JP2001131681A - プレス成形性に優れた鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 強度レベルが３９０〜５４０ＭＰａの鋼板に
おいて、自動車の構造部材に求められる低い降伏強度と
高い伸びフランジ成形性を有する鋼板を安定して提供す
る。 【解決手段】 ｗｔ％で、Ｃ：０．００４０〜０．０１
５％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｍｎ：１．５超〜３．０％、
Ｐ：０．０１〜０．１％、Ｓ≦０．０２％、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００４％と、Ｎｂ：
０．０４〜０．２５％を含有し、Ｃ量（ｗｔ％）、Ｎｂ
量（ｗｔ％）で規定されるＮｂ／（７．７５×Ｃ）が
１．５〜２．５を満たし、残部実質的にＦｅおよび不可
避不純物からなり、フェライト粒界近傍に、粒内よりＮ
ｂ系析出物の密度の低い領域を有するプレス成形性に優
れた鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、センターピラー、
ロッカーなどの自動車用構造部材に使用される引張強度
が３９０〜５５０ＭＰａの鋼板とその製造方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】近年、電気産業、自動車産業などの各種
産業界において、地球環境を保護する目的から、Ｃ
Ｏ_２、ＮＯ_２などの排気ガスを低減するための対策が図
られている。特に、自動車業界では、自動車の車体を軽
量化することで燃費の向上が検討されており、軽量化の
一つの手法として、従来から自動車に使用される鋼板を
高強度化しつつ、鋼板の薄肉化が進められてきた。

【０００３】また、自動車の衝突安全規制が厳しくなる
中、車体の耐衝突性能を向上させるため、車体の構造部
材に高強度鋼板を適用する、車体に種々の補強部材を搭
載するなどの方策が図られている。このように、自動車
部品に高強度鋼板の適用が進められているが、プレス成
形時にはスプリングバック（形状不良）、伸びフランジ
われなどの問題が発生するため、素材としては、低い降
伏強度、高い伸びフランジ性が求められてきた。

【０００４】こうした要求に対し、例えば、特開平７−
１８８８５５号公報には、降伏比の低いＮｂ、Ｔｉ複合
の極低炭素系ＩＦ鋼板を製造する技術が開示されてい
る。また、特開平７−２１６５０１号公報には、伸びフ
ランジ性に優れた冷延鋼板を製造する技術が開示されて
いる。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】上記の特開平７−１８
８８５５号公報に開示された技術では、鋼板を９００℃
近い高温で焼鈍するため、鋼板表層のフェライト組織が
粗大化し、これに起因したプレス成形時の肌荒れが懸念
される。また、この技術は鋼板に不均一なフェライト組
織を形成することを特徴としているが、このような不均
一な組織は鋼板を板厚方向に打抜いた後の端面の高延性
が要求される伸びフランジ成形には好ましいとは言い難
い。

【０００６】一方、特開平７−２１６５０１号公報に開
示された技術では、強度レベルが３００〜４５０ＭＰａ
で１１０％以上の穴拡げ率を有する鋼板が得られている
が、降伏強度は高いため、プレス成形後の部品の形状性
の劣化が懸念される。また、この技術では、鋼板に３０
〜８０ＭＰａのＢＨ性（塗装焼付け硬化性）を付与する
ことを特徴としているため、常温保管時には降伏強度の
上昇、降伏点伸びの回復が懸念され、このような材質の
劣化はプレス成形上好ましくない。

【０００７】このように、上記の従来技術では、いずれ
も低い降伏強度と良好な伸びフランジ性を有する鋼板が
得られていない。

【０００８】そこで、本発明では強度レベルが３９０〜
５５０ＭＰａの鋼板において、自動車の構造部材に求め
られる低い降伏強度と高い伸びフランジ成形性を有する
鋼板を安定して製造する技術を提供することを目的とし
た。

