JP2003231944A

JP2003231944A - プレス用薄鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2003231944A
Application number: JP2002033330A
Authority: JP
Inventors: Tatsuo Yokoi; 龍雄横井; Tetsuya Yamada; 徹哉山田; Mitsuru Yoshida; 満吉田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-02-12
Filing date: 2002-02-12
Publication date: 2003-08-19
Anticipated expiration: 2022-02-12
Also published as: JP3924178B2

Abstract

(57)【要約】【課題】引張強度が３８０〜５４０ＭＰａ級のプレス用
薄鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ＝０．０００５〜０．０１％、Ｓｉ＝
０．６〜１．８％、Ｍｎ＝０．１〜２％、Ｐ ≦０．１
％、Ｓ ≦０．０３％、を含み、残部がＦｅ及び不可避
的不純物からなる鋼であって、ポリゴナルフェライトの
体積率が９０％以上かつフェライト平均粒径が５０μｍ
以上２００μｍ以下でそのフェライト粒の展伸度が２以
下あることを特徴とするプレス用薄鋼板および該成分を
有する鋼片を粗圧延後にＡｒ₃変態点温度＋２０℃以上
の温度域で仕上圧延を終了し、その後６００℃以上で巻
き取ることを特徴とするプレス用薄鋼板の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明はプレス用薄鋼板およ
びその製造方法に関するものであり、特に３８０〜５４
０ＭＰａ級の引張強度であっても軟鋼板並みのプレス成
形性を得ることができる。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車の燃費向上などのために軽
量化を目的として、Ａｌ合金等の軽金属や高強度鋼板の
自動車部材への適用が進められている。ただし、Ａｌ合
金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの鋼
に比較して著しく高価であるためその適用は特殊な用途
に限られている。従ってより安価かつ広い範囲に自動車
の軽量化を推進するためには鋼板の高強度化が必要とさ
れている。材料の高強度化は一般的に成形性（加工性）
等の材料特性を劣化させるため、材料特性を劣化させず
に如何に高強度化を図るかが高強度鋼板開発のカギにな
る。特に内板部材、構造部材、足廻り部材用鋼板に求め
られる特性としてはバーリング加工性、延性、疲労耐久
性および耐食性等が重要であり高強度とこれら特性を如
何に高次元でバランスさせるかが重要である。

【０００３】しかしながら、現状で２７０〜３４０ＭＰ
ａ級程度の軟鋼板が使われている部材に５９０ＭＰａ級
以上の高強度鋼板を適用することはプレス現場での操
業、設備改善の前提なしでは難しく、当面は３８０〜５
４０ＭＰａ級程度の鋼板の使用がより現実的な解決策と
なる。３８０〜５４０ＭＰａの強度範囲で優れたプレス
成形性を得るための技術的アプローチは大きく分けて二
通り考えられる。一つは、ＲＨやＤＨなどの真空脱ガス
技術の発展にともない鋼中の固溶元素を低減し高純度化
し成形性を向上させた鋼として低炭素Ａｌキルド鋼に代
わって軟鋼板に広く用いられるようになった極低炭素鋼
やさらにＴｉ、Ｎｂ等の添加によって鋼中の固溶Ｃ、Ｎ
をｓｃａｖｅｎｇｉｎｇすることで飛躍的に成形性を向
上させたＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌａｔｏｍｓＦｒ
ｅｅｓｔｅｅｌ（以下ＩＦ鋼）の技術を応用し、Ｍ
ｎ、Ｐ、Ｓｉ等の固溶強化元素で強化する方法であり、
例えば特公昭５９−４２７４２号公報等に記載されてい
る。

【０００４】もう一つは、鋼のミクロ組織中に残留オー
ステナイトを含むことで成形中にＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓ
ｆｏｒｍａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄＰｌａｓｔｉｃ
ｉｔｙ）現象を発現させることで飛躍的に成形性を向上
させたＴＲＩＰ鋼であり、例えば特開２０００−１６９
９３５号公報および特開２０００−１６９９３６号公報
等に記載されている。しかし、上記に開示されている技
術は以下の理由によって３８０〜５４０ＭＰａの強度範
囲で優れたプレス成形性を得るためには不十分である。
前者は、２７０〜３４０ＭＰａの強度範囲では５０％前
後の高い破断伸びを示すが、Ｍｎ、Ｐ、Ｓｉ等の固溶強
化元素で強化すると高純度化の効果が失われ急激に延び
が劣化し、４４０ＭＰａ程度の強度レベルでは３６％前
後の破断伸びである。

