JP2002226941A

JP2002226941A - 深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2002226941A
Application number: JP2001312687A
Authority: JP
Inventors: Saiji Matsuoka; 才二松岡; Tetsuo Shimizu; 哲雄清水; Takashi Sakata; 坂田　　敬
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-11-28
Filing date: 2001-10-10
Publication date: 2002-08-14
Anticipated expiration: 2021-10-10
Also published as: JP4010131B2

Abstract

(57)【要約】【課題】高いｒ値を有する深絞り性に優れた複合組織
型高張力冷延鋼板およびその製造方法を提案することに
ある。【解決手段】本発明鋼板の製造方法は、質量％で、
Ｃ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:
0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.
02％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣ
が、0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12なる関係を満たし、
残部は実質的にFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼
スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延
を施し、その後、Ａ_c1〜Ａ_c3変態点の温度域で連続焼鈍
することを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、鋼板の引張り強さ
が440MPa以上である、自動車用鋼板等の使途に有用な深
絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製
造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、地球環境の保全問題からの排出ガ
ス規制に関連して、自動車の車体重量の軽減が極めて重
要な課題となっており、最近、車体重量の軽減のため
に、自動車用鋼板を高強度化して鋼板板厚を低減するこ
とが検討されている。

【０００３】鋼板を素材とする自動車の車体用部品の多
くがプレス加工により成形されるため、使用される冷延
鋼板には、優れたプレス成形性を有することが要求され
る。プレス成形性向上のためには、鋼板の機械的特性と
して、高いランクフォード値（ｒ値）と高い延性（El）
および低い降伏応力（ＹＳ）が必要である。しかし、一
般に、鋼板を高強度化すると、ｒ値および延性が低下
し、プレス成形性が劣化するとともに、降伏応力が上昇
して形状凍結性が劣化して、スプリングバックの問題が
生じやすい。

【０００４】プレス成形性の良好な高張力鋼板の代表例
としては、軟らかいフェライトと硬質のマルテンサイト
の複合組織からなる複合組織鋼板が挙げられ、特に連続
焼鈍後ガスジェット冷却で製造される複合組織鋼板は、
降伏応力が低く高延性と優れた焼付け硬化性とを兼ね備
えている。上記複合組織鋼板は、加工性については概ね
良好であるものの、厳しい条件下での加工性、特にｒ値
が低く深絞り成形性が劣るという欠点があった。

【０００５】そのため、複合組織鋼板のｒ値を大きくし
て深絞り性を改善する試みがなされている。例えば特公
昭55−10650号公報では、冷間圧延後、再結晶温度〜Ａ
_c3変態点の温度で箱焼鈍を行い、その後、複合組織とす
るため700〜800℃に加熱した後、焼入れ焼戻しを伴う連
続焼鈍を行う技術が開示されている。しかしながら、こ
の方法では、連続焼鈍時に焼入れ焼戻しを行うため降伏
応力が高く、低い降伏比が得られない。この高降伏応力
の鋼板はプレス成形に適さず、かつプレス部品の形状凍
結性が悪いという欠点がある。

【０００６】さらにまた、前記高降伏応力を改善するた
めの方法としては、特開昭55−100934号公報に開示され
ている。この方法は、高r値を得るためにまず箱焼鈍を
行うが、箱焼鈍時の温度をフェライト（α）−オーステ
ナイト（γ）の２相域とし、均熱時にα相からγ相にMn
を濃化させる。このMn濃化相は連続焼鈍時に優先的にγ
相となり、ガスジェット程度の冷却速度でも混合組織が
得られ、さらに降伏応力も低い。しかし、この方法で
は、Mn濃化のためα−γの２相域という比較的高温で長
時間の箱焼鈍が必要であり、そのため鋼板間の密着の多
発、テンパーカラーの発生および炉体インナーカバーの
寿命低下など製造工程上、多くの問題がある。従来、こ
のように高いｒ値と低い降伏応力を兼ね備えた高張力鋼
板を工業的に安定して製造することは困難であった。

