JP2003321733A - 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 - Google Patents
深絞り性に優れた高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 プレス時の断面形状が複雑な用途に適してお
り、溶融亜鉛めっきが可能であり、加工性の指標である
深絞り性に優れた引張強度５００ＭＰａ以上の高張力冷
延鋼板ならびにそのを提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１
％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、残部が実質的にＦｅであり、原子比で０．５≦Ｃ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たし、組織が実質的に
フェライト単相で、１０ｎｍ以上３０ｎｍ未満の炭化物
が分散している。
り、溶融亜鉛めっきが可能であり、加工性の指標である
深絞り性に優れた引張強度５００ＭＰａ以上の高張力冷
延鋼板ならびにそのを提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１
％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、残部が実質的にＦｅであり、原子比で０．５≦Ｃ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たし、組織が実質的に
フェライト単相で、１０ｎｍ以上３０ｎｍ未満の炭化物
が分散している。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車などの自走
機用部材の素材に適した深絞り性に優れた５００ＭＰａ
以上の引張強度を有する高張力冷延鋼板ならびにその製
造方法および加工方法に関する。
機用部材の素材に適した深絞り性に優れた５００ＭＰａ
以上の引張強度を有する高張力冷延鋼板ならびにその製
造方法および加工方法に関する。
【０００２】
【従来技術】環境保全につながる燃費向上の観点から、
自動車用鋼板の高強度薄肉化が強く求められている。自
動車用部材はプレス成形により得られる複雑な形状のも
のが多く、高強度でありながら深絞り性に優れた材料が
必要である。
自動車用鋼板の高強度薄肉化が強く求められている。自
動車用部材はプレス成形により得られる複雑な形状のも
のが多く、高強度でありながら深絞り性に優れた材料が
必要である。
【０００３】従来、このような鋼板には、特開２００２
−６９５７４号公報に記載されているような、鋼板中に
ベイナイト、マルテンサイト、残留γ相などの硬質相を
分散させた鋼が提案されている。しかしながら、このよ
うな鋼は熱延段階で微細炭化物が多量に含まれていたた
め、冷間圧延・焼鈍で深絞り性を向上させる集合組織の
発達が抑制され、深絞り性に優れたものではない。ま
た、単相組織で高強度鋼板を実現した技術が特開平９−
３０２４４０号公報に開示されている。これは、鋼板を
均一なベイナイトとすることで、クラックの発生を抑制
し、高強度と曲げ性を良好なものとしたものである。し
かしながら、ベイナイト単相とすることで曲げ性は改善
するものの、焼鈍時に一旦オーステナイト単相域まで加
熱することから、冷間圧延で発達した集合組織はランダ
ム化し、深絞り性は十分ではない。さらに、特開平９−
１１１３９６号公報には、フェライトとマルテンサイト
の粒径を規定し、かつマルテンサイトの体積率を限定す
ることで、耐衝撃性に優れた高張力鋼板が提案されてい
る。しかしながら、この技術においても、一部がオース
テナイト変態するまで高温焼鈍することから、集合組織
がランダム化するとともにマルテンサイト部分が深絞り
に寄与せず、深絞り性の劣化が避けられない。さらに
は、マルテンサイト生成のためにＳｉを多量に添加しな
ければならず、溶融亜鉛めっきによる防食は不可能であ
った。
−６９５７４号公報に記載されているような、鋼板中に
ベイナイト、マルテンサイト、残留γ相などの硬質相を
分散させた鋼が提案されている。しかしながら、このよ
うな鋼は熱延段階で微細炭化物が多量に含まれていたた
め、冷間圧延・焼鈍で深絞り性を向上させる集合組織の
発達が抑制され、深絞り性に優れたものではない。ま
た、単相組織で高強度鋼板を実現した技術が特開平９−
３０２４４０号公報に開示されている。これは、鋼板を
均一なベイナイトとすることで、クラックの発生を抑制
し、高強度と曲げ性を良好なものとしたものである。し
かしながら、ベイナイト単相とすることで曲げ性は改善
するものの、焼鈍時に一旦オーステナイト単相域まで加
熱することから、冷間圧延で発達した集合組織はランダ
ム化し、深絞り性は十分ではない。さらに、特開平９−
１１１３９６号公報には、フェライトとマルテンサイト
の粒径を規定し、かつマルテンサイトの体積率を限定す
ることで、耐衝撃性に優れた高張力鋼板が提案されてい
る。しかしながら、この技術においても、一部がオース
テナイト変態するまで高温焼鈍することから、集合組織
がランダム化するとともにマルテンサイト部分が深絞り
に寄与せず、深絞り性の劣化が避けられない。さらに
は、マルテンサイト生成のためにＳｉを多量に添加しな
ければならず、溶融亜鉛めっきによる防食は不可能であ
った。
【０００４】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、自動車部品のようにプレス時の断面形状が複
雑な用途に適しており、防食のための溶融亜鉛めっきが
可能であり、深絞り性に優れた引張強度５００ＭＰａ以
上の高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方
法を提供することを目的とする。
であって、自動車部品のようにプレス時の断面形状が複
雑な用途に適しており、防食のための溶融亜鉛めっきが
可能であり、深絞り性に優れた引張強度５００ＭＰａ以
上の高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方
法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得
た。 （ｉ）高張力冷延鋼板の深絞り性を上げるには、熱延段
階における硬質第二相、粗大セメンタイトやパーライト
をなくし、フェライト単相とすることで、冷間圧延時の
集合組織の発達を促進するのが有効である。 （ii）焼鈍においては、冷間圧延・再結晶集合組織を破
壊しないため、フェライト単相域で焼鈍を行うのが望ま
しい。このとき、焼鈍後の析出物のサイズを１０ｎｍ以
上、３０ｎｍ未満とすることで、再結晶を可能とし、析
出強化と両立させることができる。 （iii）得られた焼鈍板もフェライト単相とすること
で、冷間圧延・焼鈍後の再結晶集合組織を有効に活用す
ることができ、深絞り性が向上する。 （iv）鋼の組成を原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋
Ｗ）≦１．５としたときに、熱延板炭化物は粒内に微細
析出し、フェライト単相熱延鋼板を得ることができる。 （ｖ）冷延鋼板の強化に析出物を用いることでＳｉ添加
は不要となり、防食を目的とした溶融亜鉛めっきが可能
となる。
を達成すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得
た。 （ｉ）高張力冷延鋼板の深絞り性を上げるには、熱延段
階における硬質第二相、粗大セメンタイトやパーライト
をなくし、フェライト単相とすることで、冷間圧延時の
集合組織の発達を促進するのが有効である。 （ii）焼鈍においては、冷間圧延・再結晶集合組織を破
壊しないため、フェライト単相域で焼鈍を行うのが望ま
しい。このとき、焼鈍後の析出物のサイズを１０ｎｍ以
上、３０ｎｍ未満とすることで、再結晶を可能とし、析
出強化と両立させることができる。 （iii）得られた焼鈍板もフェライト単相とすること
で、冷間圧延・焼鈍後の再結晶集合組織を有効に活用す
ることができ、深絞り性が向上する。 （iv）鋼の組成を原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋
Ｗ）≦１．５としたときに、熱延板炭化物は粒内に微細
析出し、フェライト単相熱延鋼板を得ることができる。 （ｖ）冷延鋼板の強化に析出物を用いることでＳｉ添加
は不要となり、防食を目的とした溶融亜鉛めっきが可能
となる。
【０００６】本発明はこれらの知見に基づいて完成され
たものであり、以下の（１）〜（７）を提供する。
たものであり、以下の（１）〜（７）を提供する。
【０００７】（１）重量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．
１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、残部が実質的にＦｅであり、原子比で０．５≦Ｃ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たし、組織が実質的に
フェライト単相で、１０ｎｍ以上、３０ｎｍ未満のＴｉ
と、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が析出
していることを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強
度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板。