【０００５】一方、後者は残留オーステナイトのＴＲＩ
Ｐ現象で５９０ＭＰａ程度の強度レベルでは３５％を超
える破断伸びを示すが、３８０〜５４０ＭＰａの強度範
囲の鋼板を得るためには必然的にＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等の元
素を低減させなければならずＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等の元素の
元素を３８０〜５４０ＭＰａの強度範囲のレベルまで低
減するとＴＲＩＰ現象を得るために必要な残留オーステ
ナイトを室温でミクロ組織中に保つことができない。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は、３
８０〜５４０ＭＰａ級の強度範囲であっても安定して４
０％以上の延びもしくは１８０００ＭＰａ・％以上の強
度−延性バランス（引張強度×破断伸び）が得られるプ
レス用薄鋼板およびその製造方法に関する。すなわち、
本発明は、プレス用薄鋼板およびその鋼板を安価に安定
して製造できる方法を提供することを目的とするもので
ある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、現在通常
に採用されている製造設備により工業的規模で生産され
ている３８０〜５４０ＭＰａ級鋼板の製造プロセスを念
頭において、３８０〜５４０ＭＰａ級の強度範囲であっ
ても安定して４０％以上の延びもしくは１８０００ＭＰ
ａ・％以上の強度−延性バランスを得るべく鋭意研究を
重ねた。その結果、Ｃ＝０．０００５〜０．０１％、
Ｓｉ＝０．６〜１．８％、Ｍｎ＝０．１〜２％、Ｐ ≦
０．１％、Ｓ ≦０．０３％、を含み、残部がＦｅ及び
不可避的不純物からなる鋼であって、ポリゴナルフェラ
イトの体積率が９０％以上かつフェライト平均粒径が５
０μｍ以上２００μｍ以下でそのフェライト粒の展伸度
が２以下あることが非常に有効であることを新たに見出
し、本発明をなしたものである。

【０００８】即ち、本発明の要旨は、以下の通りであ
る。（１）質量％にて、Ｃ＝０．０００５〜０．０１％、
Ｓｉ＝０．６〜１．８％、Ｍｎ＝０．１〜２％、Ｐ ≦
０．１％、Ｓ ≦０．０３％、Ａｌ＝０．００５〜１
％、を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼
であって、ポリゴナルフェライトの体積率が９０％以上
かつフェライト平均粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下
でそのフェライト粒の展伸度が２以下あることを特徴と
する、プレス用薄鋼板。（２）（１）記載の鋼が、さらに、質量％にて、Ｔｉ
＝０．０１〜０．１％、を含み、さらにＴｉ−４８／１
２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％、を満たす範
囲でＴｉを含有することを特徴とする、プレス用薄鋼
板。

【０００９】（３）（１）ないし（２）のいずれか１
項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、Ｎｂ＝０．０１
〜０．１％、を含み、さらにＴｉ+４８／９３Ｎｂ−４
８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％、を満
たす範囲でＴｉとＮｂを含有することを特徴とする、プ
レス用薄鋼板。（４）（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の鋼
が、さらに、質量％にて、Ｂ＝０．０００２〜０．０
０２％、を含有することを特徴とする、プレス用薄鋼
板。

【００１０】（５）（１）ないし（４）のいずれか１
項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、Ｃａ＝０．００
０５〜０．００２％、ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２
％、の一種または二種を含有することを特徴とする、プ
レス用薄鋼板。（６）（１）ないし（５）のいずれか１項に記載の鋼
が、さらに、質量％にて、Ｃｕ＝０．２〜１．２％、Ｎ
ｉ＝０．１〜０．６％、Ｍｏ＝０．０５〜１％、Ｖ＝
０．０２〜０．２％、Ｃｒ＝０．０１〜１％、Ｚｒ＝
０．０２〜０．２％の一種または二種以上を含有するこ
とを特徴とする、プレス用薄鋼板。

【００１１】（７）（１）ないし（６）のいずれか１
項に記載の薄鋼板に亜鉛めっきが施されていることを特
徴とする、プレス用薄鋼板。（８）（１）ないし（６）のいずれか１項に記載の成
分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際に、該成
分を有する鋼片を粗圧延後にＡｒ₃変態点温度＋２０℃
以上の温度域で仕上圧延を終了し、その後６００℃以上
で巻き取ることを特徴とするプレス用薄鋼板の製造方
法。

【００１２】（９）（８）記載の熱間圧延に際し、Ａ
ｒ₃変態点温度＋１００℃以下の温度域での仕上げ圧延
の合計圧下率が鋼板厚の２５％以上であることを特徴と
するプレス用薄鋼板の製造方法。（１０）（８）または（９）に記載の熱間圧延に際
し、粗圧延終了から仕上圧延開始までの間または／およ
び仕上げ圧延中に粗バーまたは圧延材を加熱することを
特徴とするプレス用薄鋼板の製造方法。