【０００７】加えて、特公平1-35900号公報では、0.012
質量％Ｃ-0.32質量％Si-0.53質量％Mn-0.03質量％Ｐ−
0.051質量％Tiの組成の鋼を冷間圧延後、α-γの２相域
である870℃に加熱後、100℃／ｓの平均冷却速度にて冷
却することにより、r＝1.61、YS＝224MPa、TS=482MPaの非
常に高いｒ値と低降伏応力を有する複合組織型冷延鋼板
が製造可能となる技術が開示されている。しかしなが
ら、100℃／ｓという高い冷却速度は、通常のガスジェ
ット冷却では達成できないため、水焼入れ設備が必要と
なる他、水焼入れした冷延鋼板は、表面処理性の問題が
顕在化するため、製造設備上および材質上の問題があ
る。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の問題
を有利に解決した、高いｒ値を有する深絞り性に優れた
複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法を提案す
ることを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成するため、冷延鋼板のミクロ組織および再結
晶集合組織におよぼす合金元素の影響について鋭意研究
を重ねたところ、鋼スラブ中のＣを低含有量に制限する
とともに、Ｃ含有量との関係でＶ含有量の適正化を図る
ことにより、再結晶焼鈍前には、鋼中のＣをＶ系炭化物
として析出させて固溶Ｃを極力低減させ、{111}再結晶
集合組織を発達させることにより高ｒ値が得られるこ
と、また引き続きα−γの２相域に加熱することによ
り、Ｖ系炭化物を溶解させて、オーステナイト中にＣを
濃化させることにより、その後の冷却過程でマルテンサ
イトが生成しやすくなる結果、ｒ値の高い深絞り性に優
れた複合組織型高張力冷延鋼板を安定して製造できるこ
とを見い出した。

【００１０】まず、本発明者らが行った基礎的な実験結
果について説明する。質量％で、Ｃ：0.03％、Si：0.02
％、Mn：1.7％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.005％、Al：0.04
％、Ｎ：0.002％、Mo：0.15％を基本組成とし、これに
Ｖを0.03〜0.55質量％の範囲で添加することによって、
異なるＶ含有量を有する種々のシートバーについて、12
50℃に加熱−均熱後、仕上圧延終了温度が900℃となる
ように３パス圧延を行って板厚4.0ｍｍとした。なお、仕
上圧延終了後、コイル巻取り処理として650℃×１ｈの
保温相当処理を施した。引き続き、圧下率70％の冷間圧
延を施して板厚1.2ｍｍとした。ついで、これらの冷延板
に、850℃で60ｓの再結晶焼鈍を施した後、30℃／ｓの
冷却速度で冷却した。

【００１１】得られた冷延鋼板について、引張試験を実
施し引張特性を調査した。引張試験は、JIS5号引張試験
片を用いて行った。r値は、圧延方向（ｒ_L）、圧延方向
に45度方向（ｒ_D）および圧延方向に垂直（９０度）方
向（ｒ_c）の平均ｒ値{＝(ｒ_L＋ｒ_c ＋２×ｒ_D)／４}と
して求めた。

【００１２】図1は、鋼スラブ中のＶ含有量がr値と降伏
比（＝降伏応力（YS）/引張り強さ（TS）×100（％））
に及ぼす影響を示すための図であり、横軸はＶ含有量と
Ｃ含有量の原子比（（Ｖ／51）／（Ｃ／12））であり、
縦軸はr値と降伏比に上下に分けて示す。図１から、鋼
スラブ中のＶ含有量をＣとの原子比にして0.5〜3.0の範
囲に制限することにより、高いｒ値と低い降伏比が得ら
れ、深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板が製造
可能となることが明らかになった。

【００１３】本発明の冷延鋼板では、再結晶焼鈍前には
固溶ＣおよびＮが少なく、{111}再結晶集合組織が強く
発達するため、高ｒ値が得られる。一方、α-γの２相域
にて焼鈍することにより、Ｖ炭化物が溶解し、固溶Ｃが
オーステナイト相に多量に濃化することにより、その後
の冷却過程においてオーステナイトがマルテンサイトに
容易に変態することができ、フェライトとマルテンサイ
トの複合組織が得られることを明らかにした。

【００１４】ここで、従来は炭化物形成元素としてTiお
よびNbが主に使用されてきたが、本発明者らは高温域で
の焼鈍で有効に固溶Ｃを得るために、炭化物の溶解度が
TiおよびNbよりも高いＶに着目した。すなわち、Ｖ炭化
物はTi炭化物およびNb炭化物よりも、高温焼鈍時に容易
に溶解する結果、α−γの２相域での焼鈍により、オー
ステナイトがマルテンサイトに変態するのに十分な量の
固溶Ｃが得られることを発見した。加えて、この現象
は、Ｖ成分が最も顕著に生じるが、Nb、Tiを複合添加す
ることによっても同様に得られることも明らかになっ
た。

