JP2752657B2 - 深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、引張り強度が35kgf/mm²以下、全伸びが5
0％以上の特性をそなえ、このため深絞り成形性に優
れ、曲げ加工性、張出し成形性も良好な軟質熱延鋼板に
関するものである。

近年、自動車メーカーや家電製品メーカー等ではコス
ト低減のために、冷延鋼板に替えて薄手の熱延鋼板を用
いる動向にある。しかし従来の熱延鋼板は、冷延鋼板に
比べると深絞り成形性の点で劣るために、この分野への
熱延鋼板の使用が制限されているのが現状である。

ところで鋼板の深絞り成形性は、材料の伸びが特性
と、ｒ値とに依存するが、従来の熱延鋼板が深絞り用途
に適用し難い原因の１つに、通常の方法で製造された熱
延鋼板は、ｒ値の水準が1.0以下であり、冷延鋼板のよ
うにｒ値≧1.5の特性を得ることが困難であることが挙
げられる。

（従来の技術） このような熱延鋼板の深絞り性に関する欠点を改善す
るための手段を大別すると２つの方法がある。１つはｒ
値をできるだけ冷延鋼板に近づける方法、もう１つは伸
び特性を大幅に改善する方法である。

前者に関するものとして、例えば特開昭55−97431号
公報、特開昭60−77927号公報等には、従来の化学成分
の範疇の鋼を用いて、主に熱間仕上げ圧延時の圧下条件
を高圧下又は高歪速度圧下又は特定の低温温度範囲での
圧下等を施してｒ値を向上させようとする方法が提案さ
れている。

しかし、このような方法を行ったとしても、得られる
ｒ値は高々1.0〜1.3の範囲であり、冷延鋼板の水準まで
達しないので深絞り成形性に関し満足できないのが現状
である。また、このような方法では、高いｒ値を得よう
とすればするほど熱間圧延条件を通常行われている範囲
よりも高圧下側及び高速圧延側へ大幅に変更する必要が
あるので、現行の熱間圧延機において選択できる圧延条
件の範囲を超えてしまうという不都合を生じる。

一方、後者の深絞り成形性の改善手段である伸び特性
の向上に関する提案として、例えば特開昭62−139849号
公報のように、通常の軟質熱延鋼板における化学成分に
Ｂを添加すると共にB/N及びMn/Sのそれぞれの重量比を
所定範囲に規制した熱延鋼板が挙げられるものの、この
熱延鋼板の全伸びは48％以下のレベルに留まっていて、
最も良好な特性で比較しても高々冷延鋼板と同等のレベ
ルにしか達していないのが実情である。

（発明が解決しようとする課題） この発明は軟質で伸び特性が極めて良好な熱延鋼板、
具体的には引張り光度が35kgf/mm²以下であって、全伸
びが50％以上であるところの深絞り成形性が極めて優れ
た軟質熱延鋼板を提案することを目的とする。

ここで引張り強度はJIS5号引張り試験片を用いた時の
引張り強度であり、伸び特性は厚さ1.4mmのJIS5号引張
り試験片での全伸びの値であって、板厚が異なる場合に
は、その全伸びを下記（１）式により補正したEl^＊の値
を用いるものとする。

El^＊＝（1.4/t）El_t ……（１） ただしｔは引張り試験片板厚（mm） El_tは板厚ｔの引張り試験片での全伸び（％） （課題を解決するための手段） 深絞り成形性は、冷延鋼板のように板厚が1.0mmより
も薄い鋼板の場合には、成形時の板厚減少が成形限界を
左右するので、伸び特性よりも特にｒ値に依存する割合
が高くなる。しかし熱延鋼板のように板厚が1.0mm以上
であるような鋼板の場合には、板厚減少の影響が緩和さ
れるのでｒ値に依存する割合が減少し、伸び特性に依存
する割合が相対的に高くなることが知られている。

発明者らは、以上の観点から伸び特性の向上により熱
延鋼板の深絞り成形性を格段に向上せしめる手段の開発
に取り組み、鋭意研究の結果、ｒ値は従来鋼と同等であ
るが、従来鋼よりもはるかに高い伸び特性を有する熱延
鋼板を見出し、この発明に至ったものである。

すなわちこの発明による深絞り成形性に優れた軟質熱
延鋼板は C :0.10wt％（以下、単に「％」で示す。）以下、 Mn:0.20％未満及び Cr:0.40〜2.0％ Al:0.002〜0.100％ を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなり、引張
り強度が35kgf/mm²以下で全伸びが50％以上の特性をそ
なえることを特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延
鋼板（第１発明）である。

