JP2001098341A

JP2001098341A - 高加工用鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP2001098341A
Application number: JP27640099A
Authority: JP
Inventors: Masayuki Kobayashi; 雅之小林; Taizo Matsuda; 泰三松田; Kazumi Kitamura; 和美北村
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 1999-09-29
Filing date: 1999-09-29
Publication date: 2001-04-10
Anticipated expiration: 2019-09-29
Also published as: JP4460089B2

Abstract

(57)【要約】【課題】高加工用鋼板のプレス加工割れを防止する。【解決手段】高加工用冷延鋼板は、Ｃ：０．００１０
〜０．０１００％，Ｍｎ：０．２５〜０．６０％，Ｓ：
０．００５０〜０．０１５０％，Ｎ：０．００５０％以
下，Ｔｉ：０．０５０〜０．１００％を含み、少なくと
も円相当直径：３００〜８００ｎｍ，平均間隙：４００
０ｎｍ以下の析出物を含む。鋼成分および析出物の形態
・分布状態が適正に設定されているので、転位の増殖が
容易であり、転位の加工セル組織が形成されやすくな
る。これによって高歪み速度下においても加工硬化が生
じやすくなり、高い均一伸びが確保されるので、プレス
加工割れが防止される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車、家電、産
業機械分野のプレス加工用途に使用される高加工用鋼板
およびその製造方法に関し、特に高歪み速度変形の下で
好適に使用される高加工用冷延・めっき鋼板およびその
製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来から、複雑な形状を有する難成形プ
レス加工部品には、鋼中のＣ，Ｎなどの侵入型固溶元素
を炭窒化物の形で固定した鋼（以後、「ＩＦ鋼」と呼
ぶ）が広く用いられている。ＩＦ鋼は、極低炭素鋼にＴ
ｉ，Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を添加した鋼であり、優
れた深絞り性および延性を有している。

【０００３】このＩＦ鋼については、加工性をさらに向
上するために様々な試みが行われている。たとえば、Ｉ
Ｆ鋼の成分に関しては、高純度化が進められており、
Ｃ，Ｎ，Ｍｎ，Ｓ，Ｔｉ，Ｎｂ等の低減が図られてい
る。ＩＦ鋼の化学成分は、たとえばＣ：０．００２１
％，Ｓｉ：０．０２％，Ｍｎ：０．１５％，Ｐ：０．０
０４％，Ｓ：０．００２％，Ａｌ：０．０４６％，Ｎ：
０．００２０％，Ｔｉ：０．０４２％，Ｎｂ：０．０２
％である。ＩＦ鋼の製造条件に関しては、冷間圧下率の
高圧下率化および焼鈍温度の高温化が進められている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】前記ＩＦ鋼には、次の
ような問題がある。すなわち、通常の出荷時の引張り試
験結果と実際のプレス成形結果とが一致しないことがあ
る。さらに詳しく述べると、通常の出荷時の引張り試験
では良好な試験値（伸びＥｌ）が得られているにもかか
わらず、実際のプレス成形において加工割れが発生する
ことがある。この加工割れは、加工部に発生する局部的
なくびれによるものであり、均一伸び不足に起因するも
のと考えられる。前記均一伸びは、引張り試験における
くびれの発生しない最大伸び値である。

【０００５】一般に、鋼の延性は変形時の歪み速度の影
響を受け、特に均一伸びは歪み速度の上昇に伴い低下す
ることが知られている。また日本鉄鋼協会基礎研究会、
極低炭素鋼板研究会「極低炭素鋼板の金属学」頁２６５
（平成５年８月）には、ＩＦ鋼についても、引張り試験
時の均一伸びが歪み速度の増加に伴い低下することが示
されており、さらに前記均一伸びの低下は、歪み速度が
増加することにより転位が増殖しにくくなり、転位の加
工セル組織の形成が遅れ、材料の加工硬化が変形に追い
つかなくなり、低歪み速度の場合よりも早期にくびれが
生じることによるものと説明されている。

【０００６】本発明者らは、前記プレス加工におけるＩ
Ｆ鋼の加工割れについて種々検討を重ねた結果、ＩＦ
鋼における歪み速度の上昇に伴う均一伸びの低下量は、
鋼成分および析出物の分布状態（大きさ、個数)の影響
を大きく受けること、析出物の大きさが小さく、析出
物の個数が少ない場合には、転位が増殖しにくくなるの
で、高歪み速度変形時の均一伸び低下量が著しく大きく
なり、プレス加工時に割れが発生しやすいこと、析出
物の大きさおよび個数を適正に制御すれば、転位が増殖
しやすくなるので、高歪み速度変形時の均一伸び低下量
を最小限に食い止め、プレス加工時の割れ発生を防止で
きることを見いだした。