【００１３】（１１）（８）ないし（１０）のいずれ
か１項に記載の熱間圧延に際し、粗圧延終了から仕上げ
圧延開始までの間にデスケーリングを行うことを特徴と
するプレス用薄鋼板の製造方法。（１２）（１）ないし（６）のいずれか１項に記載の
成分を有する薄鋼板を得るために該成分を有する鋼片を
熱間圧延、続く酸洗、冷間圧延後、回復温度以上Ａｃ₃
変態点温度以下での焼鈍を行い、冷却することを特徴と
するプレス用薄鋼板の製造方法。

【００１４】（１３）（８）ないし（１１）のいずれ
か１項に記載の製造方法に際し、熱間圧延後に亜鉛めっ
き浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきすることを特
徴とするプレス用薄鋼板の製造方法。（１４）（１２）に記載の製造方法に際し、焼鈍後、
亜鉛めっきすることを特徴とするプレス用薄鋼板の製造
方法。（１５）（１３）または（１４）に記載の製造方法に
際し、亜鉛めっき後、合金化処理することを特徴とする
プレス用薄鋼板の製造方法。

【００１５】

【発明の実施の形態】以下に、本発明に至った基礎研究
結果について説明する。破断伸びとフェライト平均粒径
の関係を調査するために次のような実験を行った。すな
わち、０．００２％Ｃ−０．０１％Ｐ−０.００１％Ｓ
−０．０３％Ａｌを基本としＳｉ添加量を０．１〜２％
の間で変化させそれに伴いＭｎ添加量を引張強度が４４
０ＭＰａ程度になるように調整し溶製した鋳片をいずれ
かの温度で熱間仕上圧延を終了して後、６００℃で巻き
取った素材を準備し、これらの鋼板について引張試験を
行った。

【００１６】図１にＳｉ添加量と熱間仕上圧延終了温度
（ＦＴ）とＡｒ₃変態点温度との差（ＦＴ−Ａｒ₃）でフ
ェライト平均粒径および展伸度で整理した結果を示す。
さらに、得られた鋼板の破断伸びをフェライト平均粒径
および展伸度で整理した結果を図２に示す。これらの結
果よりＳｉ添加量および熱間仕上圧延終了温度（ＦＴ）
とＡｒ₃変態点温度との差（ＦＴ−Ａｒ₃）とフェライト
平均粒径には強い相関があり、熱間仕上圧延終了温度が
Ａｒ₃変態点温度＋２０℃以上でフェライト平均粒径が
５０μｍ以上となり、さらにこのフェライト粒径の範囲
で破断伸びが著しく向上することが判明した。このメカ
ニズムは必ずしも明らかではないが、Ａｒ₃変態点温度
が高いＳｉ含有鋼では高温での熱間仕上圧延終了後にγ
→α変態後のフェライト粒が粒成長することにより、転
位の移動障壁の一つである粒界密度が減少し高い破断伸
びが得られたと推測される。

【００１７】なお、フェライト平均粒径の測定法はＪＩ
ＳＧ０５５２鋼のフェライト結晶粒度試験法に記載
の切断法、または平均円相当径と仮定して画像処理装置
等より得られる値を採用した。展伸度はＪＩＳＧ０
５５２鋼のフェライト結晶粒度試験法に記載の測定方法
に従った。また、ここでＡｒ₃変態点温度とは、例えば
以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示され
る。すなわちＡｒ₃＝９１０−３１０×％Ｃ＋２５×％Ｓｉ−８０×
％Ｍｎである。次に本発明における鋼板のミクロ組織ついて詳
細に説明する。優れた破断伸びを得るためには、ポリゴ
ナルフェライトの体積率が９０％以上かつフェライト平
均粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下でそのフェライト
粒の展伸度が２以下あることが必要である。優れた破断
伸びを確保するためにフェライト単相が望ましい。ただ
し、必要に応じ一部ベイナイトを含むことを許容するも
のである。また、合計５％以下の不可避的なマルテンサ
イト、残留オーステナイトおよびパーライトを含むこと
を許容するものである。なお、ここで言うベイナイトと
はベイニティックフェライトおよびアシュキュラーフェ
ライト組織も含む。ただし、穴拡げ性を確保するために
は、粗大な炭化物を含むパーライトの体積分率は５％未
満が望ましい。