１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、残部が実質的にＦｅであり、原子比で０．５≦Ｃ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たし、組織が実質的に
フェライト単相で、１０ｎｍ以上、３０ｎｍ未満のＴｉ
と、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が析出
していることを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強
度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板。
【０００８】（２）重量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．
１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、さらに、Ｖ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち
１種以上を含み、残部が実質的にＦｅであり、原子比で
０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を
満たし、組織が実質的にフェライト単相で、１０ｎｍ以
上、３０ｎｍ未満のＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以
上とを含む炭化物が析出していることを特徴とする、５
００ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高
張力冷延鋼板。
１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、さらに、Ｖ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち
１種以上を含み、残部が実質的にＦｅであり、原子比で
０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を
満たし、組織が実質的にフェライト単相で、１０ｎｍ以
上、３０ｎｍ未満のＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以
上とを含む炭化物が析出していることを特徴とする、５
００ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高
張力冷延鋼板。
【０００９】（３）上記（１）または（２）において、
さらに、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦０．５％、Ｃｕ≦
０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭ
の合計≦０．１％以下を含むことを特徴とする、５００
ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力
冷延鋼板。
さらに、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦０．５％、Ｃｕ≦
０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭ
の合計≦０．１％以下を含むことを特徴とする、５００
ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力
冷延鋼板。
【００１０】（４）上記（１）から（３）のいずれかの
成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧
延し、５５０℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼
板を製造後、さらにスケール除去し、その後、冷間圧延
を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９０
０℃まで加熱して焼鈍することを特徴とする、５００Ｍ
Ｐａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力冷
延鋼板の製造方法。
成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧
延し、５５０℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼
板を製造後、さらにスケール除去し、その後、冷間圧延
を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９０
０℃まで加熱して焼鈍することを特徴とする、５００Ｍ
Ｐａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力冷
延鋼板の製造方法。
【００１１】（５）上記（１）から（３）のいずれかの
成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧
延し、５５０℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼
板を製造後、さらにスケール除去し、その後、冷間圧延
を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９０
０℃まで加熱して焼鈍した後、溶融亜鉛系めっきを施す
ことを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強度を有す
る深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧
延し、５５０℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼
板を製造後、さらにスケール除去し、その後、冷間圧延
を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９０
０℃まで加熱して焼鈍した後、溶融亜鉛系めっきを施す
ことを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強度を有す
る深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
【００１２】（６）上記（１）から（３）のいずれかの
高張力冷延鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、
前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形
品に加工する第２の工程とを有する高張力冷延鋼板の加
工方法。
高張力冷延鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、
前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形
品に加工する第２の工程とを有する高張力冷延鋼板の加
工方法。
【００１３】（７）上記（６）において、プレス成形品
は、自動車用部品である高張力冷延鋼板の加工方法。
は、自動車用部品である高張力冷延鋼板の加工方法。
【００１４】（８）上記（１）から（３）のいずれかに
記載の高張力冷延鋼板により製造された自動車用部品。
記載の高張力冷延鋼板により製造された自動車用部品。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下、本発明について、金属組
織、化学成分組成、製造方法に分けて具体的に説明す
る。
織、化学成分組成、製造方法に分けて具体的に説明す
る。
【００１６】［金属組織］本発明に係る高張力冷延鋼板
は、実質的にフェライト単相組織であり、フェライト中
にＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物
が分散している。この炭化物の大きさは１０ｎｍ以上３
０ｎｍ未満である。この炭化物はこれらに加え、Ｎｂお
よびＶの１種以上を含んでいてもよい。以下、これらに
ついて説明する。
は、実質的にフェライト単相組織であり、フェライト中
にＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物
が分散している。この炭化物の大きさは１０ｎｍ以上３
０ｎｍ未満である。この炭化物はこれらに加え、Ｎｂお
よびＶの１種以上を含んでいてもよい。以下、これらに
ついて説明する。
【００１７】・実質的にフェライト単相組織：マトリッ
クスを実質的にフェライト単相組織としたのは、複合組
織にすると第二相の体積分だけ集合組織がランダム化
し、深絞り性が劣化するためである。ただし、マトリッ
クスは必ずしも完全にフェライト単相組織でなくともよ
く、実質的にフェライト単相組織、好ましくは面積比率
で９５％以上フェライトであればよい。さらに好ましく
は９８％以上である。
クスを実質的にフェライト単相組織としたのは、複合組
織にすると第二相の体積分だけ集合組織がランダム化
し、深絞り性が劣化するためである。ただし、マトリッ
クスは必ずしも完全にフェライト単相組織でなくともよ
く、実質的にフェライト単相組織、好ましくは面積比率
で９５％以上フェライトであればよい。さらに好ましく
は９８％以上である。
【００１８】・Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうちの１種以上
とを含む炭化物：炭化物にＴｉと、ＭｏおよびＷのうち
の１種以上とを含ませることは、本発明の重要な要件で
ある。熱延板組織をフェライト単相にし、粒内に微細析