【０００７】本発明は、このような知見に基づくもので
あり、本発明の目的は高歪み速度変形時に高い均一伸び
を有し、かつ優れたプレス加工性を有する高加工用鋼板
およびその製造方法を提供することである。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明は、重量％にて、
Ｃ：０．００１０〜０．０１００％，Ｓｉ：０．２０％
以下，Ｍｎ：０．２５〜０．６０％，Ｐ：０．０４％以
下，Ｓ：０．００５０〜０．０１５０％，Ａｌ：０．０
１〜０．１０％，Ｎ：０．００５０％以下，Ｔｉ：０．
０５０〜０．１００％を含み、残部がＦｅおよび不可避
的不純物からなり、さらに、少なくとも円相当直径：３
００〜８００ｎｍ，平均間隙：４０００ｎｍ以下の析出
物を含むことを特徴とする高加工用鋼板である。

【０００９】本発明に従えば、鋼中にＭｎ，Ｓ，Ｔｉが
充分に含有されているので、転位の増殖源となる析出物
を充分に析出させることができる。また析出物の大きさ
および平均間隙が後述のように転位の増殖しやすい範囲
の値を含むように設定されているので、転位の増殖しに
くい高歪み速度の場合でも転位の加工セル組織を充分に
形成することができる。したがって、変形に追従して材
料を加工硬化させることができ、高歪み速度下でも高い
均一伸びを確保することができる。この結果、プレス加
工割れの発生を防止することができる。

【００１０】また本発明は、重量％にて、Ｎｂ：０．０
０５〜０．０３０％をさらに含むことを特徴とする。

【００１１】本発明に従えば、炭窒化物形成元素である
Ｎｂをさらに含むので、Ｔｉの添加量を低減しても炭窒
化物を確実に固定することができる。

【００１２】また本発明は、重量％にて、Ｃ：０．００
１０〜０．０１００％，Ｓｉ：０．２０％以下，Ｍｎ：
０．２５〜０．６０％，Ｐ：０．０４％以下，Ｓ：０．
００５０〜０．０１５０％，Ａｌ：０．０１〜０．１０
％，Ｎ：０．００５０％以下，Ｔｉ：０．０５０〜０．
１００％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を溶製して連続鋳造し、連続鋳造したスラブを加
熱温度：１１００〜１３００℃で加熱し、Ａｒ₃点以上
の仕上げ温度で熱間圧延して４５０〜７５０℃の巻取り
温度で巻取り、脱スケール処理を施した後、冷間圧延を
行い、その後、７５０〜９００℃の焼鈍温度で焼なまし
を行い、鋼中に少なくとも円相当直径：３００〜８００
ｎｍの析出物を平均間隙：４０００ｎｍ以下になるよう
に分布させることを特徴とする高加工用鋼板の製造方法
である。

【００１３】本発明に従えば、鋼中にＭｎ，Ｓ，Ｔｉが
充分に含有され、スラブ加熱条件、巻取り条件および焼
鈍条件が低温加熱、高温巻取りおよび高温加熱にそれぞ
れ設定されているので、後述のように冷延鋼板中の析出
物の形態および分布状態を転位の増殖しやすい状態に制
御することができる。

【００１４】また本発明は、重量％にて、Ｎｂ：０．０
０５〜０．０３０％をさらに含むことを特徴とする。

【００１５】本発明に従えば、Ｎｂをさらに含むので、
酸素との親和力が強く、添加歩留りの低いＴｉを低減し
て、酸素との親和力が弱く、添加歩留りの高いＮｂに置
き換えることができる。したがって、製鋼工程における
製造性を向上することができる。

【００１６】

【発明の実施の形態】図１は、本発明の実施の第１形態
である高加工用鋼板の析出物組織を示す拡大像である。
高加工用鋼板は、たとえば高加工用冷延鋼板であって、
素地鋼１中に多数の析出物３が分散した析出物組織を有
する。高加工用冷延鋼板は、重量％にて、Ｃ：０．００
１０〜０．０１００％，Ｓｉ：０．２０％以下，Ｍｎ：
０．２５〜０．６０％，Ｐ：０．０４％以下，Ｓ：０．
００５０〜０．０１５０％，Ａｌ：０．０１〜０．１０
％，Ｎ：０．００５０％以下，Ｔｉ：０．０５０〜０．
１００％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物から
なる。このように、本実施の形態の高加工用冷延鋼板
は、極低炭素鋼に炭窒化物形成元素であるＴｉを添加し
たＴｉ−ＩＦ鋼である。したがって、Ｃ，Ｍｎ，Ｓ，
Ｎ，Ｔｉの反応によって素地鋼中にＭｎＳ，ＴｉＳ，Ｔ
ｉＮ，ＴｉＣ，Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂，Ａｌ₂Ｏ₃等の析出物が形
成される。前記化学成分の限定理由については後述す
る。