また、 C :0.10％以下、 Mn:0.20％未満及び Cr:0.40〜2.0％ Al:0.002〜0.100％ を含み、かつ Ti,Nb,Zrのうちの１種又は２種以上を合計で0.005〜
0.10％ を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなり、引張
り強度が35kgf/mm²以下で全伸びが50％以上の特性をそ
なえることを特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延
鋼板（第２発明）である。

さらに、 C :0.10％以下、 Mn:0.20％未満及び Cr:0.40〜2.0％ Al:0.002〜0.100％ を含み、かつ B :0.0004〜0.0100％ を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなり、引張
り強度が35kgf/mm²以下で全伸びが50％以上の特性をそ
なえることを特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延
鋼板（第３発明）である。

またさらに、 C :0.10％以下、 Mn:0.20％未満及び Cr:0.40〜2.0％ Al:0.002〜0.100％ を含み、かつ Ti,Nb,Zrのうちの１種又は２種以上を合計で0.005〜
0.10％と、 B :0.0004〜0.0100％ を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなり、引張
り強度が35kgf/mm²以下で全伸びが50％以上の特性をそ
なえることを特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延
鋼板（第４発明）である。

（作 用） 以下この発明の軟質熱延鋼板を具体的に説明する。

この発明の軟質熱延鋼板は、Ｃ量が0.10％以下の低炭
素アルミキルド鋼であって、Mn量を0.20％未満の低い範
囲に抑制した上でCr量を0.40〜2.0％の範囲で含有させ
たものである。この発明の軟質熱延鋼板の化学成分組成
範囲は、その目標とする引張り強度35kgf/mm²以下、全
伸び50％以上の特性を確保するため、次の合金設計思想
により定めたものである。

すなわち、通常の熱間圧延条件の範囲内で圧延を行っ
た際に、できるだけ軟質な材質とするため、組織強化、
固溶強化、析出硬化等の強度上昇因子を徹底して排除せ
しめること、及びミクロ組織としてフェライト結晶粒径
が20〜100μｍの範囲の清流組織を持つことの２点を達
成するために化学成分組成範囲を特定するものである。
以下に化学成分組成範囲の限定理由を述べる。

C:0.10％以下 Ｃ量は、軟質の熱延鋼板とするためには0.10％以下に
する必要がある。この理由はＣ量を0.10％を超えて含有
させる場合には、引張り強度が35kgf/mm²を超えるの
で、この発明の目的である全伸び50％以上の特性を得る
ことができないためである。なお、Ｃ量が低いほど軟質
の鋼板となり、高伸び特性が得られやすくなるのでＣ量
は好ましくは0.025％以下とすることが望ましいが、製
鋼上の制約から、その下限は実質的に0.0010％程度であ
る。なお0.025〜0.10％の範囲であっても後述するMn
量、Cr量を適切に選択したことによって、この発明の目
標とする引張り強度が得られる。

Mn:0.20％未満 Mn量は、高伸び特性を得る観点から0.20％未満の低い
範囲に抑制する必要がある。この理由は次の２つによ
る。１つはMnの固溶強化による引張り強度の上昇を抑制
するためであり、もう１つはMnの持つAr₃点の低下作用
によってフェライト変態の開始が低温化することから生
起するフェライト結晶粒の微細化を防止し、細粒化によ
る引張り強度の上昇を抑制するためである。Mn量を0.20
％以上とした場合、上記Mnの作用を抑制することができ
ずに、この発明の目標とする引張り強度35kgf/mm²以
下、全伸び50％以上を得ることができない。なおMn量が
0.01％未満となるとＳを固定する作用が減少し、熱間ぜ
い性を生じるおそれがあるため0.01％程度含有させても
良い。

Cr:0.40〜2.0％ Cr量は固溶Ｃの悪影響を防止すること及びミクロ組織
を最適化することから0.40〜2.0％を含有させることが
必要である。Cr量をこの範囲に調整する点がこの発明の
重要な要件の１つである。この点に関し、発明者らの研
究によって得られた知見をもとにして以下詳述する。