【００１８】一方、フェライト平均粒径が５０μｍ未満
では本発明の効果を得られず、２００μｍ超では肌荒れ
が顕著になる傾向がある。従って、フェライト平均粒径
は５０μｍ以上２００μｍ以下と限定する。二次加工性
という観点からは１５０μｍ以下が望ましい。ここで、
フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、パーラ
イト、マルテンサイトの体積分率とは鋼板板幅の１／４
Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断
面に研磨し、ナイタール試薬を用いてエッチングし、光
学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板
厚の１／４ｔにおけるミクロ組織の面積分率で定義され
る。

【００１９】続いて、本発明の化学成分の限定理由につ
いて説明する。Ｃは、０．０１％超含有していると加工
性が劣化するので、０．０１％以下とする。また０．０
００５％未満を達成するためには精錬コストの増大が著
しいので０．０００５％以上とする。Ｓｉは、本発明に
おいて最も重要な元素の一つである。固溶強化元素とし
て強度上昇に有効であるばかりでなく、鋼のＡｒ₃変態
点温度を上昇させ、高温での熱間仕上圧延終了後にγ→
α変態後のフェライト粒の粒成を長促進させることによ
り高い破断伸びを実現する。前記の効果を得るために
は、０．６％以上含有する必要がある。しかし、１．８
％超含有するとＡｒ₃変態点温度が高くなりすぎてγ域
で圧延を終了することができなくなり塑性異方性を示す
ようになる。そこで、Ｓｉの含有量は０．６％以上、
１．８％以下とする。

【００２０】Ｍｎは、固溶強化元素として強度上昇に有
効である。所望の強度を得るためには、０．１％以上必
要である。また、Ｍｎ以外にＳによる熱間割れの発生を
抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されない場合には
質量％でＭｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが
望ましい。一方、２％超添加すると強度上昇により加工
性が劣化するため、２％以下とする。

【００２１】Ｐは、不純物であり低いほど望ましく、
０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼす
ので、０．１％以下とする。Ｓは、熱間圧延時の割れを
引き起こすばかりでなく、多すぎると穴拡げ性を劣化さ
せるＡ系介在物を生成するので極力低減させるべきであ
るが、０．０３％以下ならば許容できる範囲である。Ａ
ｌは、溶鋼脱酸のために０．００５％以上添加する必要
があるが、コストの上昇を招くため、その上限を１％と
する。また、あまり多量に添加すると、非金属介在物を
増大させ伸びを劣化させるので望ましくは０．５％以下
とする。Ｔｉは、Ａ系介在物を形成するＳや侵入型固溶
元素であるＣ、Ｎなどを析出物として固定し鋼の延性や
時効性等を改善する効果があるので必要に応じて添加す
る。ただし、０．０１％未満ではその効果を安定して得
ることができないので０．０１％以上添加する。一方、
０．１％超添加すると溶融亜鉛めっきの密着性を悪く
し、プレス成形時にパウダリングを起こすので、０．１
％以下好ましくは０．０５％以下がよい。また、Ｎを析
出固定し二次加工性に有効なＢを確保するためには、Ｔ
ｉ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％で十分である
が、Ｃを析出固定し、延性に寄与するためにはＴｉ−４
８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％の条件
を満たすことが必要である。ここで、ＳおよびＮはＣよ
りも比較的高温域でＴｉと析出物を形成するのでＴｉ≧
４８／１２Ｃを確保するためには必然的にＴｉ−４８／
１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％の条件を満
たすことが必要である。

【００２２】Ｎｂは、Ｔｉと同様にＣを析出物として固
定し延性性や時効性を向上させるので必要に応じて添加
する。ただし、０．０１％未満ではその効果を安定して
得るために不十分であり、０．１％超含有してもその効
果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従っ
てＮｂの含有量は０．０１％以上、０．１％以下とす
る。さらに、Ｃを析出固定し、延性に寄与するためには
Ｔｉ+４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−
４８／３２Ｓ≧０％の条件を満たすことが必要である。
ここでＮｂはＴｉよりも比較的低温で炭化物を形成する
ためＴｉ+４８／９３Ｎｂ≧４８／１２Ｃを確保するた
めには必然的にＴｉ+４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−
４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％の条件を満たすこと
が必要である。Ｂは、固溶Ｃ量の減少が原因と考えられ
るＰによる粒界脆化を抑制し二次加工割れを防止する効
果があるので必要に応じ添加する。ただし、０．０００
２％未満ではその効果を得るために不十分であり、０．
００２％超添加するとスラブ割れが起こる。よって、Ｂ
の添加は、０．０００２％以上、０．００２％以下とす
る。