【０００９】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決し、目的
を達成するために本発明では以下に示す手段を用いてい
る。 （１）第１発明の鋼板は、ｗｔ％で、Ｃ：０．００４０
〜０．０１５％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｍｎ：１．５超〜
３．０％、Ｐ：０．０１〜０．１％、Ｓ≦０．０２％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００４％
と、Ｎｂ：０．０４〜０．２５％を含有し、Ｃ量（ｗｔ
％）、Ｎｂ量（ｗｔ％）で規定されるＮｂ／（７．７５
×Ｃ）が１．５〜２．５を満たし、残部実質的にＦｅお
よび不可避不純物からなり、フェライト粒界近傍に、粒
内よりＮｂ系析出物の密度の低い領域を有することを特
徴とするプレス成形性に優れた鋼板である。 （２）第２発明の鋼板は、ｗｔ％で、さらに、Ｔｉ≦
０．０８％を含有することを特徴とする上記（１）に記
載のプレス成形性に優れた鋼板である。 （３）第３発明の鋼板は、ｗｔ％で、さらに、Ｂ≦０．
００２％を含有することを特徴とする上記（１）又は
（２）に記載のプレス成形性に優れた鋼板である。 （４）第４発明の製造方法は、上記（１）、（２）又は
（３）に記載する鋼板を製造する方法において、上記
（１）、（２）又は（３）に記載の成分組成の鋼を溶製
し鋳造する工程と、Ａｒ_３点以上の温度で仕上圧延をし
た後、５００〜７００℃の温度で巻き取る熱間圧延工程
と、冷間圧延を施した後、続く焼鈍段階で、鋼板に０．
３×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）−０．２５≦Ｔ≦２．０の
張力Ｔ（ｋｇｆ／ｍｍ^２）を付加しつつ、フェライトの
再結晶温度以上で焼鈍する連続焼鈍処理工程とを備えた
ことを特徴とするプレス成形性に優れた鋼板の製造方法
である。

【００１０】但し、Ｃ，Ｎｂは鋼板中に含有されるＣ量
（ｗｔ％）、Ｎｂ量（ｗｔ％）である。

【００１１】

【発明の実施の形態】本発明者らは、自動車構造部材に
求められる低い降伏強度と優れた伸びフランジ性を有す
る鋼板とその製造方法を得るために、鋭意検討を重ね
た。この結果、鋼中のＣとＮｂの添加量を規定し、これ
らの元素によって形成される析出物の形態、分布を制御
することが鋼板の伸びフランジ性ならびに降伏強度に大
きな影響をおよぼすことが分かった。以下にその内容を
説明する。なお、以下の％はｗｔ％を示す。

【００１２】はじめに、この析出物の分布を詳細に解析
したところ、図１に示すように、フェライト粒界の近傍
に粒内よりもＮｂ系析出物の密度の低い領域（以下、低
密度領域と称す）が認められ、これが鋼板の降伏強度に
強い影響をおよぼすことが分かった。

【００１３】図２は、Ｃ：０．００８０〜０．０１００
％、Ｎｂ：０．１２０〜０．１５０％、Ｎｂ／（７．７
５×Ｃ）：１．８〜２．０、Ｂ：ｔｒ．またはＢ：０．
０００４％、ＴＳ：４１０〜４５０ＭＰａ、Ｎｂ系析出
物の平均粒径：６０〜１００ｎｍ、板厚：１．２ｍｍの
連続焼鈍した冷延鋼板について、降伏強度（ＹＰ）に及
ぼす低密度領域の平均サイズ（Ｄ）の影響を示す図であ
る。

【００１４】なお、粒界近傍に認められた析出物の密度
が低い領域とは、この領域におけるＮｂ系析出物の面積
率が、フェライト結晶粒内のＮｂ系析出物の面積率の平
均値の１／５以下となる領域のことをいっており、平均
サイズとはその領域の大きさの平均値である。本発明で
は、３００ｋＶの透過電子顕微鏡を用い、レプリカ法で
撮影した写真に認められたＮｂ系析出物について、無作
為に抽出した１００個のフェライト結晶粒内で任意１０
ヶ所の直径２μｍの正円内の析出物の面積率を測定して
その平均値（全１０００ヶ所の平均値）を求め、更に前
記各々のフェライト結晶粒の粒界の任意２０ヶ所におい
て、前記で求めた析出物の面積率の平均値の１／５以下
となる正円の直径の最大値を測定（全２０００ヶ所にお
いて測定）した後、この平均値を算出し、これを低密度
領域の平均サイズとした。