軟質の熱延鋼板とするために採用される手段として
は、C,Mn等の強度上昇成分を可能な限り低減させる方
法、熱間仕上げ温度又は巻取り温度を高くしてフェライ
ト結晶粒径を大きくする方法が一般に良く知られてい
る。しかしながら発明者らは、これらの手段を進めたと
しても、固溶Ｃの残留又は粒界におけるフィルム状セメ
ンタイトの生成、及びフェライト結晶粒径の以上な粗大
化等のために得られる伸び特性の水準には限界が生じ、
このような方法のみではこの発明が目標とする50％以上
の高い伸び特性を得ることは決してできないことを知見
したのである。

さて従来の熱延鋼板において、Ｃ量を低減するにつれ
て固溶Ｃが残留しやすくなる理由は、鋼中に固溶してい
るＣの過飽和度が低くなるので炭化物として析出するた
めの駆動力が弱まるためであり、また結晶粒径の粗大化
によって析出核が少なくなるためである。なお、特にＣ
量が0.02％の低い場合にセメンタイトの粒界析出を無理
に促進させると、フェライト結晶粒界にフィルム状のセ
メンタイトが生成し、これもまた伸び特性が劣化するこ
とになる。

ところでこのような固溶Ｃの残留又はフィルム状セメ
ンタイトの生成を防止する手段として、Ti,Nb,Zr等の炭
化物形成成分を含有させる方法も知られている。この方
法は、特にＣ量が0.0050％以下の極低炭素鋼に適用した
場合にはかなり有効な結果が得られるが、それでもまだ
格段の伸び特性の向上を図るまでには至らないのであ
る。その原因は、これら炭化物形成成分の含有によって
固溶Ｃの悪影響を十分になくするためには、上記炭化物
形成成分とＣ量との比を原子量％比で少なくとも10以上
とする必要があるので、このような炭化物形成成分の含
有を行った場合、含有成分自体の強度上昇硬化が生じ
て、結局固溶Ｃの低減による改善硬化が消失してしまう
結果となるからである。

発明者らは、Crの効果によって上記の不都合を有利に
改善し得ることを見いだした。

まず第１に、Crの含有によって固溶Ｃの悪影響が消失
し、かつフィルム状セメンタイトの形成が阻止されるの
である。これらの詳細な機構は明らかではないが、次の
理由によるものと推定される。すなわちCrはTi,Nb,Zrの
ような協力な炭化物形成成分ではないが、FeやMnに比べ
ると炭化物形成傾向が強いので、固溶Ｃと共存する際、
両者の原子間に相互作用が働いてCr原子の周囲に固溶Ｃ
原子が偏在する状態を保つものと考えられる。さて、上
記のような状態をとる時、Ｃは固溶状態にあるにもかか
わらず、Cr原子周辺に局在しているので、一方において
は炭化物として析出したのと同様の状態、つまり素地の
大部分の位置では固溶Ｃ量が減じて固溶強化を伴わない
状態にあり、また一方においては炭化物が形成されない
状態でもあるので、フィルム状セメンタイトの形成が阻
止される状態となるのである。このようにCrの含有によ
りＣの存在状態が機械的特性上極めて有利に保たれるの
である。なお、Cr自信の固溶強化量は良く知られている
ようにMn等に比べると非常に小さいので、その含有によ
る強度上昇が少ない点がより好都合な結果を生んでいる
のである。

Cr含有の第２の効果は、良好な粒径のフェライト整粒
組織が得易い点である。熱延鋼板の軟質化及び伸び特性
の向上を促進するためにはフェライト結晶粒径を、肌荒
れが生じない範囲で十分に成長させた整粒組織とする必
要がある。このような組織を得るためには熱延仕上げ温
度及び巻取り温度は高い方が望ましいが、この中で時に
従来鋼における問題は、最適な巻取り温度の幅が狭いと
いう点にあった。第１図は、従来鋼とこの発明の範囲に
なるCr含有鋼との巻取り温度とフェライト結晶粒径との
関係の違いを模式的に示したものである。第１図から明
らかなように、従来鋼においては、ある巻取り温度以上
になると急激な異常粒成長現象を起こし、混粒組織、さ
らには肌荒れとなる粗大粒組織を呈するようになる。し
たがってこの危険を避けて整粒組織が得られる巻取り温
度範囲とするためには、比較的低温の狭い領域にしか選
択できる範囲が存在せず、そのために得られるフェライ
ト結晶粒径も不十分なものとなっていた。これに対し、
Crを含有させたこの発明の鋼においては、異常粒成長が
抑制され、巻取り温度の上昇とともになだらかに粒成長
が進むので最適な粒径の整粒組織を得易いのである。