【００２３】ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となった
り、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させ
て無害化する元素である。ただし、０．０００５％未満
添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．００２％
超、ＲＥＭならば０．０２％超添加してもその効果が飽
和するのでＣａ＝０．０００５〜０．００２％、ＲＥＭ
＝０．０００５〜０．０２％添加することが望ましい。
さらに、強度を付与するために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒの析出強化もしくは固溶強化元素の一種
または二種以上を添加してもよい。ただし、それぞれ、
０．２％、０．１％、０．０５％、０．０２％、０．０
１％、０．０２％未満ではその効果を得ることができな
い。また、それぞれ、１．２％、０．６％、１％、０．
２％、１％、０．２％を超え添加してもその効果は飽和
する。なお、これらを主成分とする鋼にＳｎ、Ｃｏ、Ｚ
ｎ、Ｗ、Ｍｇを合計で１％以下含有しても構わない。し
かしながらＳｎは熱間圧延時に疵が発生する恐れがある
ので０．０５％以下が望ましい。

【００２４】また、Ｎについては、本発明の効果を得る
ために特に限定する必要はないが、Ｃ同様に侵入型固溶
元素であり延性や時効性を劣化させる元素であり、Ｃよ
りも高温にてＴｉおよびＮｂと析出物を形成し、Ｃを固
定するのに有効なＴｉおよびＮｂを減少させる。従って
極力低減させるべきであるが、０．００５％以下ならば
許容できる範囲なので０．００５％以下が望ましい。次
に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に詳細
に述べる。本発明は、鋳造後、熱間圧延後冷却ままもし
くは熱間圧延後、熱間圧延後冷却・酸洗し冷延した後に
熱処理、あるいは熱延鋼板もしくは冷延鋼板を溶融めっ
きラインにて熱処理を施したまま、更にはこれらの鋼板
に別途表面処理を施すことによっても得られる。

【００２５】本発明において熱間圧延に先行する製造方
法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉
等による溶製に引き続き各種の２次製錬で目的の成分含
有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳
造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの
方法で鋳造すればよい。原料にはスクラップを使用して
も構わない。連続鋳造よって得たスラブの場合には高温
鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷
却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。
スラブ再加熱温度については特に制限はないが、１４０
０℃以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留ま
りが低下するので、再加熱温度は１４００℃未満が望ま
しい。また、１０００℃未満の加熱ではスケジュール上
操業効率を著しく損なうため、スラブ再加熱温度は１０
００℃以上が望ましい。さらには、１１００℃未満の加
熱ではスケールオフ量が少なくスラブ表層の介在物をス
ケールと共に後のデスケーリングによって除去できなく
なる可能性が、スラブ再加熱温度は１１００℃以上が望
ましい。

【００２６】熱間圧延工程は、粗圧延を終了後、仕上げ
圧延を行うが、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）をＡｒ₃変
態点温度＋２０℃以上とするためには少なくとも仕上げ
圧延噛込み温度がＡｒ₃変態点温度＋１５０℃以上であ
ることが望ましい。ただし、粗圧延終了から仕上圧延開
始までの間または／および仕上げ圧延中に粗バーまたは
圧延材を加熱する場合は、この限りではなく仕上げ圧延
噛込み温度がＡｒ₃変態点温度＋１００℃以上であるよ
うに加熱すればよい。さらに望ましくはＡｒ₃変態点温
度＋１５０℃以上である。粗圧延終了から仕上圧延開始
までの間または／および仕上げ圧延中での粗バーまたは
圧延材の加熱は必要に応じて行う。特に本発明のうちで
も優れた破断延びを安定して得るためにはＭｎＳ等の微
細析出を抑制することが有効である。通常、ＭｎＳ等の
析出物は１２５０℃程度のスラブ再加熱で再固溶が起こ
り、後の熱間圧延中に微細析出する。従って、スラブ再
加熱温度を１１５０℃程度に制御しＭｎＳ等の再固溶を
抑制できれば延性を改善できる。ただし、圧延終了温度
を本発明の範囲にするためには粗圧延終了から仕上圧延
開始までの間または／および仕上げ圧延中での粗バーま
たは圧延材の加熱が有効な手段となる。粗圧延終了と仕
上げ圧延開始の間にデスケーリングを行う場合は、鋼板
表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リット
ル／ｃｍ²）≧０．００２５の条件を満たすことが望ま
しい。

【００２７】鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐは以下のよ
うに記述される。（「鉄と鋼」１９９１ｖｏｌ．７７
Ｎｏ．９ｐ１４５０参照）Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ₀×Ｖ／Ｈ² ただし、Ｐ₀（ＭＰａ）：液圧力Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離流量Ｌは以下のように記述される。Ｌ（リットル／ｃｍ²）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ）ただし、Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量Ｗ（ｃｍ）：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たって
いる幅ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度衝突圧Ｐ×流量Ｌの上限は本発明の効果を得るためには
特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させると
ノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、
０．０２以下とすることが望ましい。