出物を分散させ、通常粒界に析出するセメンタイトやパ
ーライトの析出を抑制するには、これらの元素を含む炭
化物を形成させなければならない。従来の技術では、Ｔ
ｉＣやＮｂＣを用いており、熱延板マトリックスをフェ
ライト単相にすると不可避的に粗大なセメンタイトやパ
ーライトが生成する。ＭｏおよびＷのうち１種以上を含
有させることで、粗大なセメンタイトやパーライトの生
成を抑制するとともに効果的に粒内に微細な炭化物を析
出させることができる。
とを含む炭化物：炭化物にＴｉと、ＭｏおよびＷのうち
の１種以上とを含ませることは、本発明の重要な要件で
ある。熱延板組織をフェライト単相にし、粒内に微細析
出物を分散させ、通常粒界に析出するセメンタイトやパ
ーライトの析出を抑制するには、これらの元素を含む炭
化物を形成させなければならない。従来の技術では、Ｔ
ｉＣやＮｂＣを用いており、熱延板マトリックスをフェ
ライト単相にすると不可避的に粗大なセメンタイトやパ
ーライトが生成する。ＭｏおよびＷのうち１種以上を含
有させることで、粗大なセメンタイトやパーライトの生
成を抑制するとともに効果的に粒内に微細な炭化物を析
出させることができる。
【００１９】・炭化物粒径が１０ｎｍ以上３０ｎｍ未
満：炭化物の大きさは重要である。冷延鋼板中の炭化物
の粒径が１０ｎｍ未満では、焼鈍時に再結晶が抑制さ
れ、加工組織が残留してしまい、一方、３０ｎｍ以上で
はフェライト単相で５００ＭＰａ以上の強度を得難くな
る。したがって、焼鈍後の炭化物の大きさを１０ｎｍ以
上３０ｎｍ未満とした。
満：炭化物の大きさは重要である。冷延鋼板中の炭化物
の粒径が１０ｎｍ未満では、焼鈍時に再結晶が抑制さ
れ、加工組織が残留してしまい、一方、３０ｎｍ以上で
はフェライト単相で５００ＭＰａ以上の強度を得難くな
る。したがって、焼鈍後の炭化物の大きさを１０ｎｍ以
上３０ｎｍ未満とした。
【００２０】鋼成分としてＮｂおよびＶの１種以上を含
む場合には、炭化物にＮｂおよびＶの１種以上が含まれ
ることになるが、これらが複合した炭化物もＴｉと、Ｍ
ｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物と同様、安定
的に微細に存在できる。ただし、Ｎｂ、Ｖ量はＴｉ量の
半分以下が好ましい。
む場合には、炭化物にＮｂおよびＶの１種以上が含まれ
ることになるが、これらが複合した炭化物もＴｉと、Ｍ
ｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物と同様、安定
的に微細に存在できる。ただし、Ｎｂ、Ｖ量はＴｉ量の
半分以下が好ましい。
【００２１】［熱延板組織］熱延板段階で組織をフェラ
イト単相とすることは重要である。熱延板中に粗大なセ
メンタイトやパーライトが存在すると、冷間圧延時にそ
の回りの組織がランダム化し、深絞り性が劣化するから
である。ただし、完全にフェライト単相でなくてもよ
く、実質的なフェライト単相組織であればよい。好まし
くは面積率で９５％以上フェライトであり、さらに好ま
しく９８％以上である。
イト単相とすることは重要である。熱延板中に粗大なセ
メンタイトやパーライトが存在すると、冷間圧延時にそ
の回りの組織がランダム化し、深絞り性が劣化するから
である。ただし、完全にフェライト単相でなくてもよ
く、実質的なフェライト単相組織であればよい。好まし
くは面積率で９５％以上フェライトであり、さらに好ま
しく９８％以上である。
【００２２】［化学成分組成］本発明では、上記金属組
織を実現するために、その成分組成を、重量％で、Ｃ：
０．０１％超〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．
２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ
≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．
２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％の
うち１種以上を含み、残部が実質的にＦｅからなり、原
子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満た
すものとする。さらに、上述のように複合析出物にＮｂ
およびＶの１種以上を含有させる場合には、上記成分に
加えＮｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％のうち１種以上
を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、０．５≦Ｃ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を満たすものと
する。以下、これら各成分について説明する。
織を実現するために、その成分組成を、重量％で、Ｃ：
０．０１％超〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．
２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ
≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．
２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％の
うち１種以上を含み、残部が実質的にＦｅからなり、原
子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満た
すものとする。さらに、上述のように複合析出物にＮｂ
およびＶの１種以上を含有させる場合には、上記成分に
加えＮｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％のうち１種以上
を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、０．５≦Ｃ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を満たすものと
する。以下、これら各成分について説明する。
【００２３】Ｃ：０．０１％超〜０．１％
Ｃは炭化物を形成し、鋼を強化するのに有効である。し
かし、０．０１％以下では、鋼の強化が不十分であり、
０．１％を超えて添加すると熱延板でパーライトが形成
されやすくなることから、冷延板の深絞り性が劣化す
る。このため、Ｃ含有量を０．０１％超〜０．１％とし
た。望ましくは０．１５％以上、さらに望ましくは０．
０２％以上である。
かし、０．０１％以下では、鋼の強化が不十分であり、
０．１％を超えて添加すると熱延板でパーライトが形成
されやすくなることから、冷延板の深絞り性が劣化す
る。このため、Ｃ含有量を０．０１％超〜０．１％とし
た。望ましくは０．１５％以上、さらに望ましくは０．
０２％以上である。
【００２４】Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは固溶強化には有効な元素であるが、０．３％を超
えて添加すると、フェライトからのＣ析出が促進され
て、熱延段階でのセメンタイトやパーライトの生成が促
進されてしまう。また、Ｓｉを０．３％以上添加した場
合には、亜鉛めっきのめっき密着性が劣化する。これら
の理由により、Ｓｉ含有量を０．３％以下とした。
えて添加すると、フェライトからのＣ析出が促進され
て、熱延段階でのセメンタイトやパーライトの生成が促
進されてしまう。また、Ｓｉを０．３％以上添加した場
合には、亜鉛めっきのめっき密着性が劣化する。これら
の理由により、Ｓｉ含有量を０．３％以下とした。
【００２５】Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｍｎは固溶強化により鋼を強化する観点からは０．２％
以上必要であるが、２．０％を超えて添加すると偏析
し、熱延中にパーライトが生成しやすくなる。このた
め、Ｍｎの含有量を０．２〜２．０％とした。鋼を強化
する観点から０．５％以上が好ましく、表面性状を重視
する場合には１．５％未満が好ましい。
以上必要であるが、２．０％を超えて添加すると偏析
し、熱延中にパーライトが生成しやすくなる。このた
め、Ｍｎの含有量を０．２〜２．０％とした。鋼を強化
する観点から０．５％以上が好ましく、表面性状を重視
する場合には１．５％未満が好ましい。
【００２６】Ｐ：０．０４％以下
Ｐは固溶強化に有効であるが、０．０４％を超えて添加
すると粒界に偏析して冷間圧延時および焼鈍時に好まし
くない集合組織を発達させるため、０．０４％以下とし
た。
すると粒界に偏析して冷間圧延時および焼鈍時に好まし
くない集合組織を発達させるため、０．０４％以下とし
た。
【００２７】Ｓ：０．０２％以下
Ｓは少ないほど好ましく、０．０２％を超えると深絞り
性を低下させるため、０．０２％以下とした。好ましく
は０．０１％以下であり、さらに好ましくは０．００５
％以下であり、望ましくは０．００３％以下である。
性を低下させるため、０．０２％以下とした。好ましく
は０．０１％以下であり、さらに好ましくは０．００５
％以下であり、望ましくは０．００３％以下である。
【００２８】Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは脱酸剤として添加される。しかし、０．１％を超
えると鋼の脆化を招くことから、０．１％以下とした。
えると鋼の脆化を招くことから、０．１％以下とした。
【００２９】Ｎ：０．００６％以下
Ｎは少ないほど好ましく、０．００６％を超えると粗大
な窒化物が増え、延性を劣化させるため、０．００６％
以下とした。
な窒化物が増え、延性を劣化させるため、０．００６％