以上の効果を発揮させるためには、Crは少なくとも0.
40％含有させることが必要であり、一方2.0％を超えて
含有させると、引張り強度が上昇し、この発明の目標と
する引張り強度35kgf/mm²以下を達成し難くなるので上
限は2.0％に定めた。

Al:0.002〜0.100％ Alは脱酸成分として鋼の清浄性を改善するとともに、
Ｎを固定し、伸び特性の歪時効劣化を防止するので本発
明に必要な成分である。

以上の効果を発揮させるためにはAlは少なくとも0.00
2％以上含有させることが必要であり、一方、0.100％を
超えて含有させてもこの効果は飽和するばかりか、逆に
AlNが増加し、フェライト結晶粒の成長性を阻害する。
そのため適切な範囲としては0.002〜0.100の範囲とする
必要がある。

この発明は、基本的にはＣ量、Mn量及びCr量の規制に
よってその目的を達成し得るものであるが、他の化学成
分を次に述べるような範囲に調整することによって、さ
らに深絞り成形性が改善される。i,Nb,Zrのうちの１種
又は２種以上を合計で0.005〜0.10％ 第２発明及び第４発明では、Ti,Nb,Zrのうちの１種又
は２種以上を合計で0.005〜0.10％含有させる。Ti,Nb,Z
rは炭化物を形成し、固溶Ｃを減じるので適量の範囲で
含有させれば深絞り成形性が向上する。この効果を発揮
させるためには、Ｃ量を0.020％以下とした上で、上記
成分の１種以上の合計量とＣ量との原子量％比が１〜５
の範囲とするのが良い。しかしこの比が１に満たないと
添加した元素の効果が発揮されない。またこの比が５を
超えて多くなると引張り強度が逆に上昇し伸び特性が劣
化するので好ましくない。したがってTi,Nb,Zrのうちの
１種又は２種以上を合計で0.005〜0.10％含有させる。

B:0.0004〜0.0100％ 第３発明及び第４発明では、Ｂを0.0004〜0.0100％の
範囲で含有させる。ＢはＮによる歪時効性を防止するこ
と及びBNとして析出した場合、過飽和な固溶Ｃの析出す
る核として作用すること等の有益な作用を有し、適量の
範囲で含有させれば深絞り成形性が改善される。Ｂ量が
0.0004％に満たないとこの効果が発揮されない。一方0.
0100％を超えると伸び特性が劣化する憂いがあり、その
使用にあたっては0.0050％以下とするのが望ましい。

Ｎは、Ｃと同様に固溶強化、歪時効劣化を起こすこと
及びAlNとしてフェライト結晶粒の成長性を阻害するこ
とから、できるだけ低くするのが望ましい。好ましくは
20ppm以下とするのが良い。

Ｐは、粒界に偏析し、２次加工ぜい性を生じ易くする
こと及び固溶強化により素地の強度を上昇させることか
ら、できるだけ低くすることが望ましく、好ましくは0.
012％以下とするのが良い。

Ｓは、非金属介在物として伸び特性に悪影響を及ぼす
こと及び熱間ぜい性や２次加工ぜい性を助長する作用を
持つことから望ましくは0.010％以下の範囲とするのが
良い。

この発明による軟質熱延鋼板は、上記したような化学
成分を有する鋼を常法に従って熱間圧延することによっ
て製造することができ、その製造条件において特に制限
されるものではない、最も一般的な仕上げ圧延条件は、
Ar₃点以上の温度での仕上げ圧延であるが、この場合に
は仕上げ圧延温度が高い方がより良好な機械的性質を得
ることができる。またこの発明の軟質熱延鋼板は、仕上
げ圧延温度が750℃〜Ar₃点の範囲の低い温度であっても
最終パスでの圧下率を20％以上に調整することによって
再結晶整粒フェライト組織を得ることができ、高温仕上
げの場合と同様の良好な機械的性質が得られる。この理
由は、Crの含有により、加工されたフェライト結晶粒の
再結晶が容易に進行し易くなっていて、20％以上の最終
パス圧下率で再結晶が生じるためである。このようなAr
₃点以下の低い仕上げ圧延温度によっても良好な機械的
性質が得られる点は、近年需要増加の動向にある1.0〜
2.0mm厚程度の薄手熱延鋼板を製造するのに好適であ
る。

また巻取り温度は、熱延鋼板の軟質化と伸び特性を向
上せしめるためには550℃以上とするのが望ましい。巻
取り温度の上限は機械的性質の観点から特に制約を受け
るものではないが、酸洗性の観点から750℃以下の範囲
とすることが望ましい。

