JP3085711B2 - 深絞り成形に適した高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents
深絞り成形に適した高強度鋼板とその製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 技術分野 本発明は例えば引張強度が440MPa以上の高強度複合組
織冷延鋼板とその製造方法に関するものである。この鋼
板は各種のプレス成性を構成する基本的な成形様式の
内、最も基本的な深絞り成形と張出し成形に適している
ため、複雑な形状の部品のプレス成形が容易になる。
織冷延鋼板とその製造方法に関するものである。この鋼
板は各種のプレス成性を構成する基本的な成形様式の
内、最も基本的な深絞り成形と張出し成形に適している
ため、複雑な形状の部品のプレス成形が容易になる。
背景技術 近年、自動車の快適性、安全性に加えて車体の軽量化
に対する要求が大きくなってきており、車体構造に利用
される薄鋼板の高強度化が必要とされている。さらに、
車体構成部位の製造では成形工程数の低減や一体成形に
よる製造工程の簡略化、連続化が技術的要素と考えられ
る。このような成形工程で用いられる鋼材の中で、特に
薄鋼板を考えると、良好な成形性を有することがその鋼
材の選択基準となる。薄鋼板に要求される成形性には張
出し性、深絞り性、伸びフランジ性、曲げ性などがある
が、自動車内板部品などの複雑形状部品の少工程成形や
一体成形を可能とするには張出し性に加え、深絞り性が
高いことが必要条件となる。
に対する要求が大きくなってきており、車体構造に利用
される薄鋼板の高強度化が必要とされている。さらに、
車体構成部位の製造では成形工程数の低減や一体成形に
よる製造工程の簡略化、連続化が技術的要素と考えられ
る。このような成形工程で用いられる鋼材の中で、特に
薄鋼板を考えると、良好な成形性を有することがその鋼
材の選択基準となる。薄鋼板に要求される成形性には張
出し性、深絞り性、伸びフランジ性、曲げ性などがある
が、自動車内板部品などの複雑形状部品の少工程成形や
一体成形を可能とするには張出し性に加え、深絞り性が
高いことが必要条件となる。
張出し性を支配する材料特性は伸びや加工効果指数
（ｎ値）であるが、これらの特性が優れる例として、最
近、フェライト、ベイナイト、オーステナイトの混合組
織からなる高強度複合組織鋼板が提案されている。この
鋼板は、室温で残留しているオーステナイトが成形時に
マルテンサイトに変態することによって高い延性を示す
「変態誘起塑性」を利用するものである。このような、
高強度鋼板の製造方法として、特開昭61−157625号公報
に自動車用鋼板のような大量生産が前提となる廉価な用
途に合致した薄鋼板の製造方法が示されている。この先
行技術はSiの添加によって炭化物の析出を抑制し、低温
でのフェライト変態（ベイナイト変態）を進行させるこ
とによって、未変態オーステナイト中に効果的にＣを濃
化させ、オーステナイトを安定化させるというものであ
る。また、この種の鋼で高延性を得るには、残留オース
テナイトの体積率と安定性が重要であることが報告され
ている（鉄と鋼、78（1992）p.1480）。しかし、深絞り
性については全く言及されていない。
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近、フェライト、ベイナイト、オーステナイトの混合組
織からなる高強度複合組織鋼板が提案されている。この
鋼板は、室温で残留しているオーステナイトが成形時に
マルテンサイトに変態することによって高い延性を示す
「変態誘起塑性」を利用するものである。このような、
高強度鋼板の製造方法として、特開昭61−157625号公報
に自動車用鋼板のような大量生産が前提となる廉価な用
途に合致した薄鋼板の製造方法が示されている。この先
行技術はSiの添加によって炭化物の析出を抑制し、低温
でのフェライト変態（ベイナイト変態）を進行させるこ
とによって、未変態オーステナイト中に効果的にＣを濃
化させ、オーステナイトを安定化させるというものであ
る。また、この種の鋼で高延性を得るには、残留オース
テナイトの体積率と安定性が重要であることが報告され
ている（鉄と鋼、78（1992）p.1480）。しかし、深絞り
性については全く言及されていない。
一方、深絞り性を支配する材料特性としては一般に
は、伸びやｎ値でなく、単軸引張試験で求められるラン
クフォード値（ｒ値）が用いられている。一般に、材料
の深絞り性は円筒カップの深絞り成形で試験され、しわ
押さえ荷重を変化させたとき、パンチ肩部で破断が発生
する最低のしわ押さえ荷重を上限とし、フランジ部にし
わが発生する最大のしわ押さえ荷重を下限とする成形可
能範囲の大きさを指標として評価される。すなわち、深
絞り性に優れた材料とはパンチ肩部での破断耐力が高
く、フランジ部での縮みフランジ変形抵抗が小さい材料
である。塑性力学の教えるところによれば、ｒ値の高い
材料は、パンチ肩部での平面ひずみ近傍の変形状態で破
断耐力が高く、フランジ部での縮みフランジ変形下で変
形抵抗が小さい特徴を有する。ｒ値は鋼板の集合組織に
より支配されるため、従来の高深絞り性鋼板の開発にお
いては、もっぱら集合組織制御に関心が注がれてきた。
しかしながら、近年、残留オーステナイトの加工誘起変
態を利用した鋼で深絞り性が優れることが報告されてい
る（塑性と加工、35−404（1994）p.1109）。これは残
留オーステナイトの安定性が変形様式によって異なるこ
とがこの種の鋼の深絞り性に重要であることを示してい
る。
は、伸びやｎ値でなく、単軸引張試験で求められるラン
クフォード値（ｒ値）が用いられている。一般に、材料
の深絞り性は円筒カップの深絞り成形で試験され、しわ
押さえ荷重を変化させたとき、パンチ肩部で破断が発生
する最低のしわ押さえ荷重を上限とし、フランジ部にし
わが発生する最大のしわ押さえ荷重を下限とする成形可
能範囲の大きさを指標として評価される。すなわち、深
絞り性に優れた材料とはパンチ肩部での破断耐力が高
く、フランジ部での縮みフランジ変形抵抗が小さい材料
である。塑性力学の教えるところによれば、ｒ値の高い
材料は、パンチ肩部での平面ひずみ近傍の変形状態で破
断耐力が高く、フランジ部での縮みフランジ変形下で変
形抵抗が小さい特徴を有する。ｒ値は鋼板の集合組織に
より支配されるため、従来の高深絞り性鋼板の開発にお
いては、もっぱら集合組織制御に関心が注がれてきた。
しかしながら、近年、残留オーステナイトの加工誘起変
態を利用した鋼で深絞り性が優れることが報告されてい
る（塑性と加工、35−404（1994）p.1109）。これは残
留オーステナイトの安定性が変形様式によって異なるこ
とがこの種の鋼の深絞り性に重要であることを示してい
る。
引張強度が440MPaを超える高強度鋼板においては、従
来なみの製造コストで、強度確保と集合組織制御を両立
することが困難なため、十分な深絞り性を有する鋼板は
得られていない。従って、自動車の内板用部品などの深
絞りをを主とした成形で製造される部品への440MPa以上
の高強度鋼板の適用は非常に困難である。先に述べた先
行技術の特開昭61−157625号公報においても製造される
高強度鋼板は、延性やｎ値が高いため、各種の成形性の
うち、張出し性は特に優れているが、深絞り性に関して
は全く検討されておらず、自動車内板部品などの深絞り
性を必要とする複雑形状部品に適用するには十分でな
い。また、この鋼板は、プレス成形のやり方によっては
置き割れまたは縦割れと呼ばれるプレス成形品の時効割
れが発生するため、絞りを伴うプレス成形に供するには
問題がある。
来なみの製造コストで、強度確保と集合組織制御を両立
することが困難なため、十分な深絞り性を有する鋼板は
得られていない。従って、自動車の内板用部品などの深
絞りをを主とした成形で製造される部品への440MPa以上
の高強度鋼板の適用は非常に困難である。先に述べた先
行技術の特開昭61−157625号公報においても製造される
高強度鋼板は、延性やｎ値が高いため、各種の成形性の
うち、張出し性は特に優れているが、深絞り性に関して
は全く検討されておらず、自動車内板部品などの深絞り
性を必要とする複雑形状部品に適用するには十分でな
い。また、この鋼板は、プレス成形のやり方によっては
置き割れまたは縦割れと呼ばれるプレス成形品の時効割
れが発生するため、絞りを伴うプレス成形に供するには
問題がある。
さらに、高強度鋼板を深絞り成形する際には、成形荷
重が上昇するため、プレス機の荷重能力の不足や、高面
圧での摺動に伴う型かじりなどが問題となる。従って、
高強度でありながら成形荷重はできるだけ低く押さえた
材料が望まれている。
重が上昇するため、プレス機の荷重能力の不足や、高面
圧での摺動に伴う型かじりなどが問題となる。従って、
高強度でありながら成形荷重はできるだけ低く押さえた
材料が望まれている。
前述の「鉄と鋼、78（1992）p.1480」においては深絞
り性については全く研究されていない。また、「塑性と
加工、35−404（1994）p.1109」においては引張強さが6
00MPa級のこの種の鋼について残留オーステナイトの安
定性が深絞り性に与える影響について報告されている
が、各相の体積分率や硬さが深絞り性に与える影響につ
いては明らかにされていない。さらにいうならば、置き
割れやプレス荷重や型かじりなどの技術課題については
未解決のままである。
り性については全く研究されていない。また、「塑性と
加工、35−404（1994）p.1109」においては引張強さが6
00MPa級のこの種の鋼について残留オーステナイトの安