【００１７】本実施の形態の高加工用冷延鋼板には、少
なくとも円相当直径ｄ：３００〜８００ｎｍ，平均間隙
λｍ：４０００ｎｍ以下の析出物が含まれる。析出物の
円相当直径ｄは、真円でない実際の析出物の大きさを析
出物の断面積と同じ面積の仮想円の直径で表したもので
ある。析出物の平均間隙λｍ（以後、「平均析出物間
隙」と呼ぶ）は、図２に示すように隣接する析出物の外
周面間の距離の平均値であり、隣接する析出物の中心間
の距離の平均値である平均析出物間距離をＬｍ、円相当
直径ｄの平均値である平均円相当直径をｄｍとすると式
１によって算出される。析出物の円相当直径ｄおよび平
均析出物間距離Ｌｍの算出方法については後述する。 λｍ＝Ｌｍ − ｄｍ …（１）

【００１８】このように本実施の形態の高加工用冷延鋼
板において析出物の形態・分布状態の制御が行われるの
は、次のような理由によるものである。前述のように、
高歪み速度変形時における均一伸びの低下は、転位の増
殖量の低下からくる加工硬化不足によるものであり、こ
の加工硬化不足を最小限に抑えるためには、高歪み速度
下の変形においても転位が増殖しやすく、かつ増殖した
転位が絡み合って加工セル組織を形成しやすい環境にす
る必要がある。

【００１９】鋼組織において転位の増殖源となりうるも
のとしては、結晶粒界と析出物とが考えられる。ここ
で、結晶粒界については結晶粒の微細化による粒界面積
の増大が転位を増殖しやすくさせると考えられるけれど
も、本実施の形態では後述のように深絞り性確保の点か
ら冷間圧下率を７０％以上に、かつ焼なましの焼鈍温度
を７５０℃以上に制御する必要があり、冷間圧下率およ
び焼鈍条件の変更によって結晶粒を微細化することが困
難である。したがって、析出物の形態・分布状態の制御
によって転位の増殖を促進する方法が有効である。

【００２０】図３は析出物の大きさが小さいときの転位
と析出物との関係を説明するための図であり、図４は析
出物の大きさが大きいときの転位と析出物との関係を説
明するための図である。析出物の大きさが小さいとき、
転位４は図３に示すように析出物３を剪断して移動す
る。これによって、鋼は転位４が析出物３を剪断変形さ
せるのに必要な応力分だけ強化されるけれども、転位４
の増殖は生じない。前記強化応力σは、析出物の体積率
をｆ、析出物の円相当直径をｄ、比例定数をｋとする
と、式２によって表される。 σ ＝ｋ√（ｆ・ｄ） …（２）

【００２１】析出物の大きさが大きいとき、転位４は図
４（１）〜（２）に示すように析出物３の間を張り出し
て移動し、図４（３）に示すように析出物間を通り抜け
るたびに析出物３のまわりに転位ループ５を残す。転位
ループ５の形成は、転位４の増殖を意味する。また転位
４の張り出し移動によって鋼は転位４の張り出しに必要
な応力分だけ強化される。前記強化応力σは、鋼の剛性
率をＧ，バーガーズベクトルをｂ、平均析出物間隙をλ
ｍとすると、式３によって表される。 σ ＝２Ｇ・ｂ／ λｍ …（３）

【００２２】図５は、析出物の円相当直径ｄと鋼の強化
応力σとの関係を示すグラフである。図５中の円相当直
径ｄの小さい領域の曲線６は、前記式２を表す曲線であ
り、図５中の円相当直径ｄの大きい領域の曲線７は、前
記式３を表す曲線である。したがって、曲線６と曲線７
との交点Ｐ１よりも析出物の大きさが大きい領域では転
位ループ５が形成され、小さい領域では転位ループ５が
形成されない。このように交点Ｐ１は転位ループ形成領
域と非形成領域との境界を表すので、交点Ｐ１に対応す
る析出物の円相当直径ｄ１を以後、「析出物の臨界直
径」と呼ぶ。

【００２３】前記臨界直径ｄ１は歪み速度によって変化
し、歪み速度が高くなるにつれて大きくなる。すなわ
ち、歪み速度が低いときには、図６（１）に示すように
析出物の臨界直径ｄ１は円相当直径ｄの小さい側に存在
するけれども、歪み速度が高いときには図６（２）に示
すように析出物の臨界直径ｄ１は析出物の大きい側にず
れる。このようにずれることは、高歪み速度で変形する
ときには臨界直径ｄ１よりも大きい析出物の個数が減少
することを意味している。すなわち歪み速度が高くなる
ほど転位ループが形成されにくくなり、転位の増殖が生
じにくくなることを示している。

