載の耐常温時効性とパネル特性に優れた冷
延鋼板の製造方法である。
２〜０．００２％を含有していることを特徴とする、上
記（１）に記載の耐常温時効性とパネル特性に優れた冷
延鋼板の製造方法である。
【０００８】（３）本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法は、上記（１）または（２）に記載の冷延鋼板に溶
融亜鉛めっきを施してなる、耐常温時効性とパネル特性
に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
方法は、上記（１）または（２）に記載の冷延鋼板に溶
融亜鉛めっきを施してなる、耐常温時効性とパネル特性
に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明者は、耐常温時効性とパネ
ル形状性に優れた鋼板を製造するためには、従来技術の
ようなＢＨ性を主体とした材料設計ではなく、あえてＢ
Ｈ性を低減することが重要と考えた。更に、耐デント性
を向上させるためには、ＢＨ性に替わって、パネル成形
時に付与される低ひずみ域での加工硬化特性を向上させ
る材料設計が有効であると考えて、鋭意検討を重ねた。
その結果、鋼の強化機構の中でも、特に加工硬化特性に
影響を及ぼす微細炭窒化物を母相に分散させることが有
効であることが分かった。
ル形状性に優れた鋼板を製造するためには、従来技術の
ようなＢＨ性を主体とした材料設計ではなく、あえてＢ
Ｈ性を低減することが重要と考えた。更に、耐デント性
を向上させるためには、ＢＨ性に替わって、パネル成形
時に付与される低ひずみ域での加工硬化特性を向上させ
る材料設計が有効であると考えて、鋭意検討を重ねた。
その結果、鋼の強化機構の中でも、特に加工硬化特性に
影響を及ぼす微細炭窒化物を母相に分散させることが有
効であることが分かった。
【００１０】つまり、上記パネル特性を満足する鋼板
は、炭窒化物を形成する鋼中のＣ，Ｎｂ，Ｔｉ含有量を
所定の範囲とし、熱間圧延、冷間圧延後の焼鈍工程にお
いて、均熱温度と均熱後の冷却速度を一定範囲に制御す
ることで得られることが分かった。
は、炭窒化物を形成する鋼中のＣ，Ｎｂ，Ｔｉ含有量を
所定の範囲とし、熱間圧延、冷間圧延後の焼鈍工程にお
いて、均熱温度と均熱後の冷却速度を一定範囲に制御す
ることで得られることが分かった。
【００１１】以上の知見に基づき、本発明者らは、鋼中
の炭窒化物形成元素であるＣ，Ｎｂ，Ｔｉ含有量と熱
延、冷延後の焼鈍過程での温度と冷却速度を一定範囲に
制御することによって、耐常温時効性とパネル特性に優
れた冷延鋼板並びに溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製
造方法を見出し、本発明を完成させた。
の炭窒化物形成元素であるＣ，Ｎｂ，Ｔｉ含有量と熱
延、冷延後の焼鈍過程での温度と冷却速度を一定範囲に
制御することによって、耐常温時効性とパネル特性に優
れた冷延鋼板並びに溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製
造方法を見出し、本発明を完成させた。
【００１２】以下に、鋼成分添加理由、成分限定理由、
及び本発明方法の製造条件の限定理由について説明す
る。以下、％は重量％を示す。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．００５〜０．０１２％ パネル成形時の加工硬化特性に寄与するＮｂまたはＴｉ
で形成される炭窒化物を得るためには０．００５％以上
のＣを必要とする。また、０．０１２％を超える過剰な
添加は、素材鋼板の硬質化によるパネル形状性の劣化を
招く。このため、Ｃの添加量は０．００５〜０．０１２
％の範囲である。
及び本発明方法の製造条件の限定理由について説明す
る。以下、％は重量％を示す。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．００５〜０．０１２％ パネル成形時の加工硬化特性に寄与するＮｂまたはＴｉ
で形成される炭窒化物を得るためには０．００５％以上
のＣを必要とする。また、０．０１２％を超える過剰な