【００１５】本発明は、上記した知見に基づき、さらに
検討して完成されたものであり、本発明の要旨は下記の
とおりである。（１）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:
3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜
0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有
し、かつ、ＶとＣが、 0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
純物からなる組成を有し、主相であるフェライト相と、
組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相
を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とす
る、深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板。

【００１６】（２）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0
％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以
下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01
〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.
001〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下
含有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、 0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×
Ｃ/12 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
純物からなる組成を有し、主相であるフェライト相と、
組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相
を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とす
る、深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板。

【００１７】（３）上記組成に加えてさらに、質量％
で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群
を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記
載の深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板。記Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0
質量％以下Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0
質量％以下

【００１８】（４）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0
％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以
下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01
〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣが、 0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸
洗した後、冷間圧延を施し、その後、Ａ_c1〜Ａ_c3変態点
の温度域で連続焼鈍することを特徴とする、深絞り性に
優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。

【００１９】（５）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0
％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以
下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01
〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.
001〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下
含有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、 0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×
Ｃ/12 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸
洗した後、冷間圧延を施し、その後、Ａ_c1〜Ａ_c3変態点
の温度域で連続焼鈍することを特徴とする、深絞り性に
優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。

【００２０】（６）鋼スラブは、上記組成に加えてさら
に、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群
または２群を含有することを特徴とする請求項（４）又
は（５）に記載の深絞り性に優れた複合組織型高張力冷
延鋼板の製造方法。記Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0
質量％以下Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0
質量％以下

【００２１】

【発明の実施の形態】本発明の冷延鋼板は、引張強さ
（TS）が440MPa以上の深絞り性に優れた複合組織型高張
力冷延鋼板である。まず、本発明の冷延鋼板の組成を限
定した理由について説明する。なお、質量％は単に％と
記す。

【００２２】Ｃ：0.01〜0.08％Ｃは、鋼板の強度を増加し、さらにフェライトとマルテ
ンサイトの複合組織の形成を促進する元素であり、本発
明では複合組織形成の観点から0.01％以上、より好まし
くは0.015％以上含有する必要がある。なお、TS:540MPa
以上の高強度化を指向する場合にもＣは0.015％以上と
することが好ましい。一方、0.08％を超える含有は、{1
11}再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り成形性を低
下させる。このため、本発明では、Ｃ含有量は0.01〜0.
08％に限定した．なお、深絞り性の観点からは0.05％以
下とするのが好ましい。

【００２３】Si：2.0％以下 Siは、鋼板の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を
高強度化させることができる有用な強化元素であるが、
その含有量が2.0％を超えると、深絞り性の劣化を招く
とともに、表面性状が悪化する。このため、Siは2.0％
以下に限定した。

【００２４】Mn：3.0％以下 Mnは、鋼を強化する作用があり、さらにフェライトとマ
ルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を小さ
くして、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形成
を促進する作用を有しており、再結晶焼鈍後の冷却速度
に応じた量を含有させるのが好ましい。また、Mnは、Ｓ
による熟間割れを防止する有効な元素でもあるため、含
有するＳ量に応じて適量含有させるのが好ましい。しか
しながら、Mn含有量が3.0％を超えると、深絞り性およ
び溶接性が劣化する。このため、本発明ではMn含有量は
3.0％以下に限定した。尚、Mn含有量は、0.5％以上含有
させることが上記効果を顕著に発揮させる上で好まし
く、より好ましくは1.0％以上である。

【００２５】Ｐ：0.10％以下Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量含有させることができるが、Ｐ含有量が0.10％を超え
ると、プレス成形性が劣化する。このため、Ｐ含有量は
0.10％以下と限定した。なお、より優れたプレス成形性
が要求される場合には、Ｐ含有量は0.08％以下とするの
が好ましい。

【００２６】Ｓ：0.02％以下Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、成
形性、とくに伸びフランジ成形性の劣化をもたらす元素
であるため、できるだけ低減するのが好ましく、0.02％
以下に低減するとさほど悪影響を及ぼさなくなることか
ら、本発明ではＳ含有量は0.02％を上限とした。なお、
より優れた伸びフランジ成形性を要求される場合には、
Ｓ含有量は0.01％以下とするのが好ましく、より好まし
くは0.005％以下である。