【００２４】前述のように、高歪み速度変形時の均一伸
びを改善し、プレス加工割れを防止するには、高歪み速
度変形下でも転位を増殖しやすい環境にする必要があ
る。このような環境は、臨界直径よりも大きい析出物の
個数を増加させることによって実現できる。また析出物
の体積率ｆが一定の場合、析出物の大きさを過度に粗大
化させると析出物の個数が少なくなるので、析出物の過
度な粗大化は避ける必要がある。したがって、転位ルー
プ数を最大にするには、析出物の大きさを臨界直径より
も若干大きい程度に調整する必要がある。析出物の大き
さをこのように調整すれば、転位が増殖しやすくなり、
かつ転位の加工セル組織が形成されやすくなるので、加
工硬化が生じやすくなる。したがって高歪み速度の変形
下でも高い均一伸びを得ることができ、プレス加工割れ
の発生を防止することができる。

【００２５】本実施の形態の高加工用冷延鋼板は、前述
のように少なくとも円相当直径ｄ：３００〜８００ｎ
ｍ，平均析出物間隙λｍ：４０００ｎｍ以下の析出物
（以後、「目標析出物」と呼ぶ）を含む。このような析
出物条件は、前述のような析出物の形態・分布状態の制
御に関する技術思想に基づいて設定したものである。前
記析出物の円相当直径ｄおよび平均析出物間隙λｍの具
体的な数値限定理由については後述する。

【００２６】本実施の形態における高加工用冷延鋼板の
化学成分が前述のように設定されるのは、次の理由によ
る。Ｃが０．００１０〜０．０１００％に設定されるの
は、下限値未満のＣ％では製鋼工程の脱炭処理に長時間
を必要とし、生産性が低下するとともに製造コストが増
大するからである。また上限値を超えるＣ％では、Ｃを
固定する高価なＴｉ，Ｎｂの添加量が増大してコストア
ップになるばかりでなく、Ｔｉ，Ｎｂ炭化物の増加によ
って再結晶温度が上昇し、機械的性質の低下を招くから
である。Ｓｉが０．２０％以下に設定されるのは、上限
値を超えるＳｉ％では鋼の強度が増大し、延性の低下を
招くからである。

【００２７】Ｍｎは、ＭｎＳおよびＭｎＳと他の析出物
との複合析出物を形成する元素であり、析出物制御上、
最も重要な元素である。Ｍｎが０．２５〜０．６０％に
設定されるのは、下限値未満のＭｎ％では大きさの小さ
い析出物の割合が多くなり、前記臨界直径ｄ１以上の大
きさの析出物数が減少し、転位の増殖効果が充分に得ら
れないからである。したがって、Ｍｎの下限値は、従来
のＩＦ鋼よりも高めに設定されている。また上限値を超
えるＭｎ％では、鋼の強度が増大して延性の低下を招く
からである。

【００２８】Ｐが０．０４％以下に限定されるのは、上
限値を超えるＰ％では鋼の強度が増大して延性の低下を
招くからである。Ｓは、ＭｎＳ，ＴｉＳなどの析出物を
形成する元素であり、析出物制御上、重要な元素であ
る。Ｓが０．００５０〜０．０１５０％に設定されるの
は、下限値未満のＳ％では、析出物を大きさおよび個数
とも充分に形成することができないからであり、上限値
を超えるＳ％では析出物が過剰に形成され、鋼の清浄度
が低下するからである。したがって、Ｓの下限値は従来
のＩＦ鋼より高めに設定されている。Ａｌが０．０１〜
０．１０％に設定されるのは、下限値未満のＡｌ％で
は、鋼を充分に脱酸することができなくなり、高価なＴ
ｉの酸化ロスの増大を招くからであり、上限値を超える
Ａｌ％では鋼の強度が増大して延性の低下を招くからで
ある。

【００２９】Ｔｉが０．０５〜０．１００％に限定され
るのは、下限値未満のＴｉ％では鋼中のＣ，Ｎ，Ｓを充
分に固定することができなくなるとともに、大きさの小
さい析出物の割合が多くなるからである。上限値を超え
るＴｉ％では鋼の強度が増大して延性の低下を招くから
である。したがって、Ｔｉの下限値は従来のＩＦ鋼より
も高めに設定されている。

【００３０】このように、本実施の形態ではＭｎ，Ｓ，
Ｔｉが従来のＩＦ鋼に比べて高めに設定されているの
で、素地鋼１中に前記臨界直径ｄ１よりも大きい析出物
３を充分に形成させることができる。

【００３１】図７は、高加工用冷延鋼板の製造方法を説
明するためのフローチャートである。ステップａ１で
は、前記化学成分を有するＴｉ−ＩＦ鋼の溶製が行われ
る。この溶製は、転炉精錬後、真空脱ガス装置で仕上げ
精錬することによって行われる。仕上げ精錬は、減圧下
で脱炭処理を施した後、Ａｌを添加して脱酸処理を行
い、その後、Ｔｉを添加する方法によって行われる。ス
テップａ２では、溶製されたＴｉ−ＩＦ鋼の連続鋳造が
行われ、スラブが鋳造される。鋳造されたスラブには、
表面疵取りが施される。