添加は、素材鋼板の硬質化によるパネル形状性の劣化を
招く。このため、Ｃの添加量は０．００５〜０．０１２
％の範囲である。
【００１３】Ｓｉ：０．０１〜０．４％ Ｓｉは鋼の強化に有効な添加元素であるが、０．０１％
未満では固溶強化能は得られない。また、０．４％超で
は成形性の劣化ばかりか、溶融亜鉛めっき不良を引き起
こす。このため、Ｓｉ量は０．０１〜０．４％の範囲で
ある。
未満では固溶強化能は得られない。また、０．４％超で
は成形性の劣化ばかりか、溶融亜鉛めっき不良を引き起
こす。このため、Ｓｉ量は０．０１〜０．４％の範囲で
ある。
【００１４】Ｍｎ：０．１６〜１．０％ Ｍｎは熱間脆性に影響を与えるＳをＭｎＳとして固定す
るために、添加される。含有量が０．１６％未満では、
この効果はない。また、１．０％を超えると、この効果
は飽和する。このため、Ｍｎ量の下限は０．１６％、上
限は１．０％である。
るために、添加される。含有量が０．１６％未満では、
この効果はない。また、１．０％を超えると、この効果
は飽和する。このため、Ｍｎ量の下限は０．１６％、上
限は１．０％である。
【００１５】Ｐ：０．０１〜０．０８％ Ｐは鋼の固溶強化能に最も優れた元素であり、０．０１
％以上の含有量を必要とする。しかし、０．０８％を超
える含有量は著しく延性の劣化を引き起こすばかりか、
溶融亜鉛めっき処理時の合金化不良を招く。このため、
Ｐ含有量は０．０１〜０．０８％の範囲である。
％以上の含有量を必要とする。しかし、０．０８％を超
える含有量は著しく延性の劣化を引き起こすばかりか、
溶融亜鉛めっき処理時の合金化不良を招く。このため、
Ｐ含有量は０．０１〜０．０８％の範囲である。
【００１６】Ｓ≦０．０２％ Ｓは熱間脆性を引き起こすため、０．０２％が上限であ
る。 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％ sol.Ａｌは鋼の脱酸と固溶Ｎの固定のため、０．０１％
以上添加される。しかし、添加量が０．１％を超える
と、表面性状を著しく劣化させる。このため、sol.Al含
有量を０．０１％〜０．１％の範囲とする。
る。 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％ sol.Ａｌは鋼の脱酸と固溶Ｎの固定のため、０．０１％
以上添加される。しかし、添加量が０．１％を超える
と、表面性状を著しく劣化させる。このため、sol.Al含
有量を０．０１％〜０．１％の範囲とする。
【００１７】Ｎ≦０．００４％ ＮはＡｌＮとして固定される。しかし、Ｎ含有量が０．
００４％を超えると、ＡｌＮによる鋼板の延性劣化と固
溶Ｎによる常温時効が懸念される。このため、Ｎ含有量
は、０．００４％以下に抑制される。
００４％を超えると、ＡｌＮによる鋼板の延性劣化と固
溶Ｎによる常温時効が懸念される。このため、Ｎ含有量
は、０．００４％以下に抑制される。
【００１８】Ｎｂ：０．０１〜０．２％ Ｎｂは、パネル成形時の加工硬化特性に寄与する炭窒化
物を形成させる目的から、添加される。この添加量が
０．０１％未満の添加では、この効果が少なく、耐デン
ト性の向上は少ない。一方、０．２％を超える過剰な添
加は、素材鋼板の硬質化をもたらし、耐デント性は向上
する反面、パネル形状性の劣化が生じる。このため、Ｎ
ｂ添加量は０．０１〜０．２％の範囲である。
物を形成させる目的から、添加される。この添加量が
０．０１％未満の添加では、この効果が少なく、耐デン
ト性の向上は少ない。一方、０．２％を超える過剰な添
加は、素材鋼板の硬質化をもたらし、耐デント性は向上
する反面、パネル形状性の劣化が生じる。このため、Ｎ
ｂ添加量は０．０１〜０．２％の範囲である。
【００１９】Ｔｉ：０．０４〜０．１％ ＴｉはＮｂの効果と同様、パネル成形時の低ひずみ域で
の加工硬化特性を向上させる炭窒化物を形成する。Ｔｉ
の添加量が０．０４％未満では該効果は小さく、また、
０．１％を超える添加は素材降伏強度の増大によるパネ
ル形状性を劣化させる。さらに、溶融亜鉛めっき後の表
面性状を著しく悪化させるため、Ｔｉ添加量は、０．０
４％〜０．１％である。