以下とした。
【００３０】Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは本発明において重要な元素であり、パーライト変
態を抑制しつつＴｉとの微細な炭化物、または、Ｎｂお
よびＶの１種以上を含む場合にはＴｉに加えＮｂおよび
Ｖの１種以上を含む微細な炭化物を粒内に形成し、これ
により、熱延板をフェライト単相化することで優れた深
絞り性が得られ、かつ鋼も強化することができる。しか
し、０．５％を超えると熱延板中に硬質相が形成され逆
に冷延板の深絞り性が劣化する。このため、Ｍｏ含有量
を０．５％以下とした。Ｗを添加しない場合には、この
ような効果を得るためにはＭｏが０．０５％以上必要で
あることから、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とする。
態を抑制しつつＴｉとの微細な炭化物、または、Ｎｂお
よびＶの１種以上を含む場合にはＴｉに加えＮｂおよび
Ｖの１種以上を含む微細な炭化物を粒内に形成し、これ
により、熱延板をフェライト単相化することで優れた深
絞り性が得られ、かつ鋼も強化することができる。しか
し、０．５％を超えると熱延板中に硬質相が形成され逆
に冷延板の深絞り性が劣化する。このため、Ｍｏ含有量
を０．５％以下とした。Ｗを添加しない場合には、この
ような効果を得るためにはＭｏが０．０５％以上必要で
あることから、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とする。
【００３１】Ｗ：１．０％以下
ＷもＭｏと同様、本発明において重要な元素であり、パ
ーライト変態を抑制しつつＴｉとの微細な炭化物、また
は、ＮｂおよびＶの１種以上を含む場合にはＴｉに加え
ＮｂおよびＶの１種以上を含む微細な炭化物を粒内に形
成し、これにより、熱延板をフェライト単相化すること
で優れた深絞り性が得られ、かつ鋼も強化することがで
きる。しかし、１．０％を超えて添加すると熱延板中に
硬質相が形成され冷延板の深絞り性が低下する傾向にあ
る。このため、Ｗの含有量を１．０％とした。Ｍｏを添
加しない場合には、このような効果を得るためにはＷが
０．１％以上必要であることから、Ｗ含有量を０．１％
以上とする。
ーライト変態を抑制しつつＴｉとの微細な炭化物、また
は、ＮｂおよびＶの１種以上を含む場合にはＴｉに加え
ＮｂおよびＶの１種以上を含む微細な炭化物を粒内に形
成し、これにより、熱延板をフェライト単相化すること
で優れた深絞り性が得られ、かつ鋼も強化することがで
きる。しかし、１．０％を超えて添加すると熱延板中に
硬質相が形成され冷延板の深絞り性が低下する傾向にあ
る。このため、Ｗの含有量を１．０％とした。Ｍｏを添
加しない場合には、このような効果を得るためにはＷが
０．１％以上必要であることから、Ｗ含有量を０．１％
以上とする。
【００３２】Ｔｉ：０．０３〜０．２％
Ｔｉは本発明において重要な元素である。ＭｏやＷと微
細炭化物を形成することで、熱延板組織をフェライト単
相化し、冷延板の優れた深絞り性を実現する。しかし、
０．０３％未満では、鋼を強化する効果が不十分であ
り、０．２％を超えると熱延板中にベイナイトが生成す
る傾向がある。したがって、Ｔｉの含有量を０．０３〜
０．２％とした。
細炭化物を形成することで、熱延板組織をフェライト単
相化し、冷延板の優れた深絞り性を実現する。しかし、
０．０３％未満では、鋼を強化する効果が不十分であ
り、０．２％を超えると熱延板中にベイナイトが生成す
る傾向がある。したがって、Ｔｉの含有量を０．０３〜
０．２％とした。
【００３３】Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは組織の細粒化に有効であり、かつＴｉとＭｏおよ
び／またはＷとともに微細炭化物を形成することから、
必要に応じて添加する。しかし、Ｎｂ量が０．０８％を
超えると結晶粒が一方向に伸び、深絞り性に好ましくな
い集合組織が発達するため、Ｎｂを含有させる場合には
０．０８％以下とする。Ｎｂの組織微細化効果を得る観
点からは０．００５％以上が好ましい。
び／またはＷとともに微細炭化物を形成することから、
必要に応じて添加する。しかし、Ｎｂ量が０．０８％を
超えると結晶粒が一方向に伸び、深絞り性に好ましくな
い集合組織が発達するため、Ｎｂを含有させる場合には
０．０８％以下とする。Ｎｂの組織微細化効果を得る観
点からは０．００５％以上が好ましい。
【００３４】Ｖ：０．１５％以下
Ｖの析出は遅いため、炭化物の析出タイミングを調整す
るために必要に応じて添加する。しかし、Ｖ含有量が
０．１５％を超えると熱延板中に硬質相が形成され冷延
板の深絞り性が劣化するため、Ｖを含有させる場合には
０．１５％以下とする。
るために必要に応じて添加する。しかし、Ｖ含有量が
０．１５％を超えると熱延板中に硬質相が形成され冷延
板の深絞り性が劣化するため、Ｖを含有させる場合には
０．１５％以下とする。
【００３５】以上の成分規定の他、原子比で０．５≦Ｃ
／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たす必要がある。本
発明では、熱延板組織をフェライト単相とし、粗大なセ
メンタイトやパーライトの析出を抑制する必要がある。
そのため、０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５と
規定する。Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）が０．５未満では、
ベイニティックフェライトが生成し、冷延板の深絞り性
が劣化し、１．５を超えると熱延板粒界への粗大なセメ
ンタイトやパーライトの生成を抑制することができな
い。好ましくは、０．８≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦
１．２である。ＶおよびＮｂの１種以上を添加する場合
には、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎ
ｂ）≦１．５と規定する。好ましくは、０．８≦Ｃ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．２である。なお、
上記の原子比でＣ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）あるいはＣ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）が０．５〜１．５とは、
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋
（Ｗ／１８４）｝あるいは（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４
８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｎｂ／９
３）＋（Ｖ／５１）｝（ただし、これらの式中Ｃ、Ｔ
ｉ、Ｍｏ、Ｗ，Ｖ，Ｎｂは各成分の重量％を表す）の値
が０．５〜１．５となることを意味している。
／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たす必要がある。本
発明では、熱延板組織をフェライト単相とし、粗大なセ
メンタイトやパーライトの析出を抑制する必要がある。
そのため、０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５と
規定する。Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）が０．５未満では、
ベイニティックフェライトが生成し、冷延板の深絞り性
が劣化し、１．５を超えると熱延板粒界への粗大なセメ
ンタイトやパーライトの生成を抑制することができな
い。好ましくは、０．８≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦
１．２である。ＶおよびＮｂの１種以上を添加する場合
には、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎ
ｂ）≦１．５と規定する。好ましくは、０．８≦Ｃ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．２である。なお、
上記の原子比でＣ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）あるいはＣ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）が０．５〜１．５とは、
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋
（Ｗ／１８４）｝あるいは（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４
８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｎｂ／９
３）＋（Ｖ／５１）｝（ただし、これらの式中Ｃ、Ｔ
ｉ、Ｍｏ、Ｗ，Ｖ，Ｎｂは各成分の重量％を表す）の値
が０．５〜１．５となることを意味している。
【００３６】なお、本発明においては、耐二次加工脆
性、耐食性向上のため、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦０．
５、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．０１
％、ＲＥＭ≦０．１％の１種類以上を含んでいても特性
上問題はない。