定性が深絞り性に与える影響について報告されている
が、各相の体積分率や硬さが深絞り性に与える影響につ
いては明らかにされていない。さらにいうならば、置き
割れやプレス荷重や型かじりなどの技術課題については
未解決のままである。
本発明は、このような問題を解決すべく創案されたも
のであり、従来の高強度鋼板では成形できない深絞り部
品を、より低い成形荷重で、型かじりや置き割れの発生
を避けて成形することを可能とする、深絞り成形に適し
た鋼板を提供することを目的としてなされたものであ
る。
のであり、従来の高強度鋼板では成形できない深絞り部
品を、より低い成形荷重で、型かじりや置き割れの発生
を避けて成形することを可能とする、深絞り成形に適し
た鋼板を提供することを目的としてなされたものであ
る。
ここでいう鋼板とは、化成処理性や耐食性やプレス成
形性を改善することを目的として、NiまたはZn,Crなど
を主成分としたメッキ、または、有機化合物または無機
化合物の皮膜、潤滑材塗布など、各種の表面処理をも施
したものも含む。
形性を改善することを目的として、NiまたはZn,Crなど
を主成分としたメッキ、または、有機化合物または無機
化合物の皮膜、潤滑材塗布など、各種の表面処理をも施
したものも含む。
発明の構成 深絞り性に優れた材料とはパンチ肩部での破断耐力が
高く、フランジ部での縮みフランジ変形抵抗が小さい材
料である。このように、変形様式により変形抵抗が異な
る材料としてはIF（Interstitial Free）鋼やAlキルド
鋼に代表される高ｒ値材料がある。これらは製造時に集
合組織を制御することで、変形を加える前の状態で既
に、平面ひずみ引張で降伏応力が高く、縮みフランジ変
形で降伏応力が低い降伏曲面を有しているため、優れた
深絞り性を有する。そして、この性質は変形前の集合組
織によりほぼ決定されてしまうため、単軸引張変形だけ
で求められるｒ値で評価しても問題はない。しかし、限
られた製造工程とコストの中で集合組織を制御し、高ｒ
値を得ることは、引張強度が440MPaを超える高強度鋼板
では非常に困難である。高強度鋼板の場合は、集合組織
制御によるｒ値の向上以外の方法を用いて、深絞り性を
向上させることが必要である。
高く、フランジ部での縮みフランジ変形抵抗が小さい材
料である。このように、変形様式により変形抵抗が異な
る材料としてはIF（Interstitial Free）鋼やAlキルド
鋼に代表される高ｒ値材料がある。これらは製造時に集
合組織を制御することで、変形を加える前の状態で既
に、平面ひずみ引張で降伏応力が高く、縮みフランジ変
形で降伏応力が低い降伏曲面を有しているため、優れた
深絞り性を有する。そして、この性質は変形前の集合組
織によりほぼ決定されてしまうため、単軸引張変形だけ
で求められるｒ値で評価しても問題はない。しかし、限
られた製造工程とコストの中で集合組織を制御し、高ｒ
値を得ることは、引張強度が440MPaを超える高強度鋼板
では非常に困難である。高強度鋼板の場合は、集合組織
制御によるｒ値の向上以外の方法を用いて、深絞り性を
向上させることが必要である。
本発明者らは種々の成分の鋼材を冷間圧延して熱処理
を施し、主相がフェライトで室温でオーステナイトを含
む鋼板を製造し、鋼材の変形挙動に及ぼす各層の性質の
影響を調査した結果、各相の形態と性質をコントロール
することによって、引張強度が440MPaを超える高強度鋼
板としては従来にないレベルの深絞り性を有する鋼板が
得られることを見出した。
を施し、主相がフェライトで室温でオーステナイトを含
む鋼板を製造し、鋼材の変形挙動に及ぼす各層の性質の
影響を調査した結果、各相の形態と性質をコントロール
することによって、引張強度が440MPaを超える高強度鋼
板としては従来にないレベルの深絞り性を有する鋼板が
得られることを見出した。
すなわち、本発明者はその性質を発揮する鋼板とし
て、後述するように適度な加工によりマルテンサイトに
変態する性質をもつオーステナイトを含み、そのオース
テナイトの体積分率と、加工誘起マルテンサイトと母相
（フェライトとベイナイトと加工前から存在するマルテ
ンサイト）の変形抵抗が所定の関係を有する複合組織高
強度鋼板が有効であることを見出したのである。
て、後述するように適度な加工によりマルテンサイトに
変態する性質をもつオーステナイトを含み、そのオース
テナイトの体積分率と、加工誘起マルテンサイトと母相
（フェライトとベイナイトと加工前から存在するマルテ
ンサイト）の変形抵抗が所定の関係を有する複合組織高
強度鋼板が有効であることを見出したのである。
従来、オーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態
により高い加工硬化が得られ、高強度鋼の延性が著しく
向上することは変態誘起塑性として知られている。加工
誘起変態は加工時の変形量（相当塑性ひずみを尺度とす
る）と変形モード（比例負荷の場合はひずみ比と尺度と
すればよい）に影響されるが、平面ひずみ引張変形に比
べ、縮みフランジ変形においてオーステナイトが安定で
変態が進行しにくい材料では、パンチ肩部での変態の進
行に比べ、フランジ部での変態の進行が遅い。その結
果、このような材料では、パンチ肩部では加工硬化によ
る破断耐力の上昇が大きいのに対し、フランジ部では加
工硬化による変形抵抗の上昇が小さくなり、優れた深絞
り性を示すと考えられる。そして、この効果は変態によ
る硬化が大きいほど顕著になるので、初期のオーステナ
イト体積分率が多いほど、また、加工誘起マルテンサイ
トと母相の変形抵抗差が大きいほど有効である。
により高い加工硬化が得られ、高強度鋼の延性が著しく
向上することは変態誘起塑性として知られている。加工
誘起変態は加工時の変形量（相当塑性ひずみを尺度とす
る）と変形モード（比例負荷の場合はひずみ比と尺度と
すればよい）に影響されるが、平面ひずみ引張変形に比
べ、縮みフランジ変形においてオーステナイトが安定で
変態が進行しにくい材料では、パンチ肩部での変態の進
行に比べ、フランジ部での変態の進行が遅い。その結
果、このような材料では、パンチ肩部では加工硬化によ
る破断耐力の上昇が大きいのに対し、フランジ部では加
工硬化による変形抵抗の上昇が小さくなり、優れた深絞
り性を示すと考えられる。そして、この効果は変態によ
る硬化が大きいほど顕著になるので、初期のオーステナ
イト体積分率が多いほど、また、加工誘起マルテンサイ
トと母相の変形抵抗差が大きいほど有効である。
フランジ部の変形抵抗が小さいと成形荷重が小さくて
よいだけでなく、しわの発生を抑制するためのブランク
ホルダー荷重も小さくでき、それに伴い、かじりなどの
摺動にともなう不良を抑制できるとともに、摩擦力が減
少する分だけさらに成形荷重を低減できる。本発明は上
記の特性を有する深絞り成形に適した材料を提供する。
よいだけでなく、しわの発生を抑制するためのブランク
ホルダー荷重も小さくでき、それに伴い、かじりなどの
摺動にともなう不良を抑制できるとともに、摩擦力が減
少する分だけさらに成形荷重を低減できる。本発明は上
記の特性を有する深絞り成形に適した材料を提供する。
すなわち、本発明の高強度鋼板は次のような成分およ
び組織から成り立っている。
び組織から成り立っている。
本発明鋼板は、C:0.04〜0.25質量％、SiおよびAlの少
なくとも１種を合計で0.3〜3.0質量％を含み、必要に応
じてMn,Ni,Cu,Cr,Mo,Nb,Ti,V,Pを含むこともあり、残部
Feおよび不可避的不純物からなり、フェライトを主相
（最も体積分率の高い相）とし、３体積％以上のオース
テナイトを含むとともに不可避的にベイナイト、マルテ
ンサイトを含む複合組織を有すること；前記の複合組織
鋼において、平面ひずみ引張り変形後のオーステナイト
体積分率Vp（体積％）（ただし、この体積分率はEu（単
軸引張の一様伸びの対数ひずみ）の1.15倍の相当塑性ひ
ずみまで、平面ひずみ引張変形（ひずみ比＝（板面内の
最小主ひずみ）／（板面内の最大主ひずみ）＝０）を与
えたときに残留するオーステナイト体積分率である）と
縮みフランジ変形後のオーステナイト体積分率Vs（体積
％）（ただし、この体積分率は1.15Euの相当塑性ひずみ
まで、縮みフランジ変形（ひずみ比＝−４〜−１）を与
えたときに残留するオーステナイト体積分率である）と
の比Vp/Vsが0.8以下であること；かつ、前記の複合組織
鋼において、加工前のオーステナイトの体積分率Vg（体
積％）と該オーステナイト中のＣ濃度Cg（質量％）、加
工前のフェライトの体積分率Vf（体積％）とマイクロビ
ッカース硬度Hf、加工前のベイナイトの体積分率Vb（体
積％）と硬度Hbおよび加工前のマルテンサイトの体積分
率Vm（体積％）と硬度Hmが下記式： 220＜Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝＜900 を満足することを特徴とし、さらに前記の複合組織にお
いて、加工前のオーステナイトの体積分率Vg（体積％）
を、鋼全体に含有されるＣ（質量％）で除した値Vg/Cが
40〜120の範囲にあることを特徴とする。
なくとも１種を合計で0.3〜3.0質量％を含み、必要に応
じてMn,Ni,Cu,Cr,Mo,Nb,Ti,V,Pを含むこともあり、残部
Feおよび不可避的不純物からなり、フェライトを主相
（最も体積分率の高い相）とし、３体積％以上のオース
テナイトを含むとともに不可避的にベイナイト、マルテ
ンサイトを含む複合組織を有すること；前記の複合組織
鋼において、平面ひずみ引張り変形後のオーステナイト
体積分率Vp（体積％）（ただし、この体積分率はEu（単