の加工硬化特性を向上させる炭窒化物を形成する。Ｔｉ
の添加量が０．０４％未満では該効果は小さく、また、
０．１％を超える添加は素材降伏強度の増大によるパネ
ル形状性を劣化させる。さらに、溶融亜鉛めっき後の表
面性状を著しく悪化させるため、Ｔｉ添加量は、０．０
４％〜０．１％である。
【００２０】１．２≦Ｘ≦２．５ Ｘ＝（１２／９３）（Ｎｂ％／Ｃ％）＋（１２／４８）
Ｔｉ* 但し、Ｔｉ* ＝Ｔｉ％−（４８／１４）Ｎ％−（４８／
３２）Ｓ％、Ｔｉ* ≦０の時、Ｔｉ* ＝０とする。
Ｔｉ* 但し、Ｔｉ* ＝Ｔｉ％−（４８／１４）Ｎ％−（４８／
３２）Ｓ％、Ｔｉ* ≦０の時、Ｔｉ* ＝０とする。
【００２１】Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉで規定される上記式の下限
値を１．２とするのは、１．２未満では、上記のＮｂ，
Ｔｉ系の炭窒化物によるパネル成形時の加工硬化特性向
上効果が十分に得られないばかりか、鋼中Ｃを炭窒化物
として十分に固定できず、パネル成形性に悪影響を及ぼ
すＢＨ性が生じるためである。また、上記式の上限値が
２．５を超えると、パネル耐デント性は向上するが、素
材降伏強度が増大するため、パネル形状が劣化する。よ
って、１．２≦Ｘ≦２．５とする。
値を１．２とするのは、１．２未満では、上記のＮｂ，
Ｔｉ系の炭窒化物によるパネル成形時の加工硬化特性向
上効果が十分に得られないばかりか、鋼中Ｃを炭窒化物
として十分に固定できず、パネル成形性に悪影響を及ぼ
すＢＨ性が生じるためである。また、上記式の上限値が
２．５を超えると、パネル耐デント性は向上するが、素
材降伏強度が増大するため、パネル形状が劣化する。よ
って、１．２≦Ｘ≦２．５とする。
【００２２】また、このような成分組成比において、良
好なパネル形状性と耐デント性を両立させる成分として
は、Ｎｂ，Ｔｉが最も有効であり、Ｚｒ，Ｖなどの炭窒
化物形成元素では十分な性能が得られない。図３は、本
発明に係るＮｂ系、Ｎｂ，Ｂ系、Ｔｉ系、Ｎｂ，Ｔｉ系
とともに、比較例であるＶ系、Ｚｒ系、Ｎｂ系について
そのパネル形状性（横軸）と、耐デント性（縦軸）とを
示したものである。図３によれば、本発明に係るＮｂ
系、Ｎｂ，Ｂ系、Ｔｉ系、Ｎｂ，Ｔｉ系はいずれもパネ
ル形状性と耐デント性が良好であるが、比較例であるＶ
系、Ｚｒ系、Ｎｂ系は、本発明に比べてパネル形状性と
耐デント性との両方を良好にすることはできないことが
分かる。
好なパネル形状性と耐デント性を両立させる成分として
は、Ｎｂ，Ｔｉが最も有効であり、Ｚｒ，Ｖなどの炭窒
化物形成元素では十分な性能が得られない。図３は、本
発明に係るＮｂ系、Ｎｂ，Ｂ系、Ｔｉ系、Ｎｂ，Ｔｉ系
とともに、比較例であるＶ系、Ｚｒ系、Ｎｂ系について
そのパネル形状性（横軸）と、耐デント性（縦軸）とを
示したものである。図３によれば、本発明に係るＮｂ
系、Ｎｂ，Ｂ系、Ｔｉ系、Ｎｂ，Ｔｉ系はいずれもパネ
ル形状性と耐デント性が良好であるが、比較例であるＶ
系、Ｚｒ系、Ｎｂ系は、本発明に比べてパネル形状性と
耐デント性との両方を良好にすることはできないことが
分かる。
【００２３】本発明では、さらに耐２次加工脆性及びパ
ネル耐デント性向上の目的に応じてＢを以下の範囲で含
有してもよい。 Ｂ：０．０００２〜０．００２％ Ｂを添加すると、結晶粒界が強化され、また、フェライ
トが細粒化される。前者は、耐２次加工脆性の向上、後
者は素材降伏強度の確保にともなったパネル耐デント性
の向上をもたらす。しかしながら、０．０００２％未満
のB の添加量では両効果は得られない。また、０．００
２％を超えると、素材鋼板の著しい硬質化を招く。この
ため、Ｂ添加量は０．０００２〜０．００２％の範囲で
ある。
ネル耐デント性向上の目的に応じてＢを以下の範囲で含
有してもよい。 Ｂ：０．０００２〜０．００２％ Ｂを添加すると、結晶粒界が強化され、また、フェライ
トが細粒化される。前者は、耐２次加工脆性の向上、後
者は素材降伏強度の確保にともなったパネル耐デント性
の向上をもたらす。しかしながら、０．０００２％未満
のB の添加量では両効果は得られない。また、０．００
２％を超えると、素材鋼板の著しい硬質化を招く。この