【００１５】図２に示すように、低密度領域の平均サイ
ズ（Ｄ）が０．２μｍ以上になると、ＹＰは著しく低下
する。また、低密度領域の平均サイズ（Ｄ）が２．０μ
ｍを超えると、この効果は飽和することが分かった。ま
た、Ｂを添加した鋼板のほうが、ＹＰが低いことが分か
った。

【００１６】次に、降伏強度（ＹＰ）に及ぼす鋼板組織
中の析出物の大きさの影響を調査した結果を示す。図３
は、Ｃ含有量：０．００５０〜０．００７０％、（Ｎｂ
／７．７５Ｃ）＋（Ｔｉ^＊／４Ｃ）：１．６〜２．０、
ＴＳ：４４０〜４６５ＭＰａ、板厚：１．２ｍｍの連続
焼鈍した冷延鋼板について、降伏強度（ＹＰ）に及ぼす
Ｎｂ，Ｔｉ系析出物の平均粒径（ｄ）の影響を示す図で
ある。

【００１７】図３から、低い降伏強度（ＹＰ）を得るに
は、析出物の粒径の適正化が重要であり、粒径が３０〜
１３０ｎｍの範囲においてＹＰが低くなるが、粒径が３
０ｎｍ未満、又は１３０ｎｍを超える場合には、ＹＰが
高くなることが分かった。この傾向は、Ｎｂ添加鋼板、
Ｔｉ添加鋼板の何れでも認められたが、特にＮｂ添加鋼
板において顕著であり、Ｔｉ添加鋼板ではＮｂ添加の鋼
板に比べてＹＰが高いことが分かった。以上から、低い
降伏強度（ＹＰ）を得るには、Ｎｂ添加鋼板のＮｂ系析
出物の大きさを３０ｎｍ以上１３０ｎｍ以下にすること
が好ましい。

【００１８】最後に、鋼板組織中の析出物の大きさの伸
びフランジ性に及ぼす影響を調査した結果を示す。伸び
フランジ性は穴拡げ率で評価した。図４は、Ｃ含有量：
０．００５０〜０．００７０％、ＴＳ：４４０〜４９０
ＭＰａ、板厚：１．２ｍｍの連続焼鈍した冷延鋼板につ
いて、穴拡げ率（λ）に及ぼすＮｂ，Ｔｉ系析出物の平
均粒径（ｄ）の影響を示す図である。鋼板中に含まれる
Ｎｂ％，Ｔｉ％，Ｎ％，Ｓ％に基づいて算出される（Ｎ
ｂ／７．７５Ｃ）＋（Ｔｉ^＊／４Ｃ）が同一範囲（１．
７〜２．１）にある。なお、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−３．４３Ｎ
−１．５Ｓであり、Ｔｉ^＊≦０の場合、Ｔｉ^＊＝０とし
た。

【００１９】図４に示されるように、Ｎｂ添加鋼板（Ｎ
ｂ、Ｔｉ複合添加、Ｎｂ単独添加）は、Ｔｉ添加鋼板に
比べて穴拡げ率（λ）が著しく高いことが分かった。ま
たＮｂ添加鋼板では、析出物の平均粒径（ｄ）が１３０
ｎｍを超えるほど粗大化すると、穴拡げ率（λ）が急激
に低下することが分かった。従って、Ｎｂ添加鋼板のＮ
ｂ系析出物の大きさを１３０ｎｍ以下にすることによっ
て、優れた伸びフランジ性が得られることが分かった。

【００２０】また、この析出物の形態、分布は鋼板成分
と熱延、冷延、焼鈍条件を規定することによって制御す
ることが可能であることを見い出した。

【００２１】以上の知見に基づき、強度レベルが３９０
〜５５０ＭＰａの鋼板において、自動車の構造部材に求
められる低い降伏強度と高い伸びフランジ成形性を有す
る鋼板を安定して製造する技術を発明するに至った。