【００２７】Al：0.005〜0.20％ Alは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上
させるのに有用な元素であるが、0.005％未満では添加
の効果がなく、一方、0.20％を越えて含有してもより一
層の脱酸効果は得られず、逆に深絞り性が劣化する．こ
のため、Alは0.005〜0.20％に限定した。なお、本発明
では、Al脱酸以外の脱酸方法による溶製方法を排除する
ものではなく、たとえばTi脱酸やSi脱酸を行ってもよ
く、これらの脱酸法による鋼板も本発明の範囲に含まれ
る。その際、CaやREM等を溶鋼に添加しても、本発明鋼
板の特徴はなんら阻害されず、CaやREM等を含む鋼板も
本発明範囲に含まれるのは勿論である。

【００２８】Ｎ：0.02％以下Ｎは、固溶強化や歪時効硬化で鋼板の強度を増加させる
元素であるが、0.02％を超えて含有すると、鋼板中に窒
化物が増加し、それにより鋼板の深絞り性が顕著に劣化
する。このため、Ｎは0.02％以下に限定した。なお、よ
りプレス成形性の向上が要求される場合には0.01％以下
とするのが好適であり、より好ましくは、0.004％以下
とする。

【００２９】Ｖ：0.01〜0.5％でかつ0.5×Ｃ／12≦Ｖ/51≦３×C/12 Ｖは、本発明において最も重要な元素であり、再結晶前
には固溶ＣをＶ炭化物として析出固定することにより、
{111}再結晶集合組織を発達させて高いr値を得ることが
でき、さらに、α−γのニ相域焼鈍時にはＶ炭化物を溶
解させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、
その後の冷却過程において容易にマルテンサイト変態さ
せることにより、フェライトとマルテンサイトの複合組
織を有する複合組織鋼板を得ることができる。このよう
な効果は、Ｖ含有量が0.01％以上、より好ましくは0.02
％以上でかつＣ含有量との関係で0.5×Ｃ／12≦Ｖ/51で
有効となる。一方、Ｖ含有量が0.5％を超えるかあるい
はＣ含有量との関係でＶ/51＞３×C／12であると、α-
γの２相域におけるＶ炭化物の溶解が起こりにくくなる
ため、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られ
にくくなる。したがって、Ｖ含有量は0.01〜0.5％でか
つ0.5×Ｃ／12≦Ｖ/51≦３×C/12に限定した。なお、Ｖ
/51≦２×C/12とすることが、フェライトとマルテンサ
イトの複合組織を得るうえで好ましい。

【００３０】また、本発明では、上記した組成に加え
て、質量％で、Nb：0.001〜0.3％およびTi:0.001〜0.3
％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、
かつ、Ｖ含有量とＣ含有量とが0.5×Ｃ／12≦Ｖ/51≦３
×C/12を満足することに代えて、Ｖ、Nb、Tiの各含有量
とＣの含有量とが、0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋
２×Ti/48）≦３×Ｃ/12なる関係を満たすことが好まし
い。

【００３１】Nb：0.001〜0.3％およびTi:0.001〜0.3％
のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、か
つ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×N
b/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12なる関係を満たすこと NbおよびTiはＶと同様に炭化物形成元素であって、上述
したＶと同様の作用を有する。すなわち、再結晶前には
固溶ＣをNbおよびTi炭化物として析出固定することによ
り、{111}再結晶集合組織を発達させて高いｒ値を得る
ことができ、さらにα−γの２相域での焼鈍時にはNbお
よびTi炭化物を溶解させて固溶Ｃを多量にオーステナイ
ト相に濃化させ、その後の冷却過程においてマルテンサ
イト変態させることにより、フェライトとマルテンサイ
トの複合組織を有する複合組織鋼板を得ることができ
る。但し、NbおよびTiの上述した効果は、Ｖに比べると
かなり小さいため、鋼スラブ中にＶを添加することな
く、NbやTiだけを添加しただけでは、本発明の効果であ
る深絞り性を十分に高めることはできない。