ため、Ｂ添加量は０．０００２〜０．００２％の範囲で
ある。
【００２４】上記のように所定の鋼成分を制御し、実質
的に残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼板は、自動
車外板用鋼板に求められる優れた耐常温時効性、パネル
耐デント性を兼備した冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板
を得ることが可能となる。
的に残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼板は、自動
車外板用鋼板に求められる優れた耐常温時効性、パネル
耐デント性を兼備した冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板
を得ることが可能となる。
【００２５】このような特性の鋼板は、以下の製造方法
により製造することができる。 （２）鋼板製造工程 まず上記成分の鋼を溶製する。溶製方法は転炉法が一般
的であるが、電気炉法でも差し支えない。次に、得られ
た溶鋼を連続鋳造した後、該スラブを鋳造後直ちに熱間
圧延を行ってもよいし、或いは、加熱処理した後、熱間
圧延を施してもよい。熱間圧延は、仕上温度を（Ａｒ3
−１００）℃以上とし、巻取温度を５００〜７００℃の
条件とするのが望ましい。続いて、熱延鋼帯に酸洗と冷
間圧延を施した後、連続焼鈍または溶融亜鉛めっき処理
を行う。連続焼鈍または溶融亜鉛めっき処理は、Ｃ，Ｎ
ｂ，Ｔｉで規定されるＸ＝（１２／９３）（Ｎｂ％／Ｃ
％）＋（１２／４８）Ｔｉ* ／Ｃ（ここで、Ｔｉ* ＝Ｔ
ｉ％−（４８／１４）Ｎ％−（４８／３２）Ｓ％、Ｔｉ
* ≦０の時、Ｔｉ* ＝０とする。）をパラメータとし
て、 Ac ３≧Ｔ（℃）≧１５７ｌｏｇ（Ｘ）＋７３７を
満足するＴ（℃）に均熱保持した後、Ｒ（℃／ｓｅｃ）
≦−３５＋１６２／Ｘを満たす速度で冷却する。
により製造することができる。 （２）鋼板製造工程 まず上記成分の鋼を溶製する。溶製方法は転炉法が一般
的であるが、電気炉法でも差し支えない。次に、得られ
た溶鋼を連続鋳造した後、該スラブを鋳造後直ちに熱間
圧延を行ってもよいし、或いは、加熱処理した後、熱間
圧延を施してもよい。熱間圧延は、仕上温度を（Ａｒ3
−１００）℃以上とし、巻取温度を５００〜７００℃の
条件とするのが望ましい。続いて、熱延鋼帯に酸洗と冷
間圧延を施した後、連続焼鈍または溶融亜鉛めっき処理
を行う。連続焼鈍または溶融亜鉛めっき処理は、Ｃ，Ｎ
ｂ，Ｔｉで規定されるＸ＝（１２／９３）（Ｎｂ％／Ｃ
％）＋（１２／４８）Ｔｉ* ／Ｃ（ここで、Ｔｉ* ＝Ｔ
ｉ％−（４８／１４）Ｎ％−（４８／３２）Ｓ％、Ｔｉ
* ≦０の時、Ｔｉ* ＝０とする。）をパラメータとし
て、 Ac ３≧Ｔ（℃）≧１５７ｌｏｇ（Ｘ）＋７３７を
満足するＴ（℃）に均熱保持した後、Ｒ（℃／ｓｅｃ）
≦−３５＋１６２／Ｘを満たす速度で冷却する。
【００２６】均熱温度Ｔ（℃）が上記の範囲に規定され
るのは、Ｔ（℃）が下限、１５７ｌｏｇ（Ｘ）＋７３７
未満では、焼鈍時の鋼板の軟質化が不十分であるため、
素材の高降伏強度に起因したパネル形状性の劣化が大き
くなるからである。また、Ｔ（℃）が上限Ａｃ３点を超
えると、焼鈍中に炭窒化物の溶解が進行し、固溶炭素の
増加によるＢＨ性の増大に伴ったパネル形状の劣化が顕
著となる。このため、温度の上限、下限をそれぞれＡｃ
３点、１５７ｌｏｇ（Ｘ）＋７３７とする。図４は、本
発明に係るＮｂ，Ｔｉ系（Ｃ＝０．００８〜０．０１ｗ
ｔ％）の鋼に、冷却速度２０℃／ｓｅｃで冷却した場合
において、Ｘ、焼鈍温度Ｔを代えて、それぞれの場合に
ついて、パネル形状性と耐デント性を調べ、プロットし
たものである。図４から、本発明範囲では、両特性は良
好であることが分かる。
るのは、Ｔ（℃）が下限、１５７ｌｏｇ（Ｘ）＋７３７
未満では、焼鈍時の鋼板の軟質化が不十分であるため、
素材の高降伏強度に起因したパネル形状性の劣化が大き
くなるからである。また、Ｔ（℃）が上限Ａｃ３点を超
えると、焼鈍中に炭窒化物の溶解が進行し、固溶炭素の
増加によるＢＨ性の増大に伴ったパネル形状の劣化が顕