【００２２】そこで、まず、本発明の成分添加理由、成
分限定理由および製造条件の限定理由について説明す
る。

【００２３】（１）化学成分範囲 Ｃ：０．００４０〜０．０１５％ Ｎｂと結合して形成される炭化物は鋼板の伸びフランジ
性と降伏強度に影響をおよぼし、プレス成形性の向上に
寄与する。Ｃの添加量が０．００４０％未満の場合、ま
たはＣが０．０１５％を超える場合は、本発明で意図す
るプレス成形性の向上に寄与する形態の炭化物が得られ
ない。このため、Ｃ量は０．００４０〜０．０１５％の
範囲とする。また、Ｃ量の好ましい範囲は０．００５０
〜０．００８０％である。さらに好ましいＣ量の範囲は
０．００５０〜０．００７４％である。

【００２４】Ｓｉ≦０．０５％ Ｓｉは鋼板の強化に有効な元素であるが、０．０５％を
超える添加は鋼板の表面性状の劣化を招くため、０．０
５％以下に抑える。

【００２５】Ｍｎ：１．５超〜３．０％ Ｍｎは鋼板の強化に有効な元素であるが、添加量が１．
５％以下では鋼板の強化能が小さい。一方、Ｍｎ量が
３．０％を超えると、鋼板の降伏強度が高くなり、また
伸びフランジ性の劣化が顕著となる。このため、Ｍｎ量
は１．５超〜３．０％の範囲とする。

【００２６】Ｐ：０．０１〜０．１％ Ｐは鋼板の強化に有効な元素であるが、添加量が０．０
１％未満では鋼板の強化能が小さい。また、Ｐの添加量
が０．１％を超えると、鋼板の高降伏点化と伸びフラン
ジ性の劣化を招く。このため、Ｐ量は０．０１〜０．１
％の範囲とする。

【００２７】Ｓ≦０．０２％ Ｓは熱間圧延時の鋼板の脆化を抑えるため、０．０２％
以下とする。

【００２８】ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは鋼の脱酸のために添加される。添加量が０．０１
％未満ではこの効果が小さい。また、０．１％超える添
加は鋼板の表面性状の劣化を招く。このため、ｓｏｌ．
Ａｌは０．０１〜０．１％の範囲とする。

【００２９】Ｎ≦０．００４％ Ｎの含有量が０．００４％を超えると、固溶Ｎが増大
し、鋼板の降伏点の上昇を引き起こす。このため、Ｎ量
を０．００４％以下に抑える。

【００３０】Ｎｂ：０．０４〜０．２５％ Ｃと結合して形成される炭化物は鋼板の伸びフランジ性
と降伏強度に影響をおよぼし、プレス成形性の向上に寄
与する。この効果は、Ｎｂの添加量が０．０４％未満で
は小さい。また、０．２５％を超える添加は鋼板の高降
伏点化と伸びフランジ性の劣化を招く。このため、Ｎｂ
量を０．０４〜０．２５％の範囲とする。また、Ｎｂ量
の好ましい範囲は０．０８〜０．１４％である。

【００３１】Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）：１．５〜２．５ Ｃ量（％）、Ｎｂ量（％）で規定されるＮｂ／（７．７
５×Ｃ）は鋼板の降伏強度と伸びフランジ性に影響をお
よぼす炭化物の形態を制御するための重要なパラメータ
ーであり、図５に示すように、Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）
が１．５未満の時には、析出物の平均粒径は小さく、鋼
板の降伏強度の低減に対する析出物の寄与は小さい。一
方、Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）が２．５を超えると析出物
は粗大化し、鋼板の降伏強度は高くなり、さらに伸びフ
ランジ性も劣化する。このため、Ｎｂ／（７．７５×
Ｃ）は１．５〜２．５の範囲で制御される。また、Ｎｂ
／（７．７５×Ｃ）の好ましい範囲は１．７〜２．５で
ある。

【００３２】Ｔｉ≦０．０８％ 上記のような降伏強度の低減と伸びフランジ性の向上に
寄与するＮｂ系析出物の形成に対し、Ｔｉを０．００５
％以上添加することは好ましい。しかし、Ｔｉの添加量
が０．０８％を超えると、Ｔｉ系の析出物が多くなり、
本発明で意図する低い降伏強度と高い伸びフランジ性を
有する鋼板が得られない。したがって、Ｔｉの添加量は
０．００５％以上０．０８％以下とする。また、Ｔｉ量
の好ましい範囲としては、０．００５％以上で０．０２
％未満である。