【００２８】さらに、仕上げ圧延後の鋼板の最大高さＲ
ｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１
２．５ｍｍ）以下であることが望ましい。これは、例え
ば金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページ
に記載されている通り熱延または酸洗ままの鋼板の疲労
強度は鋼板表面の最大高さＲｙと相関があることから明
らかである。また、その後の仕上げ圧延はデスケーリン
グ後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために５
秒以内に行うのが望ましい。

【００２９】また、粗圧延と仕上げ圧延の間にシートバ
ーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際
に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能
を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行
ってもよい。仕上げ圧延は、熱延鋼板として最終製品に
する場合においては、その仕上げ圧延後半にＡｒ₃変態
点温度＋１００℃以下の温度域で合計圧下率２５％以上
の圧延を行う。ここでＡｒ₃変態点温度とは、例えば以
下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。
すなわちＡｒ₃＝９１０−３１０×％Ｃ＋２５×％Ｓｉ−８０×
％ＭｎＡｒ₃変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下
率２５％未満であると圧延されたオーステナイトの再結
晶核の核生成が十分に起こらずオーステナイト粒の微細
化が不十分となり仕上げ圧延終了後のフェライトの析出
が促進されず、本発明が規定するミクロ組織が安定して
得られない。より安定して本発明が規定するミクロ組織
を得るためにはＡｒ₃変態点温度＋１００℃以下の温度
域での合計圧下率を３５％以上とすることが望ましい。

【００３０】仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）はＡｒ₃変態
点温度＋２０℃未満であるとα＋γの二相域圧延となる
可能性があり圧延後のフェライト粒に加工組織が残留し
延性が劣化する恐れがあるのでＡｒ₃変態点温度＋２０
℃以上とする。本発明において巻取温度（ＣＴ）は６０
０℃以上とする。６００℃未満では、巻取後にフェライ
ト粒の粒成長が進行せず本発明の効果を得られない恐れ
がある。従って、巻取温度（ＣＴ）は６００℃以上と限
定する。熱間圧延工程終了後は必要に応じて酸洗し、そ
の後インラインまたはオフラインで圧下率１０％以下の
スキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施
しても構わない。次に、冷延鋼板として最終製品にする
場合であるが、熱間での仕上げ圧延条件は特に限定しな
い。仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）はＡｒ₃変態点温度未
満としても差し支えないが、その場合は、圧延前もしく
は圧延中に析出したフェライトに強い加工組織が残留す
るため、続く巻取処理または加熱処理により回復、再結
晶させることが望ましい。ただし、より良好な延性を得
るためには、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）はＡｒ₃変態
点温度＋２０℃以上であることが望ましい。

【００３１】続く酸洗後に冷間圧延された鋼板の熱処理
は連続焼鈍工程を前提としている。まず、熱処理は回復
温度以上Ａｃ₃変態点温度以下の温度域で行う。この熱
処理温度（ＳＴ）が回復温度未満の場合には加工組織が
残留し延性を著しく劣化させるので、熱処理温度（Ｓ
Ｔ）は回復温度以上とする。さらに良好な延性を得るた
めには、再結晶温度以上が望ましい。また、熱処理温度
（ＳＴ）がＡｃ₃変態点温度超では、再結晶によって生
成したフェライトがオーステナイトへ変態し、冷却時に
フェライトに変態するためにフェライト粒が微細化さ
れ、本発明の効果が得られない。さらにはＡｃ₁変態点
温度以下では変態が起こらず再結晶したフェライトが粒
成長するのでＡｃ₁変態点温度以下が望ましい。ここで
Ａｃ₃変態点、Ａｃ₁変態点温度とは、例えばレスリー鉄
鋼材科学（１９８５年発行、熊井浩野田龍彦訳、丸善株
式会社）２７３頁に記載の計算式により鋼成分との関係
で示される。回復温度以上Ａｃ₃変態点温度以下の温度
域での保持時間は特に限定しないが、５秒未満では、回
復または再結晶が十分に完了しない恐れがあるので５秒
以上が望ましい。一方、１５０秒超の熱処理を行っても
その効果が飽和するばかりでなく生産性を低下させるの
で、保持時間は５〜１５０秒間が望ましい。その後の冷
却条件については特に限定しないが、通常の連続焼鈍操
業条件に準ずる冷却速度で本発明の効果が得られる。