【００３２】ステップａ３では、熱間圧延が行われる。
熱間圧延は、スラブ加熱温度：１１００〜１３００℃，
仕上げ温度：Ａｒ₃点以上，巻取り温度：４５０〜７５
０℃の条件で行われる。前記スラブ加熱温度は、１１０
０〜１２００℃の範囲の値に設定されることがさらに好
ましい。スラブ加熱温度を低めに設定することが好まし
いのは、スラブ加熱温度が低下するにつれて析出物の大
きさが大きくなり、冷延鋼板中に前記目標析出物を形成
することが容易になるからである。スラブ加熱温度の下
限値が１１００℃に設定されるのは、下限値未満のスラ
ブ加熱温度では仕上げ温度をＡｒ₃点以上にすることが
困難になるからである。スラブ加熱温度の上限値が１３
００℃に設定されるのは、上限値を超えるスラブ加熱温
度では析出物が微細化するので、冷延鋼板中に前記目標
析出物を形成することが困難になるからである。

【００３３】仕上げ温度がＡｒ₃点（冷却時のＡ₃変態
点）以上に設定されるのは、Ａｒ₃点未満で熱間圧延す
ると結晶粒の粗大化が生じやすくなるからである。前記
巻取り温度は６００〜７５０℃の範囲の値に設定される
ことがさらに好ましい。巻取り温度を高めに設定するこ
とが好ましいのは、巻取り温度が高くなるにつれて析出
物の大きさが大きくなり、冷延鋼板中に前記目標析出物
を形成することが容易になるからである。巻取り温度の
下限値が４５０℃に設定されるのは、下限値未満の巻取
り温度では析出物が微細化するので、冷延鋼板中に前記
目標析出物を形成することが困難になるからである。巻
取り温度の上限値が７５０℃に設定されるのは、上限値
以上の巻取り温度では熱延鋼板の酸化スケールの厚さが
増大して脱スケールが困難になるとともに、析出物が粗
大化して析出物個数が減少するので、平均析出物間隙λ
ｍが大きくなり、冷延鋼板中に前記目標析出物を形成す
ることが困難になるからである。

【００３４】ステップａ４では、熱延鋼板の脱スケール
が塩酸酸洗によって行われる。ステップａ５では、冷間
圧延が行われる。冷間圧延の冷間圧下率は６０％以上、
好ましくは７０％以上に設定される。冷間圧下率の下限
値が６０％に設定されるのは、下限値未満の冷間圧下率
では冷延鋼板の深絞り性が低下するからである。

【００３５】ステップａ６では、焼なましが連続焼鈍設
備において行われる。焼なましの焼鈍温度は、７５０〜
９００℃の範囲の値に、さらに好ましくは８００〜９０
０℃の範囲の値に設定される。焼鈍温度を高めに設定す
ることが好ましいのは、焼鈍温度が高くなるにつれて伸
び値および深絞り性を表す指標である平均ランクフォー
ド値（平均ｒ値）が向上するからである。焼なましの焼
鈍温度の下限値が７５０℃に設定されるのは、下限値未
満の焼鈍温度では冷間圧延加工を施されたＴｉ−ＩＦ鋼
を充分に再結晶させることが困難であり、延性が著しく
低下するからである。焼なましの焼鈍温度の上限値が９
００℃に設定されるのは、上限値を超える焼鈍温度で
は、α→γ変態が起こり、α相の再結晶で形成された深
絞り性の優れた集合組織が消滅し、伸び値および平均ｒ
値が低下するとともに、エネルギーコストが増大するか
らである。ステップａ７では調質圧延が行われ、Ｔｉ−
ＩＦ鋼の高加工用冷延鋼板の製造が終了する。

【００３６】このように、本実施の形態の高加工用冷延
鋼板の製造方法によれば、鋼中にＭｎ，Ｓ，Ｔｉが充分
に含まれており、かつスラブ加熱条件、熱延巻取り条件
および焼なまし条件が低温加熱、高温巻取りおよび高温
加熱にそれぞれ設定されているので、冷延鋼板中の析出
物の形態・分布状態を適正に制御することができ、冷延
鋼板中に前記目標析出物を確実に形成することができ
る。すなわち、冷延鋼板中に少なくとも円相当直径：３
００〜８００ｎｍの析出物を平均析出物間隙：４０００
ｎｍ以下になるように分布させることができる。

【００３７】前述のように、本発明の実施の第１形態で
は、適用鋼種としてＴｉ−ＩＦ鋼を用いているけれど
も、これに限定されるものではなく、本発明の実施の第
２形態としてＴｉ−Ｎｂ−ＩＦ鋼を用いてもよい。本実
施の形態は、実施の第１形態の鋼成分にＮｂを０．００
５〜０．０３００重量％さらに添加したものであり、析
出物としてＮｂＣなどＮｂの炭窒化物をさらに含む。本
実施の形態では、炭窒化物形成元素であるＮｂをＴｉと
ともに含むので、Ｔｉの添加量を低減しても侵入型固溶
元素を確実に固定することができる。これによって、酸
素との親和力が強く、溶鋼への添加歩留りの低いＴｉを
低減して、酸素との親和力がＴｉよりも弱く溶鋼への添
加歩留りがＴｉよりも良好なＮｂに置き換えることがで
きるので、製鋼工程の製造性を向上することができる。
また析出物については、Ｎｂの炭窒化物をさらに含むけ
れども、析出物は実質的に実施の第１形態と同一の挙動
を示す。本実施の形態のその他の構成は、実施の第１形
態と同一であるので説明を省略する。