【００３３】Ｂ≦０．００２％ Ｂを添加することで、フェライトは微細化するが、これ
は本発明のフェライト粒界近傍に認められたＮｂ系析出
物の密度が低い領域の形成頻度を高めることになる。こ
の結果、鋼板の降伏強度は低減する。この効果はＢ量が
０．０００１％以上で認められ、０．００２％を超える
と飽和する。したがって、Ｂの添加量は０．０００１％
以上０．００２％以下とする。なお、Ｂ量の好ましい範
囲としては、０．０００１％以上で０．００１％以下で
ある。

【００３４】（２）塗装焼付硬化性（ＢＨ性） ３０ＭＰａ以上のＢＨ性を鋼板に付与することは常温保
管時の降伏点伸びの回復や降伏強度の上昇をもたらすこ
とになり、本発明で意図する低い降伏強度を得るために
は、好ましくない。本発明鋼の場合、ＣはＮｂ炭化物と
して、またＮはＡｌＮ，ＴｉＮとして析出固定されるの
で、基本的にはＢＨ性は示さない。

【００３５】（３）析出物形態、分布 鋼板の伸びフランジ性の向上と降伏強度の低減に寄与す
るＮｂ系析出物の粒径は３０〜１３０ｎｍが好ましい。
この析出物の粒径が３０ｎｍ未満の時には、フェライト
の細粒化により、伸びフランジ性は向上するものの鋼板
の降伏強度は高くなる。一方、析出物の粒径が１３０ｎ
ｍを超えると、この粗大な析出物が伸びフランジ成形前
にサンプルに穴を打ち抜く際、打抜き端面に微小なクラ
ックの発生を助長するため、伸びフランジ性の著しい劣
化を招く。さらに、この粗大な析出物は降伏強度の増大
を引き起こす。このため、この析出物の粒径は３０〜１
３０ｎｍに制御する。

【００３６】一方、鋼板の降伏強度は上記の析出物の分
布の影響を強く受け、フェライト粒界近傍に形成される
析出物の低密度領域のサイズが大きくなると、降伏強度
は低減する。しかし、図２に示すように、低密度領域の
平均サイズが０．２μｍ未満では、この効果は小さく、
また、平均サイズが２．０μｍを超えると、この効果は
飽和する。したがって、低密度領域の平均サイズは０．
２μｍ以上２．０μｍ以下であることが好ましい。

【００３７】上記（１）のように、所定の化学成分と残
部実質的にＦｅおよび不可避的不純物よりなり、さら
に、上記（３）のように、所定の析出物の形態と分布を
制御した鋼板は、自動車の構造部材に求められる低い降
伏強度と高い伸びフランジ成形性を有する鋼板を得るこ
とが可能となる。

【００３８】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。 （４）鋼板の製造方法 まず、上記第１発明〜第３発明の成分組成の鋼を溶製す
る。溶製方法は転炉法、電気炉法のいずれでも差し支な
い。溶鋼を連続鋳造した後、熱間圧延に供する。熱間圧
延の際、スラブの加熱については特に規定されず、鋳造
後直ちに圧延を開始しても良いし、一旦スラブを冷却後
加熱しても良い。熱間圧延は鋼板表層部の熱延組織の粗
大化を抑えるため、Ａｒ_３点以上で仕上圧延を行なう。
また、巻取温度は本発明で意図するＮｂ系析出物の形態
を制御する目的から、５００〜７００℃とする。続い
て、熱延コイルを冷間圧延、連続焼鈍に供する。冷間圧
延率は特に指定はしないが、フェライトの再結晶を助長
するため、５０％以上が好ましい。

【００３９】また、本発明では、意図する析出物の形態
を制御するため、焼鈍温度はフェライトの再結晶温度以
上とするが、Ａｃ_３点を超えると、鋼板表層においてフ
ェライト粒の粗大化を招く。このため、焼鈍温度はＡｃ
_３点以下とする。また、焼鈍中は鋼板に０．３×Ｎｂ／
（７．７５×Ｃ）−０．２５≦Ｔ≦２．０の張力Ｔ（ｋ
ｇｆ／ｍｍ^２）を付加する。この限定理由を以下に説明
する。