【００３２】さらにその後、必要に応じてスキンパス圧
延を実施する。酸洗後の熱延鋼板、もしくは上記の再結
晶熱処理終了後の冷延鋼板に亜鉛めっきを施すために
は、亜鉛めっき浴中に浸積し、必要に応じて合金化処理
してもよい。

【００３３】

【実施例】以下に、実施例により本発明をさらに説明す
る。表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｇの鋼は、転炉に
て溶製して、連続鋳造後、表２に示す加熱温度で再加熱
し、粗圧延に続く仕上げ圧延で１．２〜５．５ｍｍの板
厚にした後に巻き取った。ただし、表中の化学組成につ
いての表示は質量％である。また、鋼Ｂについては粗圧
延後に衝突圧２．７ＭＰａ、流量０．００１リットル／
ｃｍ²の条件でデスケーリングを施した。さらに、表２
に示すように鋼Ｅの一部については熱間圧延工程後、酸
洗、冷延、熱処理を行った。板厚は０．７〜２．３ｍｍ
である。一方、上記鋼板のうち鋼Ｅ−２および鋼Ｇにつ
いては、亜鉛めっきを施した。

【００３４】

【表１】

【００３５】製造条件の詳細を表２に示す。ここで、
「ＳＲＴ」はスラブ加熱温度、「ＦＴ」は仕上げ圧延温
度を示す。ただし、後に冷延工程にて圧延を行う場合は
このような制限の限りではないので「―」とした。ま
た、「粗バー加熱」は粗圧延終了から仕上圧延開始まで
の間または／および仕上げ圧延中に粗バーまたは圧延材
を加熱の有無を示した。さらに「ＣＴ」とは巻取温度を
示している。ただし、冷延鋼板の場合は製造の条件とし
て特に限定する必要がないので「―」とした。次に、
「ＳＴ」とは、熱処理温度（焼鈍）、「Ｔｉｍｅ」は熱
処理時間である。このようにして得られた薄鋼板の引張
試験は、供試材を、まず、ＪＩＳＺ２２０１記載の５
号試験片に加工し、ＪＩＳＺ２２４１記載の試験方
法に従って行った。表２に降伏強度（ＹＰ）、引張強度
（ＴＳ）、破断伸び（Ｅｌ）を示す。ここで、フェライ
トの体積分率とは鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ
位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨、エッチン
グし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察
された板厚の１／４ｔにおけるミクロ組織の面積分率で
定義される。

【００３６】

【表２】

【００３７】本発明に沿うものは、鋼Ａ−１、Ａ−４、
Ｂ、Ｃ、Ｅ−１、Ｅ−２、Ｇの７鋼であり、所定の量の
鋼成分を含有し、ポリゴナルフェライトの体積率が９０
％以上かつフェライト平均粒径が５０μｍ以上２００μ
ｍ以下でそのフェライト粒の展伸度が２以下あることを
特徴とする、プレス用薄鋼板が得られており、従って、
本発明記載の方法によって評価した従来鋼の伸びまたは
強度−延性バランスを上回っている。

【００３８】上記以外の鋼は、以下の理由によって本発
明の範囲外である。すなわち、鋼Ａ-２は、巻取温度
（ＣＴ）が本発明請求項８の範囲外であるので、請求項
１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な強度−
延性バランスが得られていない。鋼Ａ-３、鋼Ａ-５は、
それぞれ仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）が本発明請求項９
の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ
組織が得られず十分な強度−延性バランスが得られてい
ない。鋼Ｄは、Ｓｉの含有量が本発明請求項１の範囲外
であるので請求項１記載の目的とするミクロ組織が得ら
れず十分な強度−延性バランスが得られていない。鋼Ｅ
-３と鋼Ｅ−４は、それぞれ熱処理温度（ＳＴ）が本発
明請求項１１の範囲外であるので請求項１記載の目的と
するミクロ組織が得られず十分な強度−延性バランスが
得られていない。鋼Ｅ−５は、熱処理時間（Ｔｉｍｅ）
が短いので請求項１記載の目的とするミクロ組織が得ら
れず十分な強度−延性バランスが得られていない。鋼Ｆ
は、Ｓｉの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので
請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な
強度−延性バランスが得られていない。

【００３９】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明は、プレス
用薄鋼板およびその製造方法に関するものであり、これ
らの鋼板を用いることにより安価かつ安定的に３８０〜
５４０ＭＰａ級の引張強度であっても軟鋼板並みのプレ
ス成形性を得ることができるため、本発明は、工業的価
値が高い発明であると言える。