性、耐食性向上のため、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦０．
５、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．０１
％、ＲＥＭ≦０．１％の１種類以上を含んでいても特性
上問題はない。
【００３７】［製造方法］本発明では、上記高張力冷延
鋼板を製造するに際し、オーステナイト単相域で熱間圧
延し、５５０℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼
板を製造後、さらにスケール除去し、その後、冷間圧延
を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９０
０℃まで加熱して焼鈍することが好ましい。以下、これ
ら条件について説明する。
鋼板を製造するに際し、オーステナイト単相域で熱間圧
延し、５５０℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼
板を製造後、さらにスケール除去し、その後、冷間圧延
を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９０
０℃まで加熱して焼鈍することが好ましい。以下、これ
ら条件について説明する。
【００３８】・仕上圧延終了温度
仕上圧延終了温度は深絞り性に重要である。オーステナ
イト単相域を維持することができない温度で圧延を行う
と粗大粒が発生して深絞り性が損なわれるので、仕上げ
圧延終了までオーステナイト単相域を維持する。
イト単相域を維持することができない温度で圧延を行う
と粗大粒が発生して深絞り性が損なわれるので、仕上げ
圧延終了までオーステナイト単相域を維持する。
【００３９】・巻取温度５５０℃以上
熱延板中で微細析出物が生成しないと粗大なセメンタイ
トやパーライトが生成しやしくなる。また、熱延板をフ
ェライト単相にするには高温で巻き取ることが必要であ
る。そこで、本発明において重要な、Ｔｉと、Ｍｏおよ
びＷのうち１種以上とを含む炭化物を熱延板段階で析出
させ、さらにマトリックスをフェライトとするために
は、５５０℃以上の巻き取りが必要である。更に熱延板
でフェライト単相組織を得るためには６００℃以上が好
ましい。なお、巻取温度が６７５℃を超えるとパーライ
トが生成しやすくなることから、６７５℃以下が望まし
い。
トやパーライトが生成しやしくなる。また、熱延板をフ
ェライト単相にするには高温で巻き取ることが必要であ
る。そこで、本発明において重要な、Ｔｉと、Ｍｏおよ
びＷのうち１種以上とを含む炭化物を熱延板段階で析出
させ、さらにマトリックスをフェライトとするために
は、５５０℃以上の巻き取りが必要である。更に熱延板
でフェライト単相組織を得るためには６００℃以上が好
ましい。なお、巻取温度が６７５℃を超えるとパーライ
トが生成しやすくなることから、６７５℃以下が望まし
い。
【００４０】・１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００
〜９００℃の温度で焼鈍 １０℃／ｓｅｃ未満の加熱速度で加熱すると、熱延板段
階で析出した炭化物が冷間圧延後の焼鈍加熱中に粗大化
しやすくなり、５００ＭＰａ以上の強度が得られなくな
る。このため、加熱速度を１０℃／ｓｅｃ以上とした。
加熱温度については、マトリックスを再結晶させるため
には８００℃以上で焼鈍する必要があるが、９００℃を
超えるとオーステナイトに変態して本発明の効果が失わ
れる。このため、焼鈍温度を８００〜９００℃とした。
〜９００℃の温度で焼鈍 １０℃／ｓｅｃ未満の加熱速度で加熱すると、熱延板段
階で析出した炭化物が冷間圧延後の焼鈍加熱中に粗大化
しやすくなり、５００ＭＰａ以上の強度が得られなくな
る。このため、加熱速度を１０℃／ｓｅｃ以上とした。
加熱温度については、マトリックスを再結晶させるため
には８００℃以上で焼鈍する必要があるが、９００℃を
超えるとオーステナイトに変態して本発明の効果が失わ
れる。このため、焼鈍温度を８００〜９００℃とした。
【００４１】［めっき］本発明の高張力冷延鋼板は、表
面に溶融亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛系めっき
鋼板とすることも可能である。溶融亜鉛系めっきを行っ
た後に、合金化反応を続けて行った合金化溶融亜鉛系め
っき鋼板も含む。溶融亜鉛系めっき鋼板を製造する際に
は、焼鈍後に連続的に、連続溶融亜鉛系めっきラインに
て溶融亜鉛系めっきを行うことが可能である。ここで、
溶融亜鉛系めっきとは、めっき皮膜が実質的にＺｎから
なる溶融めっき、またはＺｎを主体する溶融めっきであ
り、亜鉛の他にＣｒ、Ｍｎ等の合金元素が含まれていて
もよい。
面に溶融亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛系めっき
鋼板とすることも可能である。溶融亜鉛系めっきを行っ
た後に、合金化反応を続けて行った合金化溶融亜鉛系め
っき鋼板も含む。溶融亜鉛系めっき鋼板を製造する際に
は、焼鈍後に連続的に、連続溶融亜鉛系めっきラインに
て溶融亜鉛系めっきを行うことが可能である。ここで、
溶融亜鉛系めっきとは、めっき皮膜が実質的にＺｎから
なる溶融めっき、またはＺｎを主体する溶融めっきであ
り、亜鉛の他にＣｒ、Ｍｎ等の合金元素が含まれていて
もよい。
【００４２】本発明の高張力冷延鋼板は、加工性に優
れ、特に深絞り性に優れているのでこれをプレス成形し
た場合、その特質が活かされ、自動車用部材、特にリー
ンフォースメント等のプレス時の断面形状が複雑な補強
部材を良好な品質で製造することができ、特に、プレス
成形品の軽量化に資することができる。以下に具体的
に、本発明に係る高張力鋼板の加工方法、換言すればプ
レス成形品の製造方法について説明する。
れ、特に深絞り性に優れているのでこれをプレス成形し
た場合、その特質が活かされ、自動車用部材、特にリー
ンフォースメント等のプレス時の断面形状が複雑な補強
部材を良好な品質で製造することができ、特に、プレス
成形品の軽量化に資することができる。以下に具体的
に、本発明に係る高張力鋼板の加工方法、換言すればプ
レス成形品の製造方法について説明する。
【００４３】図１は、本発明に係る高張力鋼板の加工方
法の作業フローの一例を示すフローチャートである。こ
の作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造するこ
とまたはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的
場所に搬送することを前工程としており、まず、本発明
に係る高張力鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ
１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に
対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁
断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ
３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所
定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を
終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法
および形状のプレス成形品または被プレス加工部材とし
て切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の
工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め
考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（し
たがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施さ
れ、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形
品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多
段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多
い。
法の作業フローの一例を示すフローチャートである。こ
の作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造するこ
とまたはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的
場所に搬送することを前工程としており、まず、本発明
に係る高張力鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ
１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に
対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁
断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ
３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所
定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を