【００３８】さらに前述のように本発明の実施の第１形
態では、高加工用鋼板として高加工用冷延鋼板を対象に
しているけれども、これに限定されるものではなく、本
発明の実施の第３形態として高加工用めっき鋼板を対象
にしてもよい。本実施の形態では、高加工用めっき鋼板
のめっき方式は溶融めっき、電気めっき、蒸着めっきの
いずれでもよい。めっき方式が電気めっきの場合、高加
工用めっき鋼板は実施の第１形態の図７と同様の製造工
程で高加工用冷延鋼板を製造した後、電気めっきするこ
とによって製造される。

【００３９】これに対して、めっき方式が溶融または蒸
着めっきの場合、高加工用めっき鋼板は前記図７のステ
ップａ５まで同様の製造工程で冷間圧延を行った後、ス
テップａ６の焼なましを連続焼鈍設備ではなく溶融また
は蒸着めっき設備のライン内の還元焼鈍炉で行い、還元
焼鈍した冷延鋼板を引続き溶融または蒸着めっきし、め
っき後、ステップａ７の調質圧延を行うことによって製
造される。まためっき金属の種類はＺｎ，Ａｌ，Ｚｎ−
Ａｌ−Ｍｇ，Ｚｎ−Ａｌなどいずれでもよい。

【００４０】高加工用めっき鋼板の鋼成分は、実施の第
１形態のＴｉ−ＩＦ鋼または実施の第２形態のＴｉ−Ｎ
ｂ−ＩＦ鋼と同一に設定される。したがって、高加工用
めっき鋼板のＳｉ％は０．２０％以下に設定されてい
る。Ｓｉ％の上限値が０．２０％に設定されているの
は、上限値を超えるＳｉ％では、溶融Ｚｎめっき時のめ
っき濡れ性が低下し、不めっきが生じやすくなるからで
ある。本実施の形態のその他の構成は、実施の第１およ
び第２形態と同一であるので説明を省略する。

【００４１】（実施例）本発明の鋼成分および析出物条
件を全て満たす発明例の冷延鋼板と、本発明の条件から
外れた比較例の冷延鋼板とを製造し、サンプルを採取し
て透過型電子顕微鏡で観察を行い、析出物の大きさおよ
び平均析出物間隙を測定するとともに、引張り試験片を
作成して異なる歪み速度の下で引張り試験を行い、均一
伸びを測定して発明例と比較例との比較を行った。発明
例および比較例の鋼成分および製造条件を表１に示し、
析出物の測定結果を表２に示し、冷延鋼板の引張り試験
結果を表３に示す。

【００４２】表１中の比較例のサンプルＡ，Ｂ，ＣはＴ
ｉ−ＩＦ鋼であり、サンプルＤはＴｉが含まれていない
アルミニウムキルド鋼である。サンプルＡ，Ｂでは、Ｍ
ｎ，Ｓが本発明の成分条件を低めに外れており、サンプ
ルＣ，ＤではＭｎが低めに外れている。発明例のサンプ
ルＥ，Ｆ，ＧはＴｉ−ＩＦ鋼であり、サンプルＨはＴｉ
−Ｎｂ−ＩＦ鋼である。

【００４３】

【表１】

【００４４】表２中の析出物の円相当直径ｄおよび平均
析出物間隙λｍは析出物を透過型電子顕微鏡で観察し、
観察した析出物を画像解析装置で画像解析することによ
って算出した。析出物の観察は、４万倍の倍率で視野を
ランダムに代えて繰返し行った。観察した総測定面積
は、１１４μｍ²であった。画像解析は、析出物を黒、
素地鋼を白に２値化して行った。析出物の円相当直径ｄ
は、個々の析出物の面積Ｓを求め、その面積Ｓと同じ面
積の仮想円の直径を円相当直径として式４に基づいて算
出した。ｄ＝ √（４Ｓ／π） …（４）

【００４５】析出物は、サンプル毎に円相当直径に応じ
て表２に示すように２０ｎｍ以上と３００ｎｍ以上とに
区分された。表２では、脚注のように円相当直径８００
ｎｍを超える析出物が観察されていないので、析出物は
実質的には２０〜８００ｎｍと３００〜８００ｎｍとに
区分されたことになる。したがって、以後実質的な区分
にしたがって説明する。また各区分毎に析出物の平均円
相当直径ｄｍが算出された。