【図面の簡単な説明】

【図１】平均フェライト粒径および展伸度をＳｉ添加量
と製造条件の関係で示す図である。

【図２】平均フェライト粒径および展伸度と破断伸びの
関係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者吉田満大分市大字西ノ洲１番地新日本製鐵株式会社大分製鐵所内Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA04 EA09 EA11 EA13 EA15 EA17 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA35 EA36 EB02 EB03 EB06 EB07 EB08 EB09 EB11 FA03 FB04 FB10 FC04 FE05 FJ05 GA05 JA07

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％にて、Ｃ＝０．０００５〜０．０１％、Ｓｉ＝０．６〜１．８％、Ｍｎ＝０．１〜２％、Ｐ ≦０．１％、Ｓ ≦０．０３％、Ａｌ＝０．００５〜１％、を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であ
って、ポリゴナルフェライトの体積率が９０％以上かつ
フェライト平均粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下でそ
のフェライト粒の展伸度が２以下あることを特徴とす
る、プレス用薄鋼板。
【請求項２】請求項１に記載の鋼が、さらに、質量％
にて、Ｔｉ＝０．０１〜０．１％、を含み、さらにＴｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０
％を満たす範囲でＴｉを含有することを特徴とする、プレ
ス用薄鋼板。
【請求項３】請求項１ないし請求項２のいずれか１項
に記載の鋼が、さらに、質量％にて、Ｎｂ＝０．０１〜０．１％、を含み、さらにＴｉ+４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−
４８／３２Ｓ≧０％、を満たす範囲でＴｉとＮｂを含有することを特徴とす
る、プレス用薄鋼板。
【請求項４】請求項１ないし請求項３のいずれか１項
に記載の鋼が、さらに、質量％にて、Ｂ＝０．０００２〜０．００２％、を含有することを特徴とする、プレス用薄鋼板。
【請求項５】請求項１ないし請求項４のいずれか１項
に記載の鋼が、さらに、質量％にて、Ｃａ＝０．０００５〜０．００２％、ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％、の一種または二種を含有することを特徴とする、プレス
用薄鋼板。
【請求項６】請求項１ないし請求項５のいずれか１項
に記載の鋼が、さらに、質量％にて、Ｃｕ＝０．２〜１．２％、Ｎｉ＝０．１〜０．６％、Ｍｏ＝０．０５〜１％、Ｖ＝０．０２〜０．２％、Ｃｒ＝０．０１〜１％、Ｚｒ＝０．０２〜０．２％、の一種または二種以上を含有することを特徴とする、プ
レス用薄鋼板。
【請求項７】請求項１ないし請求項６のいずれか１項
に記載の薄鋼板に亜鉛めっきが施されていることを特徴
とする、プレス用薄鋼板。
【請求項８】請求項１ないし請求項６のいずれか１項
に記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する
際に、該成分を有する鋼片を粗圧延後にＡｒ ₃変態点温
度＋２０℃以上の温度域で仕上圧延を終了し、その後６
００℃以上で巻き取ることを特徴とするプレス用薄鋼板
の製造方法。
【請求項９】請求項８記載の熱間圧延に際し、Ａｒ₃
変態点温度＋１００℃以下の温度域での仕上げ圧延の合
計圧下率が鋼板厚の２５％以上であることを特徴とする
プレス用薄鋼板の製造方法。
【請求項１０】請求項８または請求項９に記載の熱間
圧延に際し、粗圧延終了から仕上圧延開始までの間また
は／および仕上げ圧延中に粗バーまたは圧延材を加熱す
ることを特徴とするプレス用薄鋼板の製造方法。
【請求項１１】請求項８ないし請求項１０のいずれか
１項に記載の熱間圧延に際し、粗圧延終了から仕上げ圧
延開始までの間にデスケーリングを行うことを特徴とす
るプレス用薄鋼板の製造方法。
【請求項１２】請求項１ないし請求項６のいずれか１
項に記載の成分を有する薄鋼板を得るために該成分を有
する鋼片を熱間圧延、続く酸洗、冷間圧延後、回復温度
以上Ａｃ₃変態点温度以下での焼鈍を行い、冷却するこ
とを特徴とするプレス用薄鋼板の製造方法。
【請求項１３】請求項８ないし請求項１１のいずれか
１項に記載の製造方法に際し、熱間圧延後に亜鉛めっき
浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきすることを特徴
とするプレス用薄鋼板の製造方法。
【請求項１４】請求項１２に記載の製造方法に際し、
焼鈍後、亜鉛めっきすることを特徴とするプレス用薄鋼
板の製造方法。
【請求項１５】請求項１３または１４に記載の製造方
法に際し、亜鉛めっき後、合金化処理することを特徴と
するプレス用薄鋼板の製造方法。