終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法
および形状のプレス成形品または被プレス加工部材とし
て切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の
工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め
考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（し
たがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施さ
れ、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形
品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多
段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多
い。
【００４４】Ｓ４の工程は、Ｓ２およびＳ３の工程を経
由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する
工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業
は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプ
レス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わ
ないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の
切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作
業であっても構わない。
由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する
工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業
は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプ
レス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わ
ないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の
切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作
業であっても構わない。
【００４５】なお、図１中、Ｎ１ないしＮ３は、鋼板、
部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による
搬送作業である場合がある。
部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による
搬送作業である場合がある。
【００４６】こうして製造されるプレス成形品は、必要
に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、
プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調
整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納す
る工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成
形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工
程がある。
に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、
プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調
整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納す
る工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成
形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工
程がある。
【００４７】図２は、図１に示した作業を実際に行う装
置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブ
ロック図である。この図においては、本発明に係る高張
力鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機によ
りプレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレ
スを行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定さ
れない。
置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブ
ロック図である。この図においては、本発明に係る高張
力鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機によ
りプレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレ
スを行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定さ
れない。
【００４８】プレス加工機の前段に、裁断機その他の前
処理機械を設置する場合（図２の（ａ））もあれば、設
置しない場合（図２の（ｂ））もある。裁断機が設置さ
れる場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係
る鋼板から、必要な寸法または形状の部材を裁断し、こ
の部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定の
プレス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を
施す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機に
おいてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構
わない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工
機において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行わ
れ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が
製造される。なお、図２における「裁断」の意味は、図
１における裁断と同じである。
処理機械を設置する場合（図２の（ａ））もあれば、設
置しない場合（図２の（ｂ））もある。裁断機が設置さ
れる場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係
る鋼板から、必要な寸法または形状の部材を裁断し、こ
の部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定の
プレス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を
施す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機に
おいてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構
わない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工
機において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行わ
れ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が
製造される。なお、図２における「裁断」の意味は、図
１における裁断と同じである。
【００４９】こうして製造されるプレス成形品は、その
原材料として加工性に優れ、特に深絞り性に優れている
本発明に係る高張力冷延鋼板を使用しているので、プレ
ス時の断面形状が複雑であっても、良好な品質で製造す
ることができ、軽量なものとなる。このような特長は、
プレス成形品が自動車用部材、特にリーンフォースメン
ト・メンバー等の補強部品である場合に特に有用であ
る。
原材料として加工性に優れ、特に深絞り性に優れている
本発明に係る高張力冷延鋼板を使用しているので、プレ
ス時の断面形状が複雑であっても、良好な品質で製造す
ることができ、軽量なものとなる。このような特長は、
プレス成形品が自動車用部材、特にリーンフォースメン
ト・メンバー等の補強部品である場合に特に有用であ
る。
【００５０】
【実施例】（実施例１）表１に示す化学成分を有する鋼
を１２５０℃に加熱し、仕上げ温度９１０℃、巻取温度
３７０〜６５０℃で熱間圧延を行った。得られた鋼板を
酸洗後、冷間圧延率７５％で冷間圧延を行い、板厚１．
４ｍｍとした。続いて、昇温速度を２５〜５０℃／ｓｅ
ｃで８１０〜９１０℃まで昇温した後冷却するパターン
の焼鈍を行った。得られた鋼板から作製した薄膜を透過
型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、析出した炭化