【００４６】平均析出物間隙λｍは、（イ）前記円相当
直径の区分毎に測定面積１１４μｍ²内の該当する析出
物の個数を求め、（ロ）前記求めた析出物個数に基づい
て単位面積当りの析出物個数Ｎ（個／μｍ²）を求め、
（ハ）前記図２に示す平均析出物間距離Ｌｍを式５に基
づいて求め、（ニ）前記求めた平均析出物間距離Ｌｍと
平均円相当直径ｄｍとを式１に代入することによって算
出した。Ｌｍ＝ √（１／Ｎ） …（５）

【００４７】

【表２】

【００４８】引張り試験の歪み速度は、表３に示すよう
に低歪み速度である３．３×１０^-4Ｓ^-1，中歪み速度で
ある１．７×１０^-1Ｓ^-1，高歪み速度である３．３×１
０⁰Ｓ^-1，高歪み速度である１．８×１０¹Ｓ^-1の４水準
に設定した。このうち、通常の出荷試験における歪み速
度は３．３×１０^-4Ｓ^-1程度であり、実プレス加工に相
当する歪み速度は、３．３×１０⁰Ｓ^-1〜１．８×１０¹
Ｓ^-1のレベルである。表３の引張り試験の試験値は、冷
延鋼板の圧延方向に対して直角方向の試験値である。

【００４９】

【表３】

【００５０】表２から、（ａ）円相当直径３００〜８０
０ｎｍの析出物の個数は、比較例よりも発明例の方が多
いこと、（ｂ）円相当直径３００〜８００ｎｍの析出物
の平均析出物間隙λｍは比較例がいずれも４０００ｎｍ
を超えるのに対して、発明例はいずれも４０００ｎｍ以
下であること、（ｃ）円相当直径２０〜８００ｎｍの析
出物の個数および平均析出物間隙λｍは比較例および発
明例ともほぼ同等であることなどが判る。

【００５１】図８は円相当直径３００〜８００ｎｍの析
出物の平均析出物間隙λｍと均一伸びとの関係を示すグ
ラフであり、図９は円相当直径２０〜８００ｎｍの析出
物の平均析出物間隙λｍと均一伸びとの関係を示すグラ
フである。図８および図９中の均一伸びは、高歪み速度
の下におけるデータであり、歪み速度としては実プレス
加工に相当する３．３×１０⁰Ｓ^-1と、１．８×１０¹Ｓ
^-1とが設定されている。図８および図９は、表３のデー
タに基づくものである。

【００５２】図８から、高歪み速度下の均一伸びは、円
相当直径３００〜８００ｎｍの析出物の平均析出物間隙
λｍが大きくなるにつれて比例的に低下すること、平均
析出物間隙λｍが４０００ｎｍ以下では均一伸びが２０
％以上であることなどが判る。これは、円相当直径３０
０〜８００ｎｍの析出物の平均析出物間隙λｍが４００
０ｎｍ以下の場合、前記臨界直径ｄ１以上の析出物が充
分存在するので、転位が増殖しやすくなり、高歪み速度
下においても変形に追従して加工硬化が生じ、プレス加
工割れの防止が可能な２０％以上の均一伸びが確保され
たものと考えられる。これに対して、円相当直径３００
〜８００ｎｍの析出物の平均析出物間隙λｍが４０００
ｎｍを超えると、前記臨界直径ｄ１以上の析出物の個数
が少なくなり、転位の増殖効果が低下して均一伸びが低
下したものと考えられる。

【００５３】図９から、円相当直径２０〜８００ｎｍの
析出物の平均析出物間隙λｍと高歪み速度下の均一伸び
との間には、相関が全く認められないことが判る。図８
および図９から、高歪み速度下の均一伸びは、円相当直
径３００〜８００ｎｍの比較的大きい析出物の平均析出
物間隙λｍに依存し、その制御によって改善されるこ
と、円相当直径３００ｎｍ未満の微小析出物は前記臨界
直径ｄ１に達しないので、転位の増殖効果がなく、高歪
み速度下の均一伸びの改善に寄与しないことなどが判
る。

【００５４】前述のように、本発明において鋼中に少な
くとも含まれる析出物の円相当直径ｄが３００〜８００
ｎｍの範囲の値に設定され、かつその平均析出物間隙λ
ｍが４０００ｎｍ以下の値に設定されるのは、このよう
な理由によるものである。

【００５５】図１０は、歪み速度と均一伸びとの関係を
示すグラフである。図１０は、表３のデータに基づくも
のであり、各サンプルＡ〜Ｈ毎に歪み速度と均一伸びと
の関係が示されている。図１０および表３から、発明例
Ｅ〜Ｈは歪み速度が高速になるにつれて均一伸びの低下
が認められるものの低下の度合が小さく、実プレス加工
に相当する高歪み速度においても均一伸びが２０％以上
確保されること、比較例Ａ〜Ｄは、歪み速度が高速にな
るにつれて均一伸びの低下の度合が大きくなり、実プレ
ス加工に相当する高歪み速度では、均一伸びが著しく低
下することなどが判る。