軸引張の一様伸びの対数ひずみ）の1.15倍の相当塑性ひ
ずみまで、平面ひずみ引張変形（ひずみ比＝（板面内の
最小主ひずみ）／（板面内の最大主ひずみ）＝０）を与
えたときに残留するオーステナイト体積分率である）と
縮みフランジ変形後のオーステナイト体積分率Vs（体積
％）（ただし、この体積分率は1.15Euの相当塑性ひずみ
まで、縮みフランジ変形（ひずみ比＝−４〜−１）を与
えたときに残留するオーステナイト体積分率である）と
の比Vp/Vsが0.8以下であること；かつ、前記の複合組織
鋼において、加工前のオーステナイトの体積分率Vg（体
積％）と該オーステナイト中のＣ濃度Cg（質量％）、加
工前のフェライトの体積分率Vf（体積％）とマイクロビ
ッカース硬度Hf、加工前のベイナイトの体積分率Vb（体
積％）と硬度Hbおよび加工前のマルテンサイトの体積分
率Vm（体積％）と硬度Hmが下記式： 220＜Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝＜900 を満足することを特徴とし、さらに前記の複合組織にお
いて、加工前のオーステナイトの体積分率Vg（体積％）
を、鋼全体に含有されるＣ（質量％）で除した値Vg/Cが
40〜120の範囲にあることを特徴とする。
本発明はさらに、前記高強度鋼板を製造する方法とし
て、前記成分からなる溶鋼を鋳造して鋳片を製造し、鋳
片を一旦冷却した後1100℃超の温度に加熱するか、また
は冷却することなく、粗圧延の入り側で1100℃超の温度
を確保して熱間圧延し、得られた熱延鋼帯を350〜750℃
の範囲で巻取り、次いで前記熱延鋼帯を連続焼鈍炉内へ
搬送して、Ac1〜Ac3の温度範囲で30秒〜５分の間、加熱
し、その後、１〜200℃／秒の冷却速度で550〜720℃の
温度範囲まで冷却し、さらに10〜200℃／秒の冷却速度
で250〜500℃の温度範囲まで冷却し、次いで300〜500℃
の温度範囲で15秒〜15分の間、保持し、室温まで冷却す
る方法を提供するものである。
て、前記成分からなる溶鋼を鋳造して鋳片を製造し、鋳
片を一旦冷却した後1100℃超の温度に加熱するか、また
は冷却することなく、粗圧延の入り側で1100℃超の温度
を確保して熱間圧延し、得られた熱延鋼帯を350〜750℃
の範囲で巻取り、次いで前記熱延鋼帯を連続焼鈍炉内へ
搬送して、Ac1〜Ac3の温度範囲で30秒〜５分の間、加熱
し、その後、１〜200℃／秒の冷却速度で550〜720℃の
温度範囲まで冷却し、さらに10〜200℃／秒の冷却速度
で250〜500℃の温度範囲まで冷却し、次いで300〜500℃
の温度範囲で15秒〜15分の間、保持し、室温まで冷却す
る方法を提供するものである。
なお、本発明の高強度鋼板はくびれが問題となる引張
変形において後述する適度な変形量で加工誘起変態を起
こす結果、いわゆる変態誘起塑性を示し、優れた張出し
性も有する。従って、深絞りと張出しが複合された一般
的なプレス成形できわめて良好な成形性を示す。
変形において後述する適度な変形量で加工誘起変態を起
こす結果、いわゆる変態誘起塑性を示し、優れた張出し
性も有する。従って、深絞りと張出しが複合された一般
的なプレス成形できわめて良好な成形性を示す。
図面の簡単な説明 第１図は本発明鋼を製造するための、冷間圧延後の焼
鈍熱サイクルの概念図を示す。
鈍熱サイクルの概念図を示す。
第２図は式:Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb
＋HmVm）−１｝の深絞り性（Ｔ値）との関係を示す。
＋HmVm）−１｝の深絞り性（Ｔ値）との関係を示す。
第３図は深絞り成形時の変形状態を示す模式図であ
る。
る。
発明を実施するための最良の形態 先ず、本発明鋼の重要な各要素について説明する。
（１）各相の体積分率 オーステナイトを含む鋼の加工硬化は転位の挙動から
説明される一般的な加工硬化と加工誘起マルテンサイト
変態による硬化の２つの要因からなると考えられる。オ
ーステナイト体積分率を増すことは、変態による加工硬
化代を大きくできるため、鋼板の深絞り性を上昇させる
が、あくまで主相（最も体積分率の高い相）は加工硬化
後も十分軟質なフェライトでなくてはならない。これ
は、深絞り性の点だけでなく、深絞り製品の置割れの回
避のためにも重要である。加工誘起変態にて生成したマ
ルテンサイトが多く、フェライトが少ないと、変態時の
体積膨張に起因する残留応力を軟質な母相の塑性変形に
より十分に緩和することができなくなり、置割れを発生
し易くなる。このような理由から、フェライトが主相で
なくてはならない。
説明される一般的な加工硬化と加工誘起マルテンサイト
変態による硬化の２つの要因からなると考えられる。オ
ーステナイト体積分率を増すことは、変態による加工硬
化代を大きくできるため、鋼板の深絞り性を上昇させる
が、あくまで主相（最も体積分率の高い相）は加工硬化
後も十分軟質なフェライトでなくてはならない。これ
は、深絞り性の点だけでなく、深絞り製品の置割れの回
避のためにも重要である。加工誘起変態にて生成したマ
ルテンサイトが多く、フェライトが少ないと、変態時の
体積膨張に起因する残留応力を軟質な母相の塑性変形に
より十分に緩和することができなくなり、置割れを発生
し易くなる。このような理由から、フェライトが主相で
なくてはならない。
また、製造工程上、ベイナイトやマルテンサイトの生
成は避けられないが、できるだけ少ない方が好ましい。
ベイナイトやマルテンサイトはフェライトに比べ、硬質
であるため、母相（オーステナイト以外の加工前から存
在する相）が硬化する。そのため、変態による硬化が小
さくなり、深絞り性が低下するとともに、変態時の体積
膨張に起因する残留応力を母相が十分に吸収できず、耐
置割れ性も劣化する。従って、加工前から存在するベイ
ナイトやマルテンサイトはできるだけ少ない方が好まし
い。
成は避けられないが、できるだけ少ない方が好ましい。
ベイナイトやマルテンサイトはフェライトに比べ、硬質
であるため、母相（オーステナイト以外の加工前から存
在する相）が硬化する。そのため、変態による硬化が小
さくなり、深絞り性が低下するとともに、変態時の体積
膨張に起因する残留応力を母相が十分に吸収できず、耐
置割れ性も劣化する。従って、加工前から存在するベイ
ナイトやマルテンサイトはできるだけ少ない方が好まし
い。
オーステナイト体積分率の深絞り性におよぼす影響は
加工誘起マルテンサイトと母相の変形抵抗の差にもよる
が、オーステナイトが多いほど深絞り性は上昇する。し
かし、オーステナイト体積分率が30％を超えると、オー
ステナイトが不安定になり深絞り性が低下するか、ある
いは、フェライトの体積分率が相対的に減少し成形品に
置割れが生じやすくなる。また、本発明の製造方法で達
成できるオーステナイトの体積分率は30％未満であり、
それ以上のオーステナイトを得ようとすると製造コスト
の著しい増大を招く。したがって、本発明におけるオー
ステナイト体積分率の上限を30％とするのが好ましい。
また、オーステナイト体積分率が３％未満では、マルテ
ンサイトと母相との変形抵抗差が大きくても、深絞り性
は飽和して従来の集合組織制御による同強度レベルの高
ｒ値高強度鋼（固溶強化型IF鋼）を上回る効果は期待で
きないため、オーステナイト体積分率の下限値を３％と
する。但し、先に述べたように深絞り性は加工誘起変態
により生成したマルテンサイトと母相との間の変形抵抗
（硬さ）の差にも影響される。加工前のオーステナイト
体積分率と、加工誘起マルテンサイトと母相の変形抵抗
を考慮した場合、深絞り性を Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝ で評価するとよいが、これについては後で詳細に説明す
る。また、実際のオーステナイトの加工に対する安定性
も重要であることを考慮すると、Vg/Cが特定の範囲に含
まれることが好ましいが、これについても後で詳細に説
明する。
加工誘起マルテンサイトと母相の変形抵抗の差にもよる
が、オーステナイトが多いほど深絞り性は上昇する。し
かし、オーステナイト体積分率が30％を超えると、オー
ステナイトが不安定になり深絞り性が低下するか、ある
いは、フェライトの体積分率が相対的に減少し成形品に
置割れが生じやすくなる。また、本発明の製造方法で達
成できるオーステナイトの体積分率は30％未満であり、
それ以上のオーステナイトを得ようとすると製造コスト
の著しい増大を招く。したがって、本発明におけるオー
ステナイト体積分率の上限を30％とするのが好ましい。
また、オーステナイト体積分率が３％未満では、マルテ
ンサイトと母相との変形抵抗差が大きくても、深絞り性
は飽和して従来の集合組織制御による同強度レベルの高
ｒ値高強度鋼（固溶強化型IF鋼）を上回る効果は期待で
きないため、オーステナイト体積分率の下限値を３％と
する。但し、先に述べたように深絞り性は加工誘起変態
により生成したマルテンサイトと母相との間の変形抵抗
（硬さ）の差にも影響される。加工前のオーステナイト
体積分率と、加工誘起マルテンサイトと母相の変形抵抗
を考慮した場合、深絞り性を Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝ で評価するとよいが、これについては後で詳細に説明す
る。また、実際のオーステナイトの加工に対する安定性
も重要であることを考慮すると、Vg/Cが特定の範囲に含
まれることが好ましいが、これについても後で詳細に説
明する。
（２）加工に対するオーステナイトの安定性の変形様式
依存性 先に述べたように深絞り性に優れた鋼板はパンチ肩部