【００３２】具体的には、NbおよびTi含有量がそれぞれ
0.001％以上でかつＣおよびＶ含有量との関係で0.5×Ｃ
／12≦（Ｖ／51＋２×Nb／93＋２×Ti／48）であること
が上記効果を発揮する上で好ましい。一方、NbおよびTi
の単独添加で又は複合添加の合計で0.3％を超えるか、
あるいはＣとＶ含有量との関係で（Ｖ／51＋２×Nb/93
＋２×Ti/48）＞３×Ｃ／12の場合には、α−γの２相
域における炭化物の溶解が起こりにくくなるため、フェ
ライトとマルテンサイトの複合組織が得られにくくな
る。したがって、NbおよびTiのいずれか１方のみを添加
する場合には、ともに0.001〜0.3％の範囲とし、また、
NbおよびTiを複合添加する場合には、合計で0.3％以下
とし、かつＶおよびＣとの関係で0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51
＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12の範囲に限定し
た。

【００３３】また、本発明では、上記した鋼スラブの組
成に加えてさらに、下記に示すＡ群およびＢ群、すなわ
ち、Ａ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0％以
下Ｂ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で2.0％以
下のうちの１群または２群を含有することが好ましい。

【００３４】Ａ群: Cr、Moのうちの１種または２種を
合計で2.0％以下Ａ群：CrおよびMoは、いずれもMnと同様に、フェライト
とマルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を
小さくし、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形
成を促進する作用を有しており、必要に応じ含有でき
る。上記効果を得るための好ましいCr、Moの含有量の下
限値は、Cr：0.05％、Mo:0.05％である。但し、Cr、Mo
のうちの１種または２種で合計2.0％超えて含有する
と、深絞り性が低下する。このため、Ａ群：Cr、Moのう
ちの１種または２種を合計で2.0％以下に限定するのが
好ましい。

【００３５】Ｂ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合
計で2.0％以下Ｂ群：Cu、Niは、鋼を強化する作用があり、所望の強度
に応じて必要量含有することができるが、CuおよびNiを
単独添加でまたは複合添加の合計で2.0％を超えると、
深絞り性が劣化する傾向がある。このため、Cu、Niは１
種または２種を合計で2.0％以下とするのが好ましい。
なお、上記効果を得るための好ましいCu、Niの含有量の
下限値は、Cu：0.05％、Ni:0.05％である。

【００３６】なお、本発明では、上記した成分以外につ
いては、特に限定していないが、Ｂ、Ca、Zr、REM等を
通常の鋼組成の範囲内であれば含有させてもなんら問題
はない。

【００３７】上記した成分以外の残部はFeおよび不可避
的不純物である。不可避的不純物としては、例えばSb、
Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲と
しては、Sb:0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以
下、Co：0.1％以下の範囲である。

【００３８】次に、本発明鋼板の組織について説明す
る。本発明の冷延鋼板は、組織が、主相であるフェライ
ト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテン
サイト相を含む第２相とからなる組織を有する。

【００３９】低い降伏応力（YS）と高い延性（El）を有
し、優れた深絞り性を有する冷延鋼板とするために、本
発明では鋼板の組織を、主相であるフェライト相と、マ
ルテンサイト相を含む第２相との複合組織とする必要が
ある。主相であるフェライト相は、面積率で80％以上と
するのが好ましい。フェライト相が面積率で80％未満で
は、高い延性を確保することが困難となり、プレス成形
性が低下する傾向があるからである。また、さらに良好
な延性が要求される場合には、フェライト相を面積率で
85％以上とするのが好ましい。なお、複合組織の利点を
利用するため、フェライト相は99％以下とする必要があ
る。

【００４０】また、第２相として、本発明では、マルテ
ンサイト相を、組織全体に対する面積率で１％以上含有
する必要がある。マルテンサイトが面積率で１％未満で
は、低い降伏応力（YS）と高い延性（El）を同時に満足
させることができない。より好ましくはマルテンサイト
相は面積率で３％以上である。なお、第２相は、面積率
で１％以上のマルテンサイト相単独としても、あるいは
面積率で１％以上のマルテンサイト相と、副相としてそ
れ以外のパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナ
イト相のいずれかとの混合としてもよく、特に限定され
ない。ただし、これらパーライト相、ベイナイト相、残
留オーステナイト相は、前記マルテンサイト相の効果を
より有効に発揮させるため、これらの相の合計を第２相
の組織に対して面積率で50％以下とするのが好ましい。
上記した組織を有する冷延鋼板は、低降伏応力で高延性
を有する深絞り性に優れた鋼板である。

【００４１】次に、本発明の冷延鋼板の製造方法につい
て説明する。本発明の製造方法に用いられる鋼スラブの
組成は、上述した冷延鋼板の組成と同様であるので、鋼
スラブの限定理由の説明については省略する。本発明の
冷延鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを
素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工
程と、該熱延板を酸洗する酸洗工程と、該熱延板に冷間
圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶
焼鈍を施して冷延焼鈍板とする再結晶焼鈍工程とを順次
施すことにより製造される。