（実施例） 次に実施例を挙げてこの発明を説明する。なお以下に
述べる実施例においてこの発明の熱延鋼板を製造する際
の圧延条件を記するが、この発明の熱延鋼板はこの圧延
条件に何ら制約を受けるものではない。

表１に示す種々の化学成分になる鋼を表２に示す熱延
条件で厚さ1.4mmまで圧延し、熱延鋼帯とした。これら
の熱延鋼帯の引張り特性、伸び特性、限界絞り比（L.D.
R.）を表２に併記した。

なお、引張り特性及び伸び特性は、厚さ1.4mmの熱延
鋼板に1.0％のスキンパス圧延を施した後、圧延方向と
平行な方向から採取したJIS5号引張り試験片により測定
したものであり、限界絞り比の測定は同じく厚さ1.4mm
の熱延鋼板を酸洗により脱スケールした後採取した試験
片について、第２図に示した円筒平底絞りにて、表３に
示した条件で測定したものである。

表２から明らかなように、発明鋼はいずれも引張り強
度が35kgf/mm²以下であって全伸びが50％以上の優れた
特性を示している。

これら発明鋼と従来鋼との違いを明確にするため第３
図に、表２に示す発明鋼と比較鋼における引張り強度と
全伸びとの関係及び引張り強度と限界絞り比（L.D.R.）
との関係を示すが、両者の間の特性上の違いは一目瞭然
である。

（発明の効果） 請求項１の熱延鋼板は、従来の軟質熱延鋼板の化学成
分組成範囲からMnを削減し、適量のCrを含有させること
によって、固溶Ｃの悪影響が消失し、かつフェライト結
晶粒を最適な整粒組織とすることができるので、従来鋼
よりも軟質でかつ伸び特性が格段に優れる。したがっ
て、かかる熱延鋼板は特に深絞り成形用に格段に優れ
る。

請求項２の熱延鋼板は、請求項１の成分に加えてTi,N
b,Zrのうちの１種又は２種以上を含有するので、深絞り
成形性さらに向上する。

請求項３の熱延鋼板は、請求項１の成分に加えてＢを
含有するので、深絞り成形性がさらに向上する。

請求項４の熱延鋼板は、請求項１の成分に加えてTi,N
b,Zrのうちの１種又は２種以上とＢとを含有するので深
絞り成形性がさらに向上する。

【図面の簡単な説明】

第１図は、発明鋼と従来鋼との巻取り温度に対するフェ
ライト結晶粒径の違いを示すグラフ、 第２図は、限界絞り比の測定に用いた円筒平底絞りの模
式図、 第３図は、発明鋼と比較鋼における引張り強度と全伸び
との関係及び引張り強度と限界絞り比との関係を示すグ
ラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭54−141311（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−139849（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−143224（ＪＰ，Ａ)

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】C :0.10wt％以下、 Mn:0.20wt％未満及び Cr:0.40〜2.0wt％ Al:0.002〜0.100wt％ を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなり、引張
   り強度が35kgf/mm²以下で全伸びが50％以上の特性をそ
   なえることを特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延
   鋼板。
2. 【請求項２】C :0.10wt％以下、 Mn:0.20wt％未満及び Cr:0.40〜2.0wt％ Al:0.002〜0.100wt％ を含み、かつ Ti,Nb,Zrのうちの１種又は２種以上を合計で0.005〜0.1
   0wt％ を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなり、引張
   り強度が35kgf/mm²以下で全伸びが50％以上の特性をそ
   なえることを特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延
   鋼板。
3. 【請求項３】C :0.10wt％以下、 Mn:0.20wt％未満及び Cr:0.40〜2.0wt％ Al:0.002〜0.100wt％ を含み、かつ B :0.0004〜0.0100wt％ を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなり、引張
   り強度が35kgf/mm²以下で全伸びが50％以上の特性をそ
   なえることを特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延
   鋼板。
4. 【請求項４】C :0.10wt％以下、 Mn:0.20wt％未満及び Cr:0.40〜2.0wt％ Al:0.002〜0.100wt％ を含み、かつ Ti,Nb,Zrのうちの１種又は２種以上を合計で0.005〜0.1
   0wt％と、 B :0.0004〜0.0100wt％ を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなり、引張
   り強度が35kgf/mm²以下で全伸びが50％以上の特性をそ
   なえることを特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延
   鋼板。