【００４０】図５は、Ｃ：０．００５０〜０．００８０
％、Ｎｂ：０．０８０〜０．１３０％、Ｎｂ／（７．７
５×Ｃ）：１．８〜２．０、ＴＳ：４４０〜４９０ＭＰ
ａ、板厚：１．２ｍｍの連続焼鈍した冷延鋼板につい
て、Ｎｂ系析出物の平均粒径、低密度領域の平均サイズ
に及ぼす張力ＴとＮｂ／（７．７５×Ｃ）の影響を示す
図である。

【００４１】図５に示すように、Ｎｂ／（７．７５×
Ｃ）が本発明で規定する１．５〜２．５である場合、鋼
板に付与される張力Ｔ（ｋｇｆ／ｍｍ^２）が０．３×Ｎ
ｂ／（７．７５×Ｃ）−０．２５未満では、析出物の平
均粒径は１５０〜２００ｎｍと大きく、またフェライト
粒界近傍に形成される低密度領域の平均サイズは０〜
０．１μｍと小さいため、鋼板の降伏強度の低減が期待
できない。一方、鋼板張力Ｔ（ｋｇｆ／ｍｍ^２）が２．
０を超えると、焼鈍中に析出物のひずみ誘起析出が進行
し、析出物の平均粒径は５〜２９ｎｍと小さくなる。ま
た低密度領域の平均サイズは０〜０．１μｍと小さいた
め、伸びフランジ性は向上するが、降伏強度の低減は期
待できない。しかし、鋼板張力Ｔ（ｋｇｆ／ｍｍ^２）が
０．３×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）−０．２５以上で２．
０以下の時には、析出物の平均粒径は３０〜１３０ｎ
ｍ、低密度領域の平均サイズは０．２〜１．４μｍとな
る。

【００４２】また、Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）が本発明範
囲を下回ると、析出物の平均粒径が３０ｎｍ未満にな
り、更に低密度領域の平均サイズは０〜０．１μｍと小
さい。このため、低い降伏点が得られない。Ｎｂ／
（７．７５×Ｃ）が本発明範囲を上回ると、析出物の平
均粒径が１３０ｎｍ超になり、また低密度領域の平均サ
イズは０〜０．１μｍと小さいため、伸びフランジ性が
劣り低い降伏点が得られない。

【００４３】また、以上のようにして得られた鋼板に亜
鉛メッキ処理、化成処理などの表面処理を施しても特性
上何ら差し支えない。

【００４４】

【実施例】以下に本発明の実施例を挙げる。 （実施例１）表１に示す成分の鋼（Ｎｏ．１〜１１：本
発明鋼、Ｎｏ．１２〜１９：比較鋼）を実験室にて溶製
し、板厚６０ｍｍのスラブとした。本スラブを板厚３０
ｍｍまで分塊圧延した後、１２７０℃で１ｈｒ間、大気
中で保持し、熱間圧延に供した。熱間圧延は９００℃で
仕上圧延を行ない、６４０℃の温度で巻取相当の熱処理
を施し、板厚３．０ｍｍの熱延板を作製した。この熱延
板を酸洗した後、板厚１．２ｍｍまで冷間圧延を行なっ
た。続いて、この冷延板を８３０℃で２ｍｉｎ間の均熱
後、室温まで冷却した。また焼鈍中には、鋼Ｎｏ．１に
は２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２、鋼Ｎｏ．２〜１９には１．５
ｋｇｆ／ｍｍ^２の張力を付与した。このようにして得ら
れた焼鈍板に０．５％の調質圧延を施し、実験用供試材
を作製した。

【００４５】

【表１】

【００４６】本供試材を用いて、機械特性の測定と析出
物の形態解析を行なった。素材機械特性はＪＩＳ（日本
工業規格）Ｚ ２２４１に準拠した引張試験にて調査
し、伸びフランジ成形性はＪＦＳ（日本鉄鋼連盟規格）
Ｔ １００１に準拠した穴拡げ試験にて評価した。ま
た、両特性の評価基準については、降伏強度は２７０Ｍ
Ｐａ未満を良好とし、伸びフランジ性は穴拡げ率が８０
％以上を好ましいレベルと判断した。