著となる。このため、温度の上限、下限をそれぞれＡｃ
３点、１５７ｌｏｇ（Ｘ）＋７３７とする。図４は、本
発明に係るＮｂ，Ｔｉ系（Ｃ＝０．００８〜０．０１ｗ
ｔ％）の鋼に、冷却速度２０℃／ｓｅｃで冷却した場合
において、Ｘ、焼鈍温度Ｔを代えて、それぞれの場合に
ついて、パネル形状性と耐デント性を調べ、プロットし
たものである。図４から、本発明範囲では、両特性は良
好であることが分かる。
【００２７】一方、冷却速度、Ｒ（℃／ｓｅｃ）は、−
３５＋１６２／Ｘ以下とする。これは、−３５＋１６２
／Ｘを超えると、焼鈍後の冷却中に析出する炭窒化物が
少なく、鋼中に余剰の炭素が存在しやすくなる。このた
め、パネル成形時には高ＢＨ性に伴う形状の劣化が不可
避となる。従って、冷却速度の上限を−３５＋１６２／
Ｘとする。図５は、本発明に係るＮｂ系（Ｃ＝０．００
８５〜０．０１ｗｔ％）の鋼を焼鈍温度８３０℃で焼鈍
した場合において、Ｘ、冷却速度を代えて、それぞれの
場合について、パネル形状性と耐デント性を調べ、プロ
ットしたものである。図５から、本発明範囲では、両特
性とも良好であることが分かる。
３５＋１６２／Ｘ以下とする。これは、−３５＋１６２
／Ｘを超えると、焼鈍後の冷却中に析出する炭窒化物が
少なく、鋼中に余剰の炭素が存在しやすくなる。このた
め、パネル成形時には高ＢＨ性に伴う形状の劣化が不可
避となる。従って、冷却速度の上限を−３５＋１６２／
Ｘとする。図５は、本発明に係るＮｂ系（Ｃ＝０．００
８５〜０．０１ｗｔ％）の鋼を焼鈍温度８３０℃で焼鈍
した場合において、Ｘ、冷却速度を代えて、それぞれの
場合について、パネル形状性と耐デント性を調べ、プロ
ットしたものである。図５から、本発明範囲では、両特
性とも良好であることが分かる。
【００２８】このような製造方法によって得られた鋼板
に溶融亜鉛めっき処理を行うが、この処理のみならず、
りん酸亜鉛めっき処理、化成処理等の表面処理を施して
も、得られた鋼板の特性に何ら問題を発生しない。以下
に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証する。
に溶融亜鉛めっき処理を行うが、この処理のみならず、
りん酸亜鉛めっき処理、化成処理等の表面処理を施して
も、得られた鋼板の特性に何ら問題を発生しない。以下
に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証する。
【００２９】
【実施例】（実施例１）表１に示す成分の鋼（Ｎｏ．１
〜１０：本発明鋼、Ｎｏ．１１〜２０：比較鋼）を実験
室にて溶製し、板厚５０ｍｍの連続鋳造スラブとした。
次に該スラブを板厚３０ｍｍまで分塊圧延したのち、大
気中で１２００℃に再加熱し、熱間圧延に供した。熱間
圧延は、粗圧延後、８９０℃で仕上圧延をおこない、６
２０℃で巻取相当処理を施し、板厚３．２ｍｍの熱延板
を作製した。つづいて、得られた熱延板を酸洗し、板厚
０．７０ｍｍまで冷間圧延を行ない、８３０℃で１２０
秒間均熱した後、室温付近（３０℃）まで１５℃／秒の
平均速度で冷却し、焼鈍板を作成した。この焼鈍板に
１．０％の伸長率で調質圧延を施し、実験用サンプルを
作製した。本サンプルを用いて、機械特性、常温時効特
性並びにパネル特性を調査した。
〜１０：本発明鋼、Ｎｏ．１１〜２０：比較鋼）を実験
室にて溶製し、板厚５０ｍｍの連続鋳造スラブとした。
次に該スラブを板厚３０ｍｍまで分塊圧延したのち、大
気中で１２００℃に再加熱し、熱間圧延に供した。熱間
圧延は、粗圧延後、８９０℃で仕上圧延をおこない、６
２０℃で巻取相当処理を施し、板厚３．２ｍｍの熱延板
を作製した。つづいて、得られた熱延板を酸洗し、板厚
０．７０ｍｍまで冷間圧延を行ない、８３０℃で１２０
秒間均熱した後、室温付近（３０℃）まで１５℃／秒の
平均速度で冷却し、焼鈍板を作成した。この焼鈍板に
１．０％の伸長率で調質圧延を施し、実験用サンプルを
作製した。本サンプルを用いて、機械特性、常温時効特
性並びにパネル特性を調査した。
【００３０】機械特性と常温時効特性は、ＪＩＳ５号試
験片を用い、前者はＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引