での破断耐力が高く、絞り抵抗が低い特徴を有するが、
本発明ではそれを変形状態による加工硬化挙動の違いで
達成した。オーステナイトを含む鋼の加工硬化は転位の
挙動から説明される一般的な加工硬化と、加工誘起マル
テンサイト変態による硬化の２つの要因からなると考え
られる。前者は従来の鋼における加工硬化であり、その
挙動の変形様式への依存性は比較的小さいことが実験的
に確かめられている。塑性力学の上では一般に加工硬化
は相当応力と相当塑性ひずみの関係として一義的に定め
た取り扱いが多く、そのような取り扱いでの変形解析は
比較的良好な精度を得ている。一方、加工誘起マルテン
サイト変態に基づく硬化は変形様式により大きく異な
る。第３図に示すようにパンチ肩部における平面ひずみ
引張り変形において変態が生じやすいのに対し、フラン
ジ部における縮みフランジ変形では変態の進行が抑制さ
れる。そのため、パンチ肩部の平面ひずみ引張り変形で
は加工硬化が大きいため高い破断耐力を示すのに対し、
フランジ部の縮みフランジ変形では加工硬化が小さいた
め低い絞り抵抗を示す。
依存性 先に述べたように深絞り性に優れた鋼板はパンチ肩部
での破断耐力が高く、絞り抵抗が低い特徴を有するが、
本発明ではそれを変形状態による加工硬化挙動の違いで
達成した。オーステナイトを含む鋼の加工硬化は転位の
挙動から説明される一般的な加工硬化と、加工誘起マル
テンサイト変態による硬化の２つの要因からなると考え
られる。前者は従来の鋼における加工硬化であり、その
挙動の変形様式への依存性は比較的小さいことが実験的
に確かめられている。塑性力学の上では一般に加工硬化
は相当応力と相当塑性ひずみの関係として一義的に定め
た取り扱いが多く、そのような取り扱いでの変形解析は
比較的良好な精度を得ている。一方、加工誘起マルテン
サイト変態に基づく硬化は変形様式により大きく異な
る。第３図に示すようにパンチ肩部における平面ひずみ
引張り変形において変態が生じやすいのに対し、フラン
ジ部における縮みフランジ変形では変態の進行が抑制さ
れる。そのため、パンチ肩部の平面ひずみ引張り変形で
は加工硬化が大きいため高い破断耐力を示すのに対し、
フランジ部の縮みフランジ変形では加工硬化が小さいた
め低い絞り抵抗を示す。
本発明鋼は加工誘起マルテンサイト変態に基づく硬化
を利用したもので、平面ひずみ引張り変形および縮みフ
ランジ変形の上記各特性を有し、極めて良好な深絞り性
を示す。
を利用したもので、平面ひずみ引張り変形および縮みフ
ランジ変形の上記各特性を有し、極めて良好な深絞り性
を示す。
すなわち、本発明鋼は平面ひずみ引張り変形後のオー
ステナイト体積分率Vp（体積％）と縮みフランジ変形後
のオーステナイト体積分率Vs（体積％）の比Vp/Vsを0.8
以下にしたもので、パンチ肩部での変形（平面ひずみ引
張）とフランジ部での変形様式（縮みフランジ変形）に
おける加工硬化に差を設け、深絞りが十分得られる変形
抵抗の差を確保した。
ステナイト体積分率Vp（体積％）と縮みフランジ変形後
のオーステナイト体積分率Vs（体積％）の比Vp/Vsを0.8
以下にしたもので、パンチ肩部での変形（平面ひずみ引
張）とフランジ部での変形様式（縮みフランジ変形）に
おける加工硬化に差を設け、深絞りが十分得られる変形
抵抗の差を確保した。
こゝで平面ひずみ引張変形後のオーステナイト体積分
類Vpは鋼板に単軸引張の一様伸びにおける対数ひずみEu
の1.15倍に相当する相当塑性ひずみを付与するまで平面
ひずみ引張変形（ひずみ比＝（板面内の最小主ひずみ）
／（板面内の最大主ひずみ）＝０）を与えたときに残留
するオーステナイト体積分率であり、縮みフランジ変形
後のオーステナイト体積分率Vsは鋼板に1.15Euに相当す
る相当塑性ひずみを付与するまで縮みフランジ変形（ひ
ずみ比＝−４〜−１）を与えたときに残留するオーステ
ナイト体積分率である。
類Vpは鋼板に単軸引張の一様伸びにおける対数ひずみEu
の1.15倍に相当する相当塑性ひずみを付与するまで平面
ひずみ引張変形（ひずみ比＝（板面内の最小主ひずみ）
／（板面内の最大主ひずみ）＝０）を与えたときに残留
するオーステナイト体積分率であり、縮みフランジ変形
後のオーステナイト体積分率Vsは鋼板に1.15Euに相当す
る相当塑性ひずみを付与するまで縮みフランジ変形（ひ
ずみ比＝−４〜−１）を与えたときに残留するオーステ
ナイト体積分率である。
上述したひずみ比は板面内の変形における最大主ひず
みε２と最小主ひずみε２の比ε2/ε１である。平面ひ
ずみ引張変形のひずみ比は０になる。縮みフランジ変形
のひずみ比は成形条件や製品形状により異なるが、一般
的には−４以上−１未満の範囲に収まるので、このひず
み比の範囲で定義する。オーステナイトの体積分率を
で、縮みフランジ変形部でもほとんどすべて変態する
が、この場合、必要な深絞り性が確保できたとしても、
置割れが発生することが多い。従って、Vp/Vsの上限を
0.8とした。
みε２と最小主ひずみε２の比ε2/ε１である。平面ひ
ずみ引張変形のひずみ比は０になる。縮みフランジ変形
のひずみ比は成形条件や製品形状により異なるが、一般
的には−４以上−１未満の範囲に収まるので、このひず
み比の範囲で定義する。オーステナイトの体積分率を
で、縮みフランジ変形部でもほとんどすべて変態する
が、この場合、必要な深絞り性が確保できたとしても、
置割れが発生することが多い。従って、Vp/Vsの上限を
0.8とした。
（３）母相とマルテンサイトの変形抵抗 本発明者らが鋭意研究を行った結果、上記の効果は母
相と加工誘記マルテンサイトの変形抵抗の比に影響され
ることを解明した。すなわち、本発明鋼では、転位挙動
に基づく加工硬化に対し、変態による硬化が大きいほ
ど、変形様式依存性が大きくなるため、深絞り性に及ぼ
す効果が顕著になることを見出した。さらに、耐置割れ
性を同様の観点から調べたところ、加工誘記マルテンサ
イトに比べ、母相が軟質なものほど、深絞り成形後の耐
置割れ性が良好であることも明らかとなった。
相と加工誘記マルテンサイトの変形抵抗の比に影響され
ることを解明した。すなわち、本発明鋼では、転位挙動
に基づく加工硬化に対し、変態による硬化が大きいほ
ど、変形様式依存性が大きくなるため、深絞り性に及ぼ
す効果が顕著になることを見出した。さらに、耐置割れ
性を同様の観点から調べたところ、加工誘記マルテンサ
イトに比べ、母相が軟質なものほど、深絞り成形後の耐
置割れ性が良好であることも明らかとなった。
変態による硬化の比率を上げるには、上記の変形抵抗
の他に、変態し得るオーステナイトの量も重要である。
本発明者らは、深絞り性を判断するには、母相の変形抵
抗と変形により生じたマルテンサイトの変形抵抗の比
と、加工前に存在するオーステナイトの量の双方を考慮
する必要があることを解明し、それらが次の関係を満足
する必要があることを明らかにした。
の他に、変態し得るオーステナイトの量も重要である。
本発明者らは、深絞り性を判断するには、母相の変形抵
抗と変形により生じたマルテンサイトの変形抵抗の比
と、加工前に存在するオーステナイトの量の双方を考慮
する必要があることを解明し、それらが次の関係を満足
する必要があることを明らかにした。
220＜Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝＜990 ここで、加工誘起変態により生成したマルテンサイトの
変形抵抗はオーステナイト中のＣ濃度に比例すると考
え、（2750Cg＋600）MPaで表した（W.C.Leslie,in Stre
ngthening Mechanisms,Metal and Ceramics（Burke,Ree
d,and Weiss,eds.）,Syracuse Univ.Press,Syracuse,Ne
w York,1966,p46.を参考にした）。また、母相の変形抵
抗として（HfVf＋HbVb＋HmVm）/300（MPa）を用いた。
ここで、Hfはフェライト粒のマイクロビッカース硬度を
測定することで得られ評価するべきひずみとして、前述
の如く、対数ひずみEuの1.15倍の相当塑性ひずみを採用
した。塑性不安定理論によれば、平面ひずみ引張り変形
における塑性不安定点は相当塑性ひずみの2n/31/2であ
る。ｎは単軸引張りの一様伸びに一致するので、平面ひ
ずみ引張りにおける最大荷重（破断耐力）を与えるのは
2Eu/31/2、すなわち1.15Euが適当である。一方、最大荷
重を与えるフランジ部のひずみは成形条件や製品形状に
強く影響されるため、一概に決定できない。しかし、多
くの深絞り成形の場合、最大荷重に達する近傍では、最
も大きい縮みフランジ変形を受ける部分は相当塑性ひず
みが1.15Euを超えるひずみに達していると考えてよい。
少なくとも相当塑性ひずみが1.15Euで変態挙動に十分な
差がない場合は、一般にオーステナイトが非常に不安定
で僅かの変形でほとんど変態してしまうか、非常に安定
でいくら変形を加えてもほとんど変態しないか、どちら
かである。従って、深絞り成形で問題となるそれ以上の
大きさのひずみでも変態挙動に十分な差が生じない。そ
のため、ここでは相当塑性ひずみが1.15Euの時点で変態
挙動を比較すればよい。
変形抵抗はオーステナイト中のＣ濃度に比例すると考
え、（2750Cg＋600）MPaで表した（W.C.Leslie,in Stre
ngthening Mechanisms,Metal and Ceramics（Burke,Ree
d,and Weiss,eds.）,Syracuse Univ.Press,Syracuse,Ne
w York,1966,p46.を参考にした）。また、母相の変形抵