【００４７】一方、析出物に関しては、３００ｋＶの透
過電子顕微鏡を用い、レプリカ法にて観察した後、撮影
した写真に認められたＮｂ系析出物のうち、無作為に抽
出した１０００個分の析出物の平均粒径を算出した。粒
界近傍に認められた低密度領域の平均サイズの測定は次
のように行った。まず、無作為に１００個のフェライト
粒を抽出し、各々の結晶粒の粒内の任意１０ヶ所におい
て、直径２μｍの正円の中での析出物の面積率を測定
し、この平均値（全１０００ヶ所の平均値）を算出す
る。次に、各々の結晶粒の粒界の任意２０ヶ所におい
て、析出物の面積率が前記平均値の１／５以下となる正
円の直径の最大値を測定し、この平均値（全２０００ヶ
所の平均値）を算出する。この平均値を低密度領域の平
均サイズとする。

【００４８】表２に得られた鋼板の機械特性値および析
出物の形態解析結果を示す。

【００４９】

【表２】

【００５０】本発明成分範囲内の本発明鋼Ｎｏ．１〜１
１は、いずれもＴＳは４２５〜５１０ＭＰａ、Ｎｂ系析
出物の平均粒径は４０〜８０ｎｍ、低密度領域の平均サ
イズは０．２〜２．０μｍである。またＹＰが２３０〜
２６５ＭＰａと低く、穴拡げ率λは８５〜１０５％と高
いことから、プレス成形性は良好である。

【００５１】一方、本発明成分範囲外の比較鋼Ｎｏ．１
２〜１９は、低い降伏強度と高い伸びフランジ性を両立
しない。すなわち、比較鋼Ｎｏ．１２、１４、１７は析
出物の平均粒径が１５〜２５ｎｍであり、また、低密度
領域は形成されない。この鋼板のＹＰは２７０〜２８５
ＭＰａと高く、穴拡げ率λは５５〜７０％と低いことか
ら、プレス成形性に好ましくない。比較鋼Ｎｏ．１３、
１５、１６は析出物の平均粒径は１４０〜３００ｎｍで
あり、また低密度領域の平均サイズは０〜０．１μｍで
ある。この鋼板のＹＰは３１０〜３５０ＭＰａと高く、
穴拡げ率λは４５〜６０％と低いことから、プレス成形
性は劣化している。比較鋼Ｎｏ．１８、１９はＴＳが５
５５〜５６０ＭＰａであり、本発明範囲外の強度レベル
である。

【００５２】（実施例２）表１に示す本発明成分範囲内
の鋼Ｎｏ．３を実験室にて溶製し、板厚５０ｍｍのスラ
ブとした。本スラブを板厚２５ｍｍまで分塊圧延した
後、１２５０℃で３０ｍｉｎ間、大気中で保持し、熱間
圧延を行なった。熱間圧延は８８０℃で仕上圧延を行な
い、６００℃の温度で巻取相当の熱処理を施し、板厚
３．２ｍｍの熱延板を作製した。この熱延板を酸洗した
後、板厚１．２ｍｍまで冷間圧延を行なった。続いて、
この冷延板を８５０℃で１．５ｍｉｎ間の均熱後、室温
まで冷却した。また焼鈍中には、鋼板に０．１〜２．５
ｋｇｆ／ｍｍ^２の張力を付加した。本焼鈍板に０．５％
の調質圧延を施し、実験用供試材を作製した。

【００５３】この供試材を用いて、上記実施例１と同様
に、機械特性の測定と析出物の形態解析を行なった。表
３に得られた鋼板の機械特性値および析出物の形態解析
結果を示す。

【００５４】

【表３】

【００５５】第４発明に規定する条件を満足する０．５
〜２．０ｋｇｆ／ｍｍ^２の張力を付加した本発明例で
は、ＴＳは４７５〜４９０ＭＰａであり、析出物の平均
粒径は３０〜８５ｎｍ、低密度領域の平均サイズは０．
２〜１．０μｍである。またＹＰが２４０〜２５５ＭＰ
ａと低く、穴拡げ率λは９０〜１０５％と高いことか
ら、プレス成形性は良好である。