【００５６】このように本発明の加工用冷延鋼板は、実
プレス加工に相当する高歪み速度下においても良好な均
一伸びを有しているので、プレス加工割れの発生を確実
に防止することができる。

【００５７】

【発明の効果】以上のように請求項１記載の本発明によ
れば、高歪み速度の場合でも転位を増殖して転位の加工
セル組織を充分に形成することができるので、変形に追
従して材料を加工硬化させることができ、高歪み速度下
でも高い均一伸びを確保することができる。したがっ
て、プレス加工割れの発生を防止することができる。

【００５８】また請求項２記載の本発明によれば、炭窒
化物形成元素であるＮｂをさらに含むので、Ｔｉの添加
量を低減しても炭窒化物を確実に固定することができ
る。

【００５９】また請求項３記載の本発明によれば、冷延
鋼板中の析出物の形態および分布状態を転位の増殖しや
すい状態に制御することができる。

【００６０】また請求項４記載の本発明によれば、Ｎｂ
をさらに含むので、添加歩留りの低いＴｉを低減して添
加歩留りの高いＮｂに置き換えることができる。したが
って、製鋼工程における製造性を向上することができ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施の第１形態である高加工用鋼板の
析出物組織を示す拡大像である。

【図２】平均析出物間隙λｍと平均円相当直径ｄｍと平
均析出物間距離Ｌｍとの関係を示す図である。

【図３】析出物の大きさが小さいときの転位と析出物と
の関係を説明するための図である。

【図４】析出物の大きさが大きいときの転位と析出物と
の関係を説明するための図である。

【図５】析出物の円相当直径ｄと鋼の強化応力σとの関
係を示すグラフである。

【図６】歪み速度と析出物の臨界直径ｄ１との関係を示
すグラフである。

【図７】高加工用冷延鋼板の製造方法を説明するための
フローチャートである。

【図８】円相当直径３００〜８００ｎｍの析出物の平均
析出物間隙λｍと、均一伸びとの関係を示すグラフであ
る。

【図９】円相当直径２０〜８００ｎｍの析出物の平均析
出物間隙λｍと均一伸びとの関係を示すグラフである。

【図１０】歪み速度と均一伸びとの関係を示すグラフで
ある。

【符号の説明】

１素地鋼３析出物４転位５転位ループ

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者北村和美大阪府堺市石津西町５番地日新製鋼株式会社堺製造所内Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA04 AA16 AA21 AA22 AA27 AA29 AA31 AA35 BA01 CA02 CA03 CB02 CC03 CE01 CE02 CG02 CH04 CH05 4K037 EA01 EA04 EA15 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EB02 EB03 EB08 EB13 FA02 FA03 FC07 FE01 FE02 FE03 FH01 FJ05 FJ06 GA05 HA03 HA04 JA03 JA06

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％にて、Ｃ：０．００１０〜０．０
１００％，Ｓｉ：０．２０％以下，Ｍｎ：０．２５〜
０．６０％，Ｐ：０．０４％以下，Ｓ：０．００５０〜
０．０１５０％，Ａｌ：０．０１〜０．１０％，Ｎ：
０．００５０％以下，Ｔｉ：０．０５０〜０．１００％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、さ
らに、少なくとも円相当直径：３００〜８００ｎｍ，平均間
隙：４０００ｎｍ以下の析出物を含むことを特徴とする
高加工用鋼板。
【請求項２】重量％にて、Ｎｂ：０．００５〜０．０
３０％をさらに含むことを特徴とする請求項１記載の高
加工用鋼板。
【請求項３】重量％にて、Ｃ：０．００１０〜０．０
１００％，Ｓｉ：０．２０％以下，Ｍｎ：０．２５〜
０．６０％，Ｐ：０．０４％以下，Ｓ：０．００５０〜
０．０１５０％，Ａｌ：０．０１〜０．１０％，Ｎ：
０．００５０％以下，Ｔｉ：０．０５０〜０．１００％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
溶製して連続鋳造し、連続鋳造したスラブを加熱温度：
１１００〜１３００℃で加熱し、Ａｒ₃点以上の仕上げ
温度で熱間圧延して４５０〜７５０℃の巻取り温度で巻
取り、脱スケール処理を施した後、冷間圧延を行い、そ
の後、７５０〜９００℃の焼鈍温度で焼なましを行い、
鋼中に少なくとも円相当直径：３００〜８００ｎｍの析
出物を平均間隙：４０００ｎｍ以下になるように分布さ
せることを特徴とする高加工用鋼板の製造方法。
【請求項４】重量％にて、Ｎｂ：０．００５〜０．０
３０％をさらに含むことを特徴とする請求項３記載の高
加工用鋼板の製造方法。