っ張り試験と、ＪＩＳ Ｇ ３１３５に準拠した２％Ｂ
Ｈ量を調査し、後者は、調質圧延後、２５℃で６ケ月間
保管後のサンプルの降伏点伸びの回復量（ΔＹＰｅｌ）
で評価した。特に、耐常温時効性ΔＹＰｅｌが０％の場
合、良好（Ｏ）とし、ΔＹＰｅｌが０〜０．２％以下の
場合、やや劣化（Δ）、０．２％以上の場合、劣化
（Ｘ）と判定した。また、耐デント性、形状性などのパ
ネル特性は、図２に示すように、300mm Ｘ300mm の平板
を１０００ｍｍＲ，１００ｍｍ角のかまぼこ型にて成形
したパネルを用いておこなつた。耐デント性は、３０ｋ
ｇｆの荷重を負荷、除荷した後の残留へこみ量であるδ
３０（ｍｍ）で評価し、δ３０が０．３ｍｍ未満のと
き、耐デント性は良好（Ｏ）とし、δ３０が０．３ｍｍ
以上のとき、耐デント性は悪化（Ｘ）と判定した。形状
性については、プレス型径Ｒ、パネル径Ｒ’を測定し
て、（Ｒ’／Ｒ−１）Ｘ１００で定義したスプリングバ
ック量ρ（％）で評価し、ρが６％未満のとき、パネル
形状は良好（Ｏ）とし、ρが６％以上の時、パネル形状
は劣悪（Ｘ）とした。
験片を用い、前者はＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引
っ張り試験と、ＪＩＳ Ｇ ３１３５に準拠した２％Ｂ
Ｈ量を調査し、後者は、調質圧延後、２５℃で６ケ月間
保管後のサンプルの降伏点伸びの回復量（ΔＹＰｅｌ）
で評価した。特に、耐常温時効性ΔＹＰｅｌが０％の場
合、良好（Ｏ）とし、ΔＹＰｅｌが０〜０．２％以下の
場合、やや劣化（Δ）、０．２％以上の場合、劣化
（Ｘ）と判定した。また、耐デント性、形状性などのパ
ネル特性は、図２に示すように、300mm Ｘ300mm の平板
を１０００ｍｍＲ，１００ｍｍ角のかまぼこ型にて成形
したパネルを用いておこなつた。耐デント性は、３０ｋ
ｇｆの荷重を負荷、除荷した後の残留へこみ量であるδ
３０（ｍｍ）で評価し、δ３０が０．３ｍｍ未満のと
き、耐デント性は良好（Ｏ）とし、δ３０が０．３ｍｍ
以上のとき、耐デント性は悪化（Ｘ）と判定した。形状
性については、プレス型径Ｒ、パネル径Ｒ’を測定し
て、（Ｒ’／Ｒ−１）Ｘ１００で定義したスプリングバ
ック量ρ（％）で評価し、ρが６％未満のとき、パネル
形状は良好（Ｏ）とし、ρが６％以上の時、パネル形状
は劣悪（Ｘ）とした。
【００３１】表２に機械特性及びパネル特性の評価結果
を示す。本発明鋼Ｎｏ．１〜１０はいずれもδ３０が
０．１８ｍｍ乃至０．２６ｍｍであるため、耐デント性
は良好である。また、ＹＰは２１５ＭＰａ乃至２３３Ｍ
Ｐａと低めであり、２％ＢＨ量は０〜１１ＭＰａと低い
ため、ρは１％乃至４％と低く、パネル形状は良好であ
る。更に、ΔＹＰｅｌは０％であることから、いずれの
鋼においても、耐常温時効性は優れている。
を示す。本発明鋼Ｎｏ．１〜１０はいずれもδ３０が
０．１８ｍｍ乃至０．２６ｍｍであるため、耐デント性
は良好である。また、ＹＰは２１５ＭＰａ乃至２３３Ｍ
Ｐａと低めであり、２％ＢＨ量は０〜１１ＭＰａと低い
ため、ρは１％乃至４％と低く、パネル形状は良好であ
る。更に、ΔＹＰｅｌは０％であることから、いずれの
鋼においても、耐常温時効性は優れている。
【００３２】一方、本発明成分範囲外である鋼Ｎｏ．１
１〜Ｎｏ．２０は、良好な耐デント性、パネル形状性、
耐常温時効性を兼備していない。鋼No.11 は、２％ＢＨ
量が３５ＭＰａと高いため、ρが８％、ΔＹＰｅｌが
０．７％と高く、パネル形状性と耐常温時効性に劣って
いる。鋼Ｎｏ．１２は、ＹＰと２％ＢＨが低めであり、
パネル形状性と耐常温時効性の点で優れているものの、
δ３０が０．３２ｍｍと高いため、耐デント性は低い。
鋼Ｎｏ．１３，Ｎｏ．１４は耐デント性に優れている
が、パネル形状性と耐常温時効性は劣化している。鋼Ｎ
ｏ．１５，Ｎｏ．１６は、耐デント性と耐常温時効性は
良好であるものの、ＹＰが高いため、パネル形状は悪
い。また、鋼Ｎｏ．１７，Ｎｏ．１８は、ＹＰが２３８
ＭＰａ〜243MPaと高めであり、２％ＢＨが４０ＭＰａ〜
５０ＭＰａと高いため、パネル形状と耐常温時効性は劣