抗として（HfVf＋HbVb＋HmVm）/300（MPa）を用いた。
ここで、Hfはフェライト粒のマイクロビッカース硬度を
測定することで得られ評価するべきひずみとして、前述
の如く、対数ひずみEuの1.15倍の相当塑性ひずみを採用
した。塑性不安定理論によれば、平面ひずみ引張り変形
における塑性不安定点は相当塑性ひずみの2n/31/2であ
る。ｎは単軸引張りの一様伸びに一致するので、平面ひ
ずみ引張りにおける最大荷重（破断耐力）を与えるのは
2Eu/31/2、すなわち1.15Euが適当である。一方、最大荷
重を与えるフランジ部のひずみは成形条件や製品形状に
強く影響されるため、一概に決定できない。しかし、多
くの深絞り成形の場合、最大荷重に達する近傍では、最
も大きい縮みフランジ変形を受ける部分は相当塑性ひず
みが1.15Euを超えるひずみに達していると考えてよい。
少なくとも相当塑性ひずみが1.15Euで変態挙動に十分な
差がない場合は、一般にオーステナイトが非常に不安定
で僅かの変形でほとんど変態してしまうか、非常に安定
でいくら変形を加えてもほとんど変態しないか、どちら
かである。従って、深絞り成形で問題となるそれ以上の
大きさのひずみでも変態挙動に十分な差が生じない。そ
のため、ここでは相当塑性ひずみが1.15Euの時点で変態
挙動を比較すればよい。
ここで、相当塑性ひずみが1.15Euにおける変態挙動の
十分な差とは、Vp/Vgが0.8以下であることを指す。本発
明者らは、この値が１に近いと、オーステナイトが非常
に不安定で僅かの変形でほとんどが変態してしまうか、
オーステナイトが安定でいくら変形を加えてもほとんど
変態しないか、のいずれかであることを確認した。さら
に、鋭意研究を進めたところ、Vp/Vsが0.8を超えると、
パンチ肩部での変形様式とフランジ部での変形様式と
で、加工硬化が同等となり、十分な深絞り性が得られる
変形抵抗の差を確保することが容易でないことがわかっ
た。また、本発明の範囲内にある成分系の鋼であっても
Vp/Vsが0.8を超えると、オーステナイトが不安定る。Hb
とHmは結晶粒が小さいため、直接、測定することは一般
には困難である。成分系や製造工程を考慮した予測も容
易ではない。本発明者らが鋭意研究した結果、Hbおよび
Hmとして、それぞれ、300および900を仮定すると、成分
系や製造工程によらず、上記の式が深絞り性および耐置
割れ性と相関を示すことを見出した。実際、本発明では
フェライトが主相であり、ベイナイトやマルテンサイト
は、製造上不可避ではあるが、少ないほど好ましい相で
あるため、これらの相が母相の変形抵抗に及ぼず影響は
比較的小さい。従って、HbおよびHmを、それぞれ、300
および900と仮定すれば十分である。第２図からわかる
ように、このようにして得たVgと深絞り性の指標Ｔ値は
良い相関を示す。
十分な差とは、Vp/Vgが0.8以下であることを指す。本発
明者らは、この値が１に近いと、オーステナイトが非常
に不安定で僅かの変形でほとんどが変態してしまうか、
オーステナイトが安定でいくら変形を加えてもほとんど
変態しないか、のいずれかであることを確認した。さら
に、鋭意研究を進めたところ、Vp/Vsが0.8を超えると、
パンチ肩部での変形様式とフランジ部での変形様式と
で、加工硬化が同等となり、十分な深絞り性が得られる
変形抵抗の差を確保することが容易でないことがわかっ
た。また、本発明の範囲内にある成分系の鋼であっても
Vp/Vsが0.8を超えると、オーステナイトが不安定る。Hb
とHmは結晶粒が小さいため、直接、測定することは一般
には困難である。成分系や製造工程を考慮した予測も容
易ではない。本発明者らが鋭意研究した結果、Hbおよび
Hmとして、それぞれ、300および900を仮定すると、成分
系や製造工程によらず、上記の式が深絞り性および耐置
割れ性と相関を示すことを見出した。実際、本発明では
フェライトが主相であり、ベイナイトやマルテンサイト
は、製造上不可避ではあるが、少ないほど好ましい相で
あるため、これらの相が母相の変形抵抗に及ぼず影響は
比較的小さい。従って、HbおよびHmを、それぞれ、300
および900と仮定すれば十分である。第２図からわかる
ように、このようにして得たVgと深絞り性の指標Ｔ値は
良い相関を示す。
こゝでＴ値は初期のしわ押さえ力での最大しぼり荷重
をPm、それ以降にしわ押さえ力を高めて、パンチ肩で強
制破断させたときの破断荷重をPfとしたとき、Ｔ＝（Pf
−Pm）/Pmで表される。
をPm、それ以降にしわ押さえ力を高めて、パンチ肩で強
制破断させたときの破断荷重をPfとしたとき、Ｔ＝（Pf
−Pm）/Pmで表される。
この場合、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋
HmVm）−１｝は220を超える必要がある。先に述べたよ
うにVgは少なくとも３％必要であるが、この効果は母相
とマルテンサイトの変形抵抗の比が十分大きいことを前
提としている。すなわち、Vgが３％存在しても、変形抵
抗の比300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）が小
さく、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）
−１｝が220を下回ると、深絞り性向上に十分な変態に
よる硬化と耐置割れ性に必要な軟質な母相は得られな
い。そのため、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb
＋HmVm）−１｝の下限値を220とした。
HmVm）−１｝は220を超える必要がある。先に述べたよ
うにVgは少なくとも３％必要であるが、この効果は母相
とマルテンサイトの変形抵抗の比が十分大きいことを前
提としている。すなわち、Vgが３％存在しても、変形抵
抗の比300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）が小
さく、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）
−１｝が220を下回ると、深絞り性向上に十分な変態に
よる硬化と耐置割れ性に必要な軟質な母相は得られな
い。そのため、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb
＋HmVm）−１｝の下限値を220とした。
一方、Vgが一定であれば300（2750Cg＋600）／（HfVf
＋HbVb＋HmVm）は大きいほど深絞り性は向上する。ただ
し、マルテンサイトの変形抵抗は変態前のオーステナイ
ト中のＣ濃度Cg（質量％）で決定されるため、現実的に
は上限がある。必要以上にオーステナイト中にＣを濃化
させ、母相を軟化させることは製造コストの増大につな
がり、本発明鋼の成分と製造方法の範囲では非現実的で
ある。また、本発明で得られるVgは30％に満たない上
に、VgとCgの双方を高めることには限界がある。以上の
ことから、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋Hm
Vm）−１｝を必要以上に高めるのは非現実的であり、そ
の上限を990とした。
＋HbVb＋HmVm）は大きいほど深絞り性は向上する。ただ
し、マルテンサイトの変形抵抗は変態前のオーステナイ
ト中のＣ濃度Cg（質量％）で決定されるため、現実的に
は上限がある。必要以上にオーステナイト中にＣを濃化
させ、母相を軟化させることは製造コストの増大につな
がり、本発明鋼の成分と製造方法の範囲では非現実的で
ある。また、本発明で得られるVgは30％に満たない上
に、VgとCgの双方を高めることには限界がある。以上の
ことから、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋Hm
Vm）−１｝を必要以上に高めるのは非現実的であり、そ
の上限を990とした。
（４）Vg/C 本発明鋼の深絞り性・張出し性などの成形性をさらに
良好なものにするには、加工前における鋼板中のオース
テナイトの体積分率Vg（体積％）とオーステナイト中へ
のＣの濃縮が重要である。一般には、最終的に得られる
オーステナイト量は鋼板の平均Ｃ濃度とともに増加す
る。このとき、必要以上のオーステナイトを残留させる
と、オーステナイト中のＣ濃度が低くなり、オーステナ
イトの安定性を下げる。オーステナイト量VgをＣ（質量
％）で除した値Vg/Cが120を超えるとオーステナイトの
加工安定性が低下して、鋼板の張出し性だけでなく、前
述したVp/Vsが大きくなり深絞り性までも著しく劣化さ
せることから、120をVg/Cの上限とした。実験によると
オーステナイト中のＣ濃度は無制限に高めることはでき
ない。濃化可能な範囲ではオーステナイト中のＣ濃度は
高いほど鋼板の深絞り性は良好である。しかし、Vg/Cが
40未満になるほどVgが低下した場合には、マルテンサイ
トやセメンタイトなどが生成し、母相が高質化し、結果
として、前述した Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝ を低下させ、鋼板の深絞り性、耐置割れ性、張出し性を
著しく劣化させることから、40をVg/Cの下限とした。
良好なものにするには、加工前における鋼板中のオース
テナイトの体積分率Vg（体積％）とオーステナイト中へ
のＣの濃縮が重要である。一般には、最終的に得られる
オーステナイト量は鋼板の平均Ｃ濃度とともに増加す
る。このとき、必要以上のオーステナイトを残留させる
と、オーステナイト中のＣ濃度が低くなり、オーステナ