【００５６】一方、第４発明に規定する条件を満足しな
い０．１ｋｇｆ／ｍｍ^２または２．５ｋｇｆ／ｍｍ^２の
張力を付与した比較例では、ＴＳは前者が４８５ＭＰ
ａ、後者が４９５ＭＰａであり、析出物の平均粒径は前
者が１５０ｎｍであり、後者が２５ｎｍである。また、
低密度領域の平均サイズは、前者が０．１μｍであり、
後者が０μｍである。さらに、ＹＰは前者が２６５ＭＰ
ａ、後者が２７５ＭＰａといずれも高く、穴拡げ率λは
前者が６０％、後者が１０５％であることから、低い降
伏強度と高い伸びフランジ性を兼備していない。

【００５７】

【発明の効果】以上説明した本発明によれば、鋼化学成
分、鋼板の析出物の形態、分布を制御することにより、
強度レベルが３９０〜５５０ＭＰａの鋼板において、自
動車の構造部材に求められる低い降伏強度と高い伸びフ
ランジ成形性を有する鋼板を安定して製造することが可
能である。従って、本発明の自動車産業界、鉄鋼業界に
おける利用価値は大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】フェライト粒界近傍に認められた析出物の密度
が低い領域を示す電子顕微鏡写真（レプリカ法）。

【図２】降伏強度（ＹＰ）におよぼす析出物の密度が低
い領域の平均サイズ（Ｄ）の影響を示す図。

【図３】降伏強度（ＹＰ）におよぼす析出物粒径（ｄ）
の影響を示す図。

【図４】穴拡げ率（λ）におよぼす析出物粒径（ｄ）の
影響を示す図。

【図５】Ｎｂ系析出物の平均粒径、析出物の密度が低い
領域の平均サイズに及ぼす張力ＴとＮｂ／（７．７５×
Ｃ）の影響を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 藤田 毅 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 中村 清治 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 坂井 広義 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 廣瀬 俊幸 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 占部 俊明 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 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA04 EA05 EA15 EA16 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EB02 EB03 FC07 FE01 FE02 FE03

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 ｗｔ％で、Ｃ：０．００４０〜０．０１
   ５％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｍｎ：１．５超〜３．０％、
   Ｐ：０．０１〜０．１％、Ｓ≦０．０２％、ｓｏｌ．Ａ
   ｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００４％と、Ｎｂ：
   ０．０４〜０．２５％を含有し、Ｃ量（ｗｔ％）、Ｎｂ
   量（ｗｔ％）で規定されるＮｂ／（７．７５×Ｃ）が
   １．５〜２．５を満たし、残部実質的にＦｅおよび不可
   避不純物からなり、フェライト粒界近傍に、粒内よりＮ
   ｂ系析出物の密度の低い領域を有することを特徴とする
   プレス成形性に優れた鋼板。
2. 【請求項２】 ｗｔ％で、さらに、Ｔｉ≦０．０８％を
   含有することを特徴とする請求項１に記載のプレス成形
   性に優れた鋼板。
3. 【請求項３】 ｗｔ％で、さらに、Ｂ≦０．００２％を
   含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載
   のプレス成形性に優れた鋼板。
4. 【請求項４】 請求項１、請求項２又は請求項３に記載
   する鋼板を製造する方法において、請求項１、請求項２
   又は請求項３に記載の成分組成の鋼を溶製し鋳造する工
   程と、Ａｒ_３点以上の温度で仕上圧延をした後、５００
   〜７００℃の温度で巻き取る熱間圧延工程と、冷間圧延
   を施した後、続く焼鈍段階で、鋼板に０．３×Ｎｂ／
   （７．７５×Ｃ）−０．２５≦Ｔ≦２．０の張力Ｔ（ｋ
   ｇｆ／ｍｍ^２）を付加しつつ、フェライトの再結晶温度
   以上で焼鈍する連続焼鈍処理工程とを備えたことを特徴
   とするプレス成形性に優れた鋼板の製造方法。但し、
   Ｃ，Ｎｂは鋼板中に含有されるＣ量（ｗｔ％）、Ｎｂ量
   （ｗｔ％）である。