物寸法を測定した。また、エネルギー分散型Ｘ線分光装
置（ＥＤＸ）を用いて炭化物を構成する元素分析を行っ
た。
を１２５０℃に加熱し、仕上げ温度９１０℃、巻取温度
３７０〜６５０℃で熱間圧延を行った。得られた鋼板を
酸洗後、冷間圧延率７５％で冷間圧延を行い、板厚１．
４ｍｍとした。続いて、昇温速度を２５〜５０℃／ｓｅ
ｃで８１０〜９１０℃まで昇温した後冷却するパターン
の焼鈍を行った。得られた鋼板から作製した薄膜を透過
型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、析出した炭化
物寸法を測定した。また、エネルギー分散型Ｘ線分光装
置（ＥＤＸ）を用いて炭化物を構成する元素分析を行っ
た。
【００５１】また、得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試
験片を採取した。引張試験片は圧延垂直方向から採取
し、引張試験を行った。深絞り性については、ｒ値で評
価した。
験片を採取した。引張試験片は圧延垂直方向から採取
し、引張試験を行った。深絞り性については、ｒ値で評
価した。
【００５２】表１に、製造条件、組織、析出物の大き
さ、機械的性質を併せて示す。表１中、Ｎｏ．１〜７が
本発明例であり、Ｎｏ．８〜１０が比較例である。本発
明例のうちＮｏ．１，３，５，６，７は５９０ＭＰａ級
冷延鋼板である。これらはいずれもフェライト単相組織
を有しており、その中に、Ｎｏ．１はＴｉ、Ｍｏを含む
炭化物、Ｎｏ．３はＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物、Ｎ
ｏ．５はＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂを含む炭化物、Ｎｏ．６
はＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖを含む炭化物、Ｎｏ．７はＴｉ、
Ｍｏを含む炭化物が析出しており、いずれも高いｒ値を
示していた。Ｎｏ．７は耐二次加工脆性のためにＢ、伸
びフランジ性向上のためにＣａを添加した例であるが、
本発明の効果が得られている。Ｎｏ．２，４は７８０Ｍ
Ｐａ級冷延鋼板の例であり、いずれもフェライト単相組
織であり、Ｎｏ．２はＴｉ、Ｍｏを含む炭化物、Ｎｏ．
４はＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物がフェライト中に析出
しており、いずれも高いｒ値を示していた。
さ、機械的性質を併せて示す。表１中、Ｎｏ．１〜７が
本発明例であり、Ｎｏ．８〜１０が比較例である。本発
明例のうちＮｏ．１，３，５，６，７は５９０ＭＰａ級
冷延鋼板である。これらはいずれもフェライト単相組織
を有しており、その中に、Ｎｏ．１はＴｉ、Ｍｏを含む
炭化物、Ｎｏ．３はＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物、Ｎ
ｏ．５はＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂを含む炭化物、Ｎｏ．６
はＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖを含む炭化物、Ｎｏ．７はＴｉ、
Ｍｏを含む炭化物が析出しており、いずれも高いｒ値を
示していた。Ｎｏ．７は耐二次加工脆性のためにＢ、伸
びフランジ性向上のためにＣａを添加した例であるが、
本発明の効果が得られている。Ｎｏ．２，４は７８０Ｍ
Ｐａ級冷延鋼板の例であり、いずれもフェライト単相組
織であり、Ｎｏ．２はＴｉ、Ｍｏを含む炭化物、Ｎｏ．
４はＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物がフェライト中に析出
しており、いずれも高いｒ値を示していた。
【００５３】これに対して、比較例であるＮｏ．８は、
Ｍｏ量が多く熱間圧延時の巻取温度が低く熱延板の組織
がベイニティックフェライトになった例である。冷延板
の組織はフェライト＋パーライトとなっており、ｒ値も
１以下と低い。Ｎｏ．９は従来の析出強化鋼であるが、
熱延板組織がフェライト＋パーライトとなっており、冷
延板の組織もフェライト＋パーライトであり、ｒ値は
１．１を下回る低い値であった。Ｎｏ．１０は組織をベ
イナイト単相としたものであり、ｒ値は１以下と低い値
であった。
Ｍｏ量が多く熱間圧延時の巻取温度が低く熱延板の組織
がベイニティックフェライトになった例である。冷延板
の組織はフェライト＋パーライトとなっており、ｒ値も
１以下と低い。Ｎｏ．９は従来の析出強化鋼であるが、
熱延板組織がフェライト＋パーライトとなっており、冷
延板の組織もフェライト＋パーライトであり、ｒ値は
１．１を下回る低い値であった。Ｎｏ．１０は組織をベ
イナイト単相としたものであり、ｒ値は１以下と低い値
であった。
【００５４】
【表１】
【００５５】（実施例２）表２に示す化学成分を有する
鋼を１２５０℃に加熱し、仕上げ温度９００℃、巻取温
度５２０〜６３５℃で熱間圧延を行った。得られた鋼板
を酸洗後、冷間圧延率７５％で冷間圧延を行い、板厚
１．６ｍｍとした。続いて、昇温速度２５〜３５℃／ｓ
ｅｃで７９０〜８７０℃まで昇温した後冷却するパター
ンの焼鈍を行った。その後、ガス冷却し、溶融亜鉛ポッ
トに浸漬し、溶融亜鉛めっきを行った。めっき後は合金
化処理を行った。得られた鋼板から作製した薄膜を透過
型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、析出した炭化
物寸法を測定した。また、エネルギー分散型Ｘ線分光装
置（ＥＤＸ）を用いて炭化物を構成する元素分析を行っ
た。
鋼を１２５０℃に加熱し、仕上げ温度９００℃、巻取温
度５２０〜６３５℃で熱間圧延を行った。得られた鋼板
を酸洗後、冷間圧延率７５％で冷間圧延を行い、板厚
１．６ｍｍとした。続いて、昇温速度２５〜３５℃／ｓ
ｅｃで７９０〜８７０℃まで昇温した後冷却するパター
ンの焼鈍を行った。その後、ガス冷却し、溶融亜鉛ポッ
トに浸漬し、溶融亜鉛めっきを行った。めっき後は合金
化処理を行った。得られた鋼板から作製した薄膜を透過
型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、析出した炭化
物寸法を測定した。また、エネルギー分散型Ｘ線分光装
置（ＥＤＸ）を用いて炭化物を構成する元素分析を行っ
た。
【００５６】また、得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試
験片を採取した。引張試験片は圧延垂直方向から採取
し、引張試験を行った。深絞り性はｒ値で評価した。め
っき密着性については、めっき後密着曲げを行い、目視
でめっき剥離状況を判定した。
験片を採取した。引張試験片は圧延垂直方向から採取
し、引張試験を行った。深絞り性はｒ値で評価した。め
っき密着性については、めっき後密着曲げを行い、目視
でめっき剥離状況を判定した。
【００５７】表２に、製造条件、組織、析出物の大き
さ、機械的性質、めっき密着性を併せて示す。
さ、機械的性質、めっき密着性を併せて示す。
【００５８】表２中、Ｎｏ．２１〜２３が本発明例であ
り、Ｎｏ．４が比較例である。Ｎｏ．２１は、フェライ
ト単相組織中にＴｉ、Ｍｏを含む炭化物を析出させた５
９０ＭＰａ級の合金化溶融亜鉛めっき材であり、高いｒ
値と、良好なめっき密着性が得られた。Ｎｏ．２２は７
８０ＭＰａ級の例であり、フェライト単相組織中にＴ
ｉ、Ｍｏを含む炭化物が析出していた。Ｎｏ．２３は５
９０ＭＰａ級の例であり、フェライト単相組織中にＴ
ｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物が析出していた。Ｎｏ．２
２，２３とも各強度に応じて高いｒ値を示した。また、
Ｎｏ．２２，２３とも密着曲げによってもめっき剥離は
生じず、めっき密着性は良好であった。
り、Ｎｏ．４が比較例である。Ｎｏ．２１は、フェライ
ト単相組織中にＴｉ、Ｍｏを含む炭化物を析出させた５
９０ＭＰａ級の合金化溶融亜鉛めっき材であり、高いｒ
値と、良好なめっき密着性が得られた。Ｎｏ．２２は７
８０ＭＰａ級の例であり、フェライト単相組織中にＴ
ｉ、Ｍｏを含む炭化物が析出していた。Ｎｏ．２３は５
９０ＭＰａ級の例であり、フェライト単相組織中にＴ
ｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物が析出していた。Ｎｏ．２
２，２３とも各強度に応じて高いｒ値を示した。また、
Ｎｏ．２２，２３とも密着曲げによってもめっき剥離は
生じず、めっき密着性は良好であった。
【００５９】これに対して、Ｎｏ．２４はＣ、Ｓｉを多
量に添加した従来の鋼板の例であるが、組織がフェライ
ト＋パーライトであり、ｒ値が低かった。また、密着曲
げでめっき剥離が生じ、めっき密着性も悪いことが確認
された。
量に添加した従来の鋼板の例であるが、組織がフェライ
ト＋パーライトであり、ｒ値が低かった。また、密着曲
げでめっき剥離が生じ、めっき密着性も悪いことが確認
された。
【００６０】
【表２】
【００６１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
深絞り性に優れた高張力冷延鋼板を提供することがで
き、自動車部材の軽量化に寄与する効果が顕著である。
深絞り性に優れた高張力冷延鋼板を提供することがで
き、自動車部材の軽量化に寄与する効果が顕著である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る高張力鋼板の加工方法の作業フロ
ーの一例を示すフローチャート。
ーの一例を示すフローチャート。