イトの安定性を下げる。オーステナイト量VgをＣ（質量
％）で除した値Vg/Cが120を超えるとオーステナイトの
加工安定性が低下して、鋼板の張出し性だけでなく、前
述したVp/Vsが大きくなり深絞り性までも著しく劣化さ
せることから、120をVg/Cの上限とした。実験によると
オーステナイト中のＣ濃度は無制限に高めることはでき
ない。濃化可能な範囲ではオーステナイト中のＣ濃度は
高いほど鋼板の深絞り性は良好である。しかし、Vg/Cが
40未満になるほどVgが低下した場合には、マルテンサイ
トやセメンタイトなどが生成し、母相が高質化し、結果
として、前述した Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝ を低下させ、鋼板の深絞り性、耐置割れ性、張出し性を
著しく劣化させることから、40をVg/Cの下限とした。
（５）各含有成分 Ｃ量： Ｃは他の高価な合金元素を用いることなくオーステナ
イトを安定化させ、室温で残留させるために利用する本
発明で最も重要な元素の一つである。熱処理によってオ
ーステナイトからフェライトへの変態を利用し、オース
テナイト中のＣ濃度を高めることでオーステナイトの安
定化が図れる。Ｃはオーステナイトの体積分率に影響す
るだけでなく、オーステナイト中にＣが濃化することで
オーステナイトの安定性が増し、加工誘起マルテンサイ
トの変形抵抗が増加する。平均Ｃ量が0.04質量％未満で
は、最終的に得られるオーステナイト体積分率が高々２
〜３％であり、オーステナイトの加工安定性が低いか、
加工誘起マルテンサイトの変形抵抗が比較的小さい。す
なわち、Vg/Cが40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超える
か、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−
１｝が220以下の値を示すため、十分な深絞り性・耐置
割れ性はおろか、張出し性や延性さえも期待できない。
そこでＣ添加の下限を0.04質量％とした。平均Ｃ量が増
加するに従って得られる最大残留オーステナイト体積分
率は増加し、オーステナイトが安定化するが、同時に溶
接性を劣化させる。特に、Ｃ添加が0.25質量％を超える
と溶接性の劣化が顕著となるため、0.25質量％をＣ添加
の上限とした。
イトを安定化させ、室温で残留させるために利用する本
発明で最も重要な元素の一つである。熱処理によってオ
ーステナイトからフェライトへの変態を利用し、オース
テナイト中のＣ濃度を高めることでオーステナイトの安
定化が図れる。Ｃはオーステナイトの体積分率に影響す
るだけでなく、オーステナイト中にＣが濃化することで
オーステナイトの安定性が増し、加工誘起マルテンサイ
トの変形抵抗が増加する。平均Ｃ量が0.04質量％未満で
は、最終的に得られるオーステナイト体積分率が高々２
〜３％であり、オーステナイトの加工安定性が低いか、
加工誘起マルテンサイトの変形抵抗が比較的小さい。す
なわち、Vg/Cが40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超える
か、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−
１｝が220以下の値を示すため、十分な深絞り性・耐置
割れ性はおろか、張出し性や延性さえも期待できない。
そこでＣ添加の下限を0.04質量％とした。平均Ｃ量が増
加するに従って得られる最大残留オーステナイト体積分
率は増加し、オーステナイトが安定化するが、同時に溶
接性を劣化させる。特に、Ｃ添加が0.25質量％を超える
と溶接性の劣化が顕著となるため、0.25質量％をＣ添加
の上限とした。
Si,Al量： SiとAlはともにフェライト安定化元素であり、本発明
の対象とするフェライトを主相とする鋼板を製造するた
めには有効な添加元素である。また、SiもAlもセメンタ
イトなどの炭化物の生成を抑制し、結果としてＣの浪費
を防ぐことができる。しかし、これらの元素の添加量が
単独もしくは合計で0.3質量％以下の場合には、炭化物
やマルテンサイトが生成しやすく、母材が硬質化するだ
けでなく、オーステナイト量が減少したり、成形初期で
ほとんど変態する。すなわち、オーステナイト体積分率
が３％未満になるか、Vg/Cが40未満になるか、Vp/Vsが
0.8を超えるか、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbV
b＋HmVm）−１｝が220以下の値を示すため、深絞り性は
おろか延性や張出し性すら期待できないので、Si,Alの
単独もしくは合計の添加量の下限値を0.3質量％とし
た。
の対象とするフェライトを主相とする鋼板を製造するた
めには有効な添加元素である。また、SiもAlもセメンタ
イトなどの炭化物の生成を抑制し、結果としてＣの浪費
を防ぐことができる。しかし、これらの元素の添加量が
単独もしくは合計で0.3質量％以下の場合には、炭化物
やマルテンサイトが生成しやすく、母材が硬質化するだ
けでなく、オーステナイト量が減少したり、成形初期で
ほとんど変態する。すなわち、オーステナイト体積分率
が３％未満になるか、Vg/Cが40未満になるか、Vp/Vsが
0.8を超えるか、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbV
b＋HmVm）−１｝が220以下の値を示すため、深絞り性は
おろか延性や張出し性すら期待できないので、Si,Alの
単独もしくは合計の添加量の下限値を0.3質量％とし
た。
また、Si,Alが単独もしくは合計で3.0質量％を超えて
添加された場合には、母相の変形抵抗が高くなり、十分
な深絞り性向上効果が得られないことと、靱性が著しく
低下すること、鋼材コストの上昇を招くこと、化成処理
性が劣化すること（Siの場合）から3.0質量％を上限と
した。
添加された場合には、母相の変形抵抗が高くなり、十分
な深絞り性向上効果が得られないことと、靱性が著しく
低下すること、鋼材コストの上昇を招くこと、化成処理
性が劣化すること（Siの場合）から3.0質量％を上限と
した。
Mn,Ni,Cu,Cr,Mo量： これらの元素もSiやAlと同様に炭化物の生成を遅らせ
る働きがあることからオーステナイトの残留に貢献する
添加元素である。これに加えて、これらの合金元素はオ
ーステナイトの安定性を高めるため、縮みフランジ変形
抵抗の低減には有効である。すなわち、溶接性の観点か
らＣ量に制限がある場合は、これらを用いるのが効果的
である。しかしながら、これらの合金の添加量の合計が
0.5質量％未満の場合はその効果が十分でない。すなわ
ち、低Ｃのままでは、オーステナイト体積分率が３％未
満になるか、Vg/Cが40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超え
るか、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）
−１｝が220以下の値を示すため、深絞り性はおろか延
性や張出し性すら期待できないことから、0.5質量％を
これらの添加元素の合計量の下限値とした。
る働きがあることからオーステナイトの残留に貢献する
添加元素である。これに加えて、これらの合金元素はオ
ーステナイトの安定性を高めるため、縮みフランジ変形
抵抗の低減には有効である。すなわち、溶接性の観点か
らＣ量に制限がある場合は、これらを用いるのが効果的
である。しかしながら、これらの合金の添加量の合計が
0.5質量％未満の場合はその効果が十分でない。すなわ
ち、低Ｃのままでは、オーステナイト体積分率が３％未
満になるか、Vg/Cが40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超え
るか、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）
−１｝が220以下の値を示すため、深絞り性はおろか延
性や張出し性すら期待できないことから、0.5質量％を
これらの添加元素の合計量の下限値とした。
一方、これらの合金添加量の合計が3.5質量％を超え
ると、母相が硬化し深絞り性に対する変態の寄与が低下
する（Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）
−１｝が220以下の値を示す）ほか、鋼材コストの上昇
を招く。従って、これらの合金元素添加の合計量の上限
値を3.5質量％とした。
ると、母相が硬化し深絞り性に対する変態の寄与が低下
する（Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）
−１｝が220以下の値を示す）ほか、鋼材コストの上昇
を招く。従って、これらの合金元素添加の合計量の上限
値を3.5質量％とした。
Nb,Ti,V量： これらの元素は炭化物、窒化物、もしくは炭窒化物を
形成し、鋼材の高強度化に有効である。しかし、合計で
0.2質量％を超えて添加された場合には、鋼材のコスト
上昇を招くのみならず、母相の変形抵抗が必要以上に増
し、さらに不必要にＣを浪費する。すなわち、オーステ
ナイト体積分率が３％未満になるか、Vg/Cが40未満にな
るか、Vp/Vsが0.8を超えるか、Vg｛300（2750Cg＋600）
／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が220以下の値を示すた
め、深絞り性はおろか延性は張出し性すら期待できない
ことから、0.2質量％を合計添加量の上限とした。