化している。鋼Ｎｏ．１９は、δ３０が０．３ｍｍであ
るため、耐デント性は低い。また、鋼Ｎｏ．２０は、パ
ネル形状、耐常温時効性が劣化している。
１〜Ｎｏ．２０は、良好な耐デント性、パネル形状性、
耐常温時効性を兼備していない。鋼No.11 は、２％ＢＨ
量が３５ＭＰａと高いため、ρが８％、ΔＹＰｅｌが
０．７％と高く、パネル形状性と耐常温時効性に劣って
いる。鋼Ｎｏ．１２は、ＹＰと２％ＢＨが低めであり、
パネル形状性と耐常温時効性の点で優れているものの、
δ３０が０．３２ｍｍと高いため、耐デント性は低い。
鋼Ｎｏ．１３，Ｎｏ．１４は耐デント性に優れている
が、パネル形状性と耐常温時効性は劣化している。鋼Ｎ
ｏ．１５，Ｎｏ．１６は、耐デント性と耐常温時効性は
良好であるものの、ＹＰが高いため、パネル形状は悪
い。また、鋼Ｎｏ．１７，Ｎｏ．１８は、ＹＰが２３８
ＭＰａ〜243MPaと高めであり、２％ＢＨが４０ＭＰａ〜
５０ＭＰａと高いため、パネル形状と耐常温時効性は劣
化している。鋼Ｎｏ．１９は、δ３０が０．３ｍｍであ
るため、耐デント性は低い。また、鋼Ｎｏ．２０は、パ
ネル形状、耐常温時効性が劣化している。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】（実施例２）表１に示す本発明鋼Ｎｏ．３
とＮｏ．９の成分を有する鋼を実験室にて溶解、鋳造
し、板厚６０ｍｍのスラブを作製した。該スラブを３０
ｍｍ厚まで分塊圧延した後、加熱することなく直ちに熱
間圧延を行った。粗圧延後、９００℃で仕上圧延を行
い、６００℃で巻取処理を施し、板厚３．０ｍｍの熱延
板を作製した。この熱延板を板厚０．７ｍｍまで室温で
圧延した後、連続焼鈍（均熱温度、鋼３の場合、７３０
℃〜８５０℃、鋼９の場合、８００℃〜９１５℃、室温
付近２５℃までの冷却速度、鋼３の場合、２０℃／ｓｅ
ｃ〜１００℃／ｓｅｃ、鋼９の場合、５℃／ｓｅｃ〜３
０℃／ｓｅｃ）並びに連続焼鈍後、亜鉛めっき処理（め
っき処理温度、４５０℃、合金化処理温度，５５０℃）
をおこなつた。この焼鈍板に０．８％の伸長率で調質圧
延を施し、供試材を作製した。
とＮｏ．９の成分を有する鋼を実験室にて溶解、鋳造
し、板厚６０ｍｍのスラブを作製した。該スラブを３０
ｍｍ厚まで分塊圧延した後、加熱することなく直ちに熱
間圧延を行った。粗圧延後、９００℃で仕上圧延を行
い、６００℃で巻取処理を施し、板厚３．０ｍｍの熱延
板を作製した。この熱延板を板厚０．７ｍｍまで室温で
圧延した後、連続焼鈍（均熱温度、鋼３の場合、７３０
℃〜８５０℃、鋼９の場合、８００℃〜９１５℃、室温
付近２５℃までの冷却速度、鋼３の場合、２０℃／ｓｅ
ｃ〜１００℃／ｓｅｃ、鋼９の場合、５℃／ｓｅｃ〜３
０℃／ｓｅｃ）並びに連続焼鈍後、亜鉛めっき処理（め
っき処理温度、４５０℃、合金化処理温度，５５０℃）
をおこなつた。この焼鈍板に０．８％の伸長率で調質圧
延を施し、供試材を作製した。
【００３６】次に、本供試材を用いて、上記実施例１と
同様の方法で機械試験並びに耐デント試験をおこなつ
た。得られた特性結果（Ｎｏ．１，２，７，８，１５，
１６は比較例、Ｎｏ．３〜６及びＮｏ．９〜１４は本発
明例）を表３に示す。
同様の方法で機械試験並びに耐デント試験をおこなつ
た。得られた特性結果（Ｎｏ．１，２，７，８，１５，
１６は比較例、Ｎｏ．３〜６及びＮｏ．９〜１４は本発
明例）を表３に示す。
【００３７】比較例Ｎｏ．１，２は、焼鈍温度が本発明
範囲よりも低いため、ＹＰが高く、パネル形状が悪い。
比較例Ｎｏ．７，８は冷却速度が本発明範囲よりも大き
いため、２％ＢＨが高く、パネル形状が悪く、耐常温時
効性が劣化している。また比較例、Ｎｏ．１５，１６
は、焼鈍温度が本発明範囲外であるため、ＹＰと２％Ｂ
Ｈが高めであり、耐デント性は良好であるが、パネル形
状性と耐常温時効性が好ましくない。一方、本発明例で
ある、Ｎｏ．３〜Ｎｏ．６及びＮｏ．９〜Ｎｏ．１４で
は、良好な耐デント性、パネル形状性及び耐常温時効性
を有している。
範囲よりも低いため、ＹＰが高く、パネル形状が悪い。
比較例Ｎｏ．７，８は冷却速度が本発明範囲よりも大き
いため、２％ＢＨが高く、パネル形状が悪く、耐常温時