【００４２】使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を
防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、
造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼ス
ラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その
後、再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片の
ままで加熱炉に挿入する方法や、わずかの保熱を行った
後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延する方法などの
省エネルギープロセスも問題なく適用できる。

【００４３】上記した素材（鋼スラブ）を加熱し、熱間
圧延を施し熱延板とする熱延工程を施す。熱延工程は所
望の板厚の熱延板が製造できる条件であればよく、通常
の圧延条件を用いても特に問題はない。なお、参考のた
め、好適な熱延条件を以下に示しておく。

【００４４】スラブ加熱温度：900℃以上スラブ加熱温度は、析出物を粗大化させることにより、
{111}再結晶集合組織を発達させ、深絞り性を改善する
ため、低い方が望ましい。しかし、加熱温度が900℃未
満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時におけるトラブ
ル発生の危険性が増大する。このため、スラブ加熱温度
は900℃以上にすることが好ましい。また、酸化重量の
増加に伴うスケールロスの増大による歩留まりの低下な
どから、スラブ加熱温度の上限は1300℃とすることがよ
り好適である。なお、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱
間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シー
トバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用
することは、有効な方法であることは言うまでもない。

【００４５】仕上圧延終了温度：700℃以上仕上圧延終了温度（FDT）は、冷間圧延および再結晶焼
鈍後に優れた深絞り性が得られる均一な熱延母板組織を
得るため、700℃以上にすることが好ましい。すなわ
ち、仕上圧延終了温度が700℃未満では、熱延母板組織
が不均一となるとともに、熱間圧延時の圧延負荷が高く
なり、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大
するからである。

【００４６】巻取温度：800℃以下巻取温度は、800℃以下とするのが好ましい。すなわ
ち、巻取温度が800℃を超えると、スケールが増加しス
ケールロスにより歩留りが低下する傾向があるからであ
る。なお、巻取温度は200℃未満となると、鋼板形状が顕
著に乱れ、実際の使用にあたり不具合を生じる危険性が
増大するため、巻取温度の下限を200℃とすることがよ
り好適である。

【００４７】このように、本発明の熱延工程では、鋼ス
ラブを900℃以上に加熱した後、仕上圧延終了温度：700
℃以上とする熱間圧延を施し、800℃以下の巻取温度で
巻き取るのが好ましい。なお、本発明における熱間圧延
工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低滅するため、仕上
圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよ
い。加えて、潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化
や材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧
延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とすることが好ま
しい。

【００４８】また、相前後するシートバー同士を接合
し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすること
が好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間
圧延の操業安定性の観点からも望ましい。

【００４９】ついで、熱延板にスケール除去のため酸洗
を施す。酸洗工程は、常法に従えばよく、酸洗液として
は、例えば塩酸や硫酸系の処理液を用いることが好まし
い。さらに、熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする。冷
聞圧延条件は、所望の寸法形状の冷延板とすることがで
きればよく、特に限定されないが、冷間圧延時の圧下率
は40％以上とすることが好ましい。圧下率が40％未満で
は、｛111｝再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り
性が得られないからである。

【００５０】その後、再結晶焼鈍工程にて、冷延板に再
結晶焼鈍を行い冷延焼鈍板とする。再結晶焼鈍は、連続
焼鈍ラインで行う。再結晶焼鈍の焼鈍温度は、Ａ_c1〜Ａ
_c3変態点の温度範囲の（α＋γ）の２相域で行う必要が
ある。焼鈍温度がＡ_c1変態点よりも低いと、フェライト
単相組織となって、マルテンサイトを生成することがで
きなくなるからであり、一方、Ａ_c3変態点よりも高い
と、結晶粒が粗大化するとともに、オーステナイト単相
域となり、{111}再結晶集合組織が発達せずに深絞り性
が著しく劣化するからである。

【００５１】なお、再結晶焼鈍時の冷却は、マルテンサ
イトを生成することができ、フェライトとマルテンサイ
トの複合組織を得るため、冷却速度５℃／ｓ以上で行う
ことが好ましい。