形成し、鋼材の高強度化に有効である。しかし、合計で
0.2質量％を超えて添加された場合には、鋼材のコスト
上昇を招くのみならず、母相の変形抵抗が必要以上に増
し、さらに不必要にＣを浪費する。すなわち、オーステ
ナイト体積分率が３％未満になるか、Vg/Cが40未満にな
るか、Vp/Vsが0.8を超えるか、Vg｛300（2750Cg＋600）
／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が220以下の値を示すた
め、深絞り性はおろか延性は張出し性すら期待できない
ことから、0.2質量％を合計添加量の上限とした。
Ｐ量： Ｐは鋼材の高強度化に効果的で安価な添加元素であ
る。しかし、0.2質量％を超えて添加された場合、鋼材
のコスト上昇を招くのみならず、フェライトの変形抵抗
が必要以上に増す。その結果、Vg｛300（2750Cg＋600）
／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が220以下の値を示すた
め、良好な深絞り性は達成できない。また、耐置割れ性
の劣化が顕著になる。従って、0.2質量％を上限とし
た。
る。しかし、0.2質量％を超えて添加された場合、鋼材
のコスト上昇を招くのみならず、フェライトの変形抵抗
が必要以上に増す。その結果、Vg｛300（2750Cg＋600）
／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が220以下の値を示すた
め、良好な深絞り性は達成できない。また、耐置割れ性
の劣化が顕著になる。従って、0.2質量％を上限とし
た。
（６）製造方法 以上の条件の範囲で成分を調整した鋼を鋳造した後、
スラブを室温まで冷却したものを1100℃を超える温度に
再加熱し熱延するか、または冷却することなしに粗圧延
の入り側で1100℃超の温度を確保して熱延する。これら
のいずれの方法によっても本発明の範囲の組織と特性が
得られた。冷却したスラブを再加熱する場合、再加熱温
度が1100℃以下で、粗圧延の入り側の温度が100℃超を
確保できないと、MnSなどの介在物が細かく分散し、製
品の母相が硬化する。すなわち、Vg｛300（2750Cg＋60
0）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が220以下の値を示す
ため、深絞り性・耐置割れ性が劣化する。従って、加熱
温度の粗圧延の入り側の温度の下限を1100℃とした。ス
ラブを冷却することなしに熱延する場合にも、粗圧延の
入り側で1100℃超を確保できないと、同様の理由から、
深絞り性・耐置割れ性が劣化する。従って、粗圧延の入
り側の温度の下限を1100℃とする。これを避けるため
に、熱延工程入り側でのスラブ温度に応じて加熱炉で温
度調整を行っても良い。
スラブを室温まで冷却したものを1100℃を超える温度に
再加熱し熱延するか、または冷却することなしに粗圧延
の入り側で1100℃超の温度を確保して熱延する。これら
のいずれの方法によっても本発明の範囲の組織と特性が
得られた。冷却したスラブを再加熱する場合、再加熱温
度が1100℃以下で、粗圧延の入り側の温度が100℃超を
確保できないと、MnSなどの介在物が細かく分散し、製
品の母相が硬化する。すなわち、Vg｛300（2750Cg＋60
0）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が220以下の値を示す
ため、深絞り性・耐置割れ性が劣化する。従って、加熱
温度の粗圧延の入り側の温度の下限を1100℃とした。ス
ラブを冷却することなしに熱延する場合にも、粗圧延の
入り側で1100℃超を確保できないと、同様の理由から、
深絞り性・耐置割れ性が劣化する。従って、粗圧延の入
り側の温度の下限を1100℃とする。これを避けるため
に、熱延工程入り側でのスラブ温度に応じて加熱炉で温
度調整を行っても良い。
熱延後鋼帯を巻取るが、この巻取り温度が350℃未満
の場合には熱延鋼板の強度が高くなりすぎ、冷延の負荷
を上昇させて生産性を低下させると共に、冷延途中での
鋼板幅方向端部割れの原因となるので350℃を巻取り温
度の下限とした。また、巻取り温度が750℃を超えると
熱延鋼板中のパーライトにMnなどのオーステナイト安定
化元素が必要以上に濃化し、冷延後に行われる焼鈍工程
でのフェライトの生成を阻害すると同時にコイルの長手
方向の材質ばらつきの増加をもたらすことから、750℃
の巻取り温度の上限とした。
の場合には熱延鋼板の強度が高くなりすぎ、冷延の負荷
を上昇させて生産性を低下させると共に、冷延途中での
鋼板幅方向端部割れの原因となるので350℃を巻取り温
度の下限とした。また、巻取り温度が750℃を超えると
熱延鋼板中のパーライトにMnなどのオーステナイト安定
化元素が必要以上に濃化し、冷延後に行われる焼鈍工程
でのフェライトの生成を阻害すると同時にコイルの長手
方向の材質ばらつきの増加をもたらすことから、750℃
の巻取り温度の上限とした。
その後、行われる冷延は冷延圧下率が35％未満では均
一な再結晶フェライト組織が得られず、材質のばらつき
や異方性を大きくすることから、35％を下限とした。ま
た、85％を超える冷延圧下率は冷延工程の負荷を必要以
上に上げ、トータルとしてのコスト上昇をもたらすこと
から、85％を上限とした。
一な再結晶フェライト組織が得られず、材質のばらつき
や異方性を大きくすることから、35％を下限とした。ま
た、85％を超える冷延圧下率は冷延工程の負荷を必要以
上に上げ、トータルとしてのコスト上昇をもたらすこと
から、85％を上限とした。
焼鈍工程ではAc1以上Ac3以下のフェライト＋オーステ
ナイト２相域に加熱することで目的とした組織が得られ
る。Ac1未満では残留オーステナイトは全く得られず、A
c3超の加熱では冷却制御によるフェライト体積分率のコ
ントロールが困難であるため、Ac1及びAc3をそれぞれ、
下限、上限とした。
ナイト２相域に加熱することで目的とした組織が得られ
る。Ac1未満では残留オーステナイトは全く得られず、A
c3超の加熱では冷却制御によるフェライト体積分率のコ
ントロールが困難であるため、Ac1及びAc3をそれぞれ、
下限、上限とした。
２相域加熱後の冷却は２段階に分かれる。第１段階で
は１℃／秒未満あるいは200℃／秒超の冷却速度が実用
上達成困難であるので、１℃／秒及び200℃／秒をそれ
ぞれ下限、上限とした。ここで、徐冷を行うとフェライ
ト変態の促進によりオーステナイトを安定化を図ること
ができるため、第１段階の冷却速度は好ましくは１℃／
秒以上10℃／秒以下が良い。このような徐冷を行う場
合、第１段階の冷却は550〜720℃の温度範囲で終了する
必要がある。720℃を上回ると、第１段階の徐冷の効果
が表れないため、720℃を上限とした。又、550℃を下回
ると、徐冷中にパーライト変態が進行し（母相が硬化
し）、オーステナイトの安定化に必要なＣを浪費する。
すなわち、オーステナイト体積分率が３％未満になる
か、Vg/Cが40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超えるか、Vg
｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が
220以下の値を示すため、深絞り性はおろか延性や張出
し性すら期待できないことから、550℃を下限とした。
は１℃／秒未満あるいは200℃／秒超の冷却速度が実用
上達成困難であるので、１℃／秒及び200℃／秒をそれ
ぞれ下限、上限とした。ここで、徐冷を行うとフェライ
ト変態の促進によりオーステナイトを安定化を図ること
ができるため、第１段階の冷却速度は好ましくは１℃／
秒以上10℃／秒以下が良い。このような徐冷を行う場
合、第１段階の冷却は550〜720℃の温度範囲で終了する
必要がある。720℃を上回ると、第１段階の徐冷の効果
が表れないため、720℃を上限とした。又、550℃を下回
ると、徐冷中にパーライト変態が進行し（母相が硬化
し）、オーステナイトの安定化に必要なＣを浪費する。
すなわち、オーステナイト体積分率が３％未満になる
か、Vg/Cが40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超えるか、Vg
｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が
220以下の値を示すため、深絞り性はおろか延性や張出
し性すら期待できないことから、550℃を下限とした。
これに引き続き行われる第２段階の冷却はパーライト
の生成を回避するために高速で行う必要がある。10℃／
秒未満では冷却中にパーライト変態が進行し（母相が硬
化し）、オーステナイトの安定化に必要なＣを浪費し
て、やはり、鋼板の深絞り性を劣化させるために、10℃
／秒を下限とした。上限はやはり実用上達成可能な200
℃／秒とした。この冷却が250℃未満まで行われると未
変態オーステナイトがマルテンサイト変態して母相を硬
質化し、深絞り性を劣化させるので、250℃を冷却終了
温度の下限とした。また、冷却停止温度が500℃を越え
る場合には、セメンタイトを含むベイナイト変態が進行
しパーライト生成の場合と同様にＣを浪費する。すなわ
ち、オーステナイト体積分率が３％未満になるか、Vg/C
が40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超えるか、Vg｛300（2
750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が220以下