【図２】図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部
材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。
材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
(72)発明者 冨田 邦和
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 EA05 EA09 EA11
EA13 EA15 EA17 EA18 EA19
EA20 EA23 EA25 EA27 EA31
EA32 EA33 EA36 EB06 EB08
FA01 FA02 FA03 FB00 FE02
FE03 FG00 FH00 FJ01 FJ05
FJ06 GA05 HA02
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１
％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、残部が実質的にＦｅであり、原子比で０．５≦Ｃ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たし、組織が実質的に
フェライト単相で、１０ｎｍ以上、３０ｎｍ未満のＴｉ
と、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が析出
していることを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強
度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１
％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、さらに、Ｖ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち
１種以上を含み、残部が実質的にＦｅであり、原子比で
０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を
満たし、組織が実質的にフェライト単相で、１０ｎｍ以
上、３０ｎｍ未満のＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以
上とを含む炭化物が析出していることを特徴とする、５
００ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高
張力冷延鋼板。 - 【請求項３】 重量％で、さらに、Ｂ≦０．００１％、
Ｃｒ≦０．５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃ
ａ≦０．０１％、ＲＥＭの合計≦０．１％以下を含むこ
とを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の５０
０ＭＰａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張
力冷延鋼板。 - 【請求項４】 請求項１から請求項３のいずれかの成分
組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧延
し、５５０℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼板
を製造後、さらにスケール除去し、その後、冷間圧延を
行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９００
℃まで加熱して焼鈍することを特徴とする、５００ＭＰ
ａ以上の引張強度を有する深絞り性に優れた高張力冷延
鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１から請求項３のいずれかの成分
組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧延
し、５５０℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼板
を製造後、さらにスケール除去し、その後、冷間圧延を
行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜９００
℃まで加熱してその温度で焼鈍した後、溶融亜鉛系めっ
きを施すことを特徴とする、５００ＭＰａ以上の引張強
度を有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方
法。 - 【請求項６】 請求項１から請求項３のいずれかに記載
の高張力冷延鋼板からなる部材を準備する第１の工程
と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス
成形品に加工する第２の工程とを有する高張力冷延鋼板
の加工方法。 - 【請求項７】 前記プレス成形品は、自動車用部品であ
る請求項６に記載の高張力冷延鋼板の加工方法。 - 【請求項８】 請求項１から請求項３のいずれかに記載
の高張力冷延鋼板により製造された自動車用部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002129251A JP3726773B2 (ja) | 2002-04-30 | 2002-04-30 | 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002129251A JP3726773B2 (ja) | 2002-04-30 | 2002-04-30 | 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003321733A true JP2003321733A (ja) | 2003-11-14 |
| JP3726773B2 JP3726773B2 (ja) | 2005-12-14 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002129251A Expired - Fee Related JP3726773B2 (ja) | 2002-04-30 | 2002-04-30 | 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3726773B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008266731A (ja) * | 2007-04-20 | 2008-11-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | フルハード冷延鋼板 |
| WO2009119751A1 (ja) | 2008-03-27 | 2009-10-01 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法 |
| WO2009125874A1 (ja) | 2008-04-10 | 2009-10-15 | 新日本製鐵株式会社 | 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度鋼板及び亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの鋼板の製造方法 |
-
2002
- 2002-04-30 JP JP2002129251A patent/JP3726773B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008266731A (ja) * | 2007-04-20 | 2008-11-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | フルハード冷延鋼板 |
| WO2009119751A1 (ja) | 2008-03-27 | 2009-10-01 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法 |
| US8163108B2 (en) | 2008-03-27 | 2012-04-24 | Nippon Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and weldability, and methods for manufacturing the same |
| WO2009125874A1 (ja) | 2008-04-10 | 2009-10-15 | 新日本製鐵株式会社 | 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度鋼板及び亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの鋼板の製造方法 |
| US8460481B2 (en) | 2008-04-10 | 2013-06-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel sheet and galvanized steel sheet having very good balance between hole expansibility and ductility, and also excellent in fatigue resistance, and methods of producing the steel sheets |
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