【００５２】また、再結晶焼鈍工程後に、形状矯正、表
面粗度等の調整のために、伸び率10％以下の調質圧延を
加えてもよい。なお、本発明の冷延鋼板は、加工用冷延
鋼板としてのみならず、加工用表面処理鋼板の原板とし
ても適用できる。加工用表面処理鋼板としては、亜鉛め
っき鋼板（合金系を含む。）、錫めっき鋼板、ほうろう
等が挙げられる。また、本発明の冷延鋼板には、亜鉛め
っき後、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食
性等の改善のために特殊な処理を施してもよい。

【００５３】

【実施例】表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続
鋳造法でスラブとした。ついで、これら鋼スラブを1150
℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度：900℃、巻取温
度：650℃とする熱間圧延を施す熱延工程により、板厚
4.0ｍｍの熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これ
ら熱延鋼帯(熱延板）に酸洗、圧下率：70％で冷間圧延
を施す冷延工程により、板厚1.2ｍｍの冷延鋼帯（冷延
板）とした。ついで、これら冷延鋼帯(冷延板)に、連続
焼鈍ラインにて表２に示す焼鈍温度で再結晶焼鈍を施し
た。得られた鋼帯（冷延板）に、さらに伸び率：0.8％の
調質圧延を施した。

【００５４】得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方
向に直交する断面（Ｃ断面）について、光学顕微鏡ある
いは走査型電子顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、画像
解析装置を用いて主相であるフェライトの組織分率およ
び第２相の種類と組織分率を求めた。また、得られた鋼
帯から、JIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の
規定に準拠して引張試験を行い、降伏応力（YS）、引張
強さ（TS）、伸び（El）、降伏比（YR）およびランクフ
ォード値（ｒ値）を求めた。これらの結果を表２に示
す。

【００５５】

【表１】

【００５６】

【表２】

【００５７】表２に示す結果から、本発明例は、いずれ
も、低い降伏応力（YS）、高い伸び（El）および低い降
伏比（YR）を有し、さらに高いｒ値を示して、深絞り成
形性に優れるとともに、引張り強さが（TS）が440MPa以
上の高張力を有している。これに対し、本発明の範囲を
外れる比較例では、降伏応力（YS）が高いか、伸び（E
l）が低いか、あるいはｒ値が低くなっている。

【００５８】

【発明の効果】本発明によれば、優れた深絞り成形性を
有する高張力の冷延鋼板を安定して製造することができ
るという産業上格段の効果を奏する。本発明の冷延鋼板
を自動車部品に適用した場合、プレス成形が容易で、自
動車車体の軽量化に十分に寄与できるという効果もあ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】鋼スラブ中のＶおよびＣ含有量がr値と降伏
比（＝降伏応力（YS）/引張り強さ（TS）×100（％））
に及ぼす影響を示すための図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者坂田敬岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA05 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EB06 EB08 EB11 FA01 FA02 FA03 FC01 FC02 FC03 FC04 FE02 FE03 FH01 FJ05 FM02

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以
下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:
0.005〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01〜0.5％
を含有し、かつ、ＶとＣが、 0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
純物からなる組成を有し、主相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で
１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組
織を有することを特徴とする、深絞り性に優れた複合組
織型高張力冷延鋼板。
【請求項２】質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以
下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:
0.005〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01〜0.5％
を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.001〜0.
3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、
かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、 0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×
Ｃ/12 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
純物からなる組成を有し、主相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で
１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組
織を有することを特徴とする、深絞り性に優れた複合組
織型高張力冷延鋼板。
【請求項３】上記組成に加えてさらに、質量％で、下
記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群を含有
することを特徴とする請求項１又は２に記載の深絞り性
に優れた複合組織型高張力冷延鋼板。記Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0
質量％以下Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0
質量％以下
【請求項４】質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以
下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:
0.005〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01〜0.5％
を含有し、かつ、ＶとＣが、 0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸
洗した後、冷間圧延を施し、その後、Ａ_c1〜Ａ_c3変態点
の温度域で連続焼鈍することを特徴とする、深絞り性に
優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以
下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:
0.005〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01〜0.5％
を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.001〜0.
3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、
かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、 0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×
Ｃ/12 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸
洗した後、冷間圧延を施し、その後、Ａ_c1〜Ａ_c3変態点
の温度域で連続焼鈍することを特徴とする、深絞り性に
優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】鋼スラブは、上記組成に加えてさらに、
質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群また
は２群を含有することを特徴とする請求項４又は５に記
載の深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造
方法。記Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0
質量％以下Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0
質量％以下