効性が劣化している。また比較例、Ｎｏ．１５，１６
は、焼鈍温度が本発明範囲外であるため、ＹＰと２％Ｂ
Ｈが高めであり、耐デント性は良好であるが、パネル形
状性と耐常温時効性が好ましくない。一方、本発明例で
ある、Ｎｏ．３〜Ｎｏ．６及びＮｏ．９〜Ｎｏ．１４で
は、良好な耐デント性、パネル形状性及び耐常温時効性
を有している。
【００３８】
【表３】
【００３９】
【発明の効果】以上説明した本発明によれば、鋼組成と
温度、冷却速度などの焼鈍条件を適正に制御することに
より、自動車外板用鋼板に求められる耐常温時効性とパ
ネル成形後の耐デント性、及び形状性に優れた冷延鋼板
ならびに溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することが
可能である。従って、本発明の鉄鋼産業および自動車産
業における利用価値は大きい。
温度、冷却速度などの焼鈍条件を適正に制御することに
より、自動車外板用鋼板に求められる耐常温時効性とパ
ネル成形後の耐デント性、及び形状性に優れた冷延鋼板
ならびに溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することが
可能である。従って、本発明の鉄鋼産業および自動車産
業における利用価値は大きい。
【図１】本発明に係る２％ＢＨ量の異なる材料のパネル
形状の変化を示す図。
形状の変化を示す図。
【図２】本発明に係る耐デント性及び形状性の評価方法
を示す説明図。
を示す説明図。
【図３】各種成分鋼の耐デント性とパネル形状性の評価
結果を示す説明図。
結果を示す説明図。
【図４】耐デント性、パネル形状性並びに耐常温時効性
に及ぼす焼鈍温度と成分の影響を示す説明図。
に及ぼす焼鈍温度と成分の影響を示す説明図。
【図５】耐デント性、パネル形状性並びに耐常温時効性
に及ぼす冷却速度と成分の影響を示す説明図。
に及ぼす冷却速度と成分の影響を示す説明図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 井上 正 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 日朝 道人 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 石井 武雄 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００５〜０．０１２
％と、Ｓｉ：０．０１〜０．４％と、Ｍｎ: ０．１６％
〜１．０％、Ｐ: ０．０１〜０．０８％、S≦０．０２
％と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％と、Ｎ≦０．
００４％と、Ｎｂ：０．０１〜０．２％及びＴｉ：０．
０４〜０．１％から選択された一種以上とを含有し、
Ｃ，Ｎｂ，Ｔｉ量で規定される下記（１）式のＸが1.2
≦Ｘ≦2.5 を満たし、残部が実質的にＦｅ及び不可避的
不純物からなる鋼を溶製した後、熱間圧延及び冷間圧延
を施し、次いで、得られた冷延鋼板をAc３≧Ｔ（℃）≧
１５７ｌｏｇ（Ｘ）＋７３７を満足するＴ（℃）に均熱
した後、Ｒ（℃／ｓｅｃ）≦−３５＋１６２／Ｘを満た
す速度で冷却することを特徴とする耐常温時効性とパネ
ル特性に優れた冷延鋼板の製造方法。 Ｘ＝（１２／９３）（Nb% ／C%）＋（１２／４８）（Ti*% ／C%） (1) ただし、 Ti*% ＝Ti% −（４８／１４）N%−（４８／３２）S% Ti*≦０の場合、 Ti *＝０とする。 - 【請求項２】 鋼は、重量％で、さらに、Ｂ：０．００
０２〜０．００２％を含有していることを特徴とする、
請求項１に記載の耐常温時効性とパネル特性に優れた冷
延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の冷延鋼板に溶
融亜鉛めっきを施することを特徴とする、耐常温時効性
とパネル特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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