の値を示すため、深絞り性・耐置割れ性が劣化するので
500℃を上限とした。
の生成を回避するために高速で行う必要がある。10℃／
秒未満では冷却中にパーライト変態が進行し（母相が硬
化し）、オーステナイトの安定化に必要なＣを浪費し
て、やはり、鋼板の深絞り性を劣化させるために、10℃
／秒を下限とした。上限はやはり実用上達成可能な200
℃／秒とした。この冷却が250℃未満まで行われると未
変態オーステナイトがマルテンサイト変態して母相を硬
質化し、深絞り性を劣化させるので、250℃を冷却終了
温度の下限とした。また、冷却停止温度が500℃を越え
る場合には、セメンタイトを含むベイナイト変態が進行
しパーライト生成の場合と同様にＣを浪費する。すなわ
ち、オーステナイト体積分率が３％未満になるか、Vg/C
が40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超えるか、Vg｛300（2
750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が220以下
の値を示すため、深絞り性・耐置割れ性が劣化するので
500℃を上限とした。
このような温度に冷却した後に、ベイナイト変態によ
るオーステナイトのＣ濃化促進を行わせる。ベイナイト
変態のための温度は、300〜500℃の範囲である限り、冷
却停止温度と同一でもそれ以上でも最終的な鋼板の特性
は変わらない。このとき、ベイナイト変態処理を300℃
未満で行うとマルテンサイトに近い硬質のベイナイトや
マルテンサイトそのものが生成して、母材の変形抵抗を
必要以上に上昇させるとともにベイナイト中にセメンタ
イトなどの炭化物析出が生成して、Ｃを浪費する。すな
わち、オーステナイト体積分率が３％未満になるか、Vg
/Cが40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超えるか、Vg｛300
（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が220以
下の値を示すため、深絞り性・耐置割れ性が劣化するこ
とから300℃を下限とした。また、500℃を超える場合に
は上述の通り、セメンタイトを含むベイナイト変態が進
行し、パーライトの生成と同様にＣを浪費することか
ら、Vg/Cが40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超えるか、Vg
｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が
220以下の値を示す。従って、500℃を上限とした。この
温度範囲での保持は等温もしくはこの温度範囲での徐冷
で行われる。この保持時間が15秒未満の場合にはオース
テナイトへのＣの濃化が十分でなく、結果としてマルテ
ンサイトが増加し、母相の変化抵抗を増加させる。すな
わち、オーステナイト体積分率が３％未満になるか、Vg
/Cが40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超えるか、Vg｛300
（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が220以
下の値を示すため、深絞り性・耐置割れ性を劣化させる
ことから15秒を保持時間の下限とした。また、保持時間
が15分を越える場合は、Ｃ濃化したオーステナイトから
セメンタイトなどの炭化物析出が起こり、結果的には残
留オーステナイト量を減少させ、かつ母相の硬度を上げ
て、やはり、深絞り性・耐置割れ性を劣化させるので15
分を上限とした。
るオーステナイトのＣ濃化促進を行わせる。ベイナイト
変態のための温度は、300〜500℃の範囲である限り、冷
却停止温度と同一でもそれ以上でも最終的な鋼板の特性
は変わらない。このとき、ベイナイト変態処理を300℃
未満で行うとマルテンサイトに近い硬質のベイナイトや
マルテンサイトそのものが生成して、母材の変形抵抗を
必要以上に上昇させるとともにベイナイト中にセメンタ
イトなどの炭化物析出が生成して、Ｃを浪費する。すな
わち、オーステナイト体積分率が３％未満になるか、Vg
/Cが40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超えるか、Vg｛300
（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が220以
下の値を示すため、深絞り性・耐置割れ性が劣化するこ
とから300℃を下限とした。また、500℃を超える場合に
は上述の通り、セメンタイトを含むベイナイト変態が進
行し、パーライトの生成と同様にＣを浪費することか
ら、Vg/Cが40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超えるか、Vg
｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が
220以下の値を示す。従って、500℃を上限とした。この
温度範囲での保持は等温もしくはこの温度範囲での徐冷
で行われる。この保持時間が15秒未満の場合にはオース
テナイトへのＣの濃化が十分でなく、結果としてマルテ
ンサイトが増加し、母相の変化抵抗を増加させる。すな
わち、オーステナイト体積分率が３％未満になるか、Vg
/Cが40未満になるか、Vp/Vsが0.8を超えるか、Vg｛300
（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が220以
下の値を示すため、深絞り性・耐置割れ性を劣化させる
ことから15秒を保持時間の下限とした。また、保持時間
が15分を越える場合は、Ｃ濃化したオーステナイトから
セメンタイトなどの炭化物析出が起こり、結果的には残
留オーステナイト量を減少させ、かつ母相の硬度を上げ
て、やはり、深絞り性・耐置割れ性を劣化させるので15
分を上限とした。
上記の製造工程の内冷間圧延後の焼鈍熱サイクルを第
１図に示す。図中、Ts℃:2相域保持温度（Ac1〜Ac3）、
ts秒:2相域保持時間（30秒〜５分）、CR1℃／秒:1段目
冷却時間（１〜200℃／秒）、Tq℃:1段目冷却終了温度
（550〜720℃）、CR2℃／秒:2段目冷却速度（10〜200℃
／秒）、Tc℃:2段目冷却終了温度（250〜500℃／秒）、
Tb℃：ベイナイト処理温度（300〜500℃）、tb秒：ベイ
ナイト処理時間（15秒〜15分）である。
１図に示す。図中、Ts℃:2相域保持温度（Ac1〜Ac3）、
ts秒:2相域保持時間（30秒〜５分）、CR1℃／秒:1段目
冷却時間（１〜200℃／秒）、Tq℃:1段目冷却終了温度
（550〜720℃）、CR2℃／秒:2段目冷却速度（10〜200℃
／秒）、Tc℃:2段目冷却終了温度（250〜500℃／秒）、
Tb℃：ベイナイト処理温度（300〜500℃）、tb秒：ベイ
ナイト処理時間（15秒〜15分）である。
実施例 第１表に示す成分の鋼に対し、第２表に示す一連の処
理を施し、これらの機械的性質、深絞り性、オーステナ
イト量とオーステナイト中のＣ濃度の評価を行った。そ
の結果を第２表に示す。
理を施し、これらの機械的性質、深絞り性、オーステナ
イト量とオーステナイト中のＣ濃度の評価を行った。そ
の結果を第２表に示す。
オーステナイトの体積分率はMoのKa線を用いてフェラ
イトの（200）と（211）面、オーステナイトの（20
0），（220），（311）面の積分強度から求めた。第２
表のVp,Vsはそれぞれ、平面ひずみ引張変形、縮みフラ
ンジ変形における相当塑性ひずみ1.15Euでのオーステナ
イト体積分率である。また、Vgは室温での、変形前のオ
ーステナイト体積分率である。オーステナイト中のＣ濃
度Cg質量％はCoのKa線を用いてオーステナイトの（00
2），（022），（113），（222）の面の反射角度を測定
し、格子常数を 格子常数＝3.572＋0.033Cg の関係を用いて求めた。なお、第２表Cg％欄で※印と表
示されたものは、オーステナイトが存在しないか、また
は量が少ないために測定できなかった例を示す。
イトの（200）と（211）面、オーステナイトの（20
0），（220），（311）面の積分強度から求めた。第２
表のVp,Vsはそれぞれ、平面ひずみ引張変形、縮みフラ
ンジ変形における相当塑性ひずみ1.15Euでのオーステナ
イト体積分率である。また、Vgは室温での、変形前のオ
ーステナイト体積分率である。オーステナイト中のＣ濃
度Cg質量％はCoのKa線を用いてオーステナイトの（00
2），（022），（113），（222）の面の反射角度を測定
し、格子常数を 格子常数＝3.572＋0.033Cg の関係を用いて求めた。なお、第２表Cg％欄で※印と表
示されたものは、オーステナイトが存在しないか、また
は量が少ないために測定できなかった例を示す。
Vf,Vb,Vmは組織写真から求め、Hfはマイクロビッカー
ス硬度の測定値を用いた。Hbは300、Hmは900を用いた。
ス硬度の測定値を用いた。Hbは300、Hmは900を用いた。
第２表Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmV
m）−１｝の欄で※印と表示されたものはCgが測定不能
の結果（※印を付す）数値を得ることができなかった例
である。
m）−１｝の欄で※印と表示されたものはCgが測定不能
の結果（※印を付す）数値を得ることができなかった例
である。
深絞り性は直径50mmの円筒深絞り用工具を用いて、TZ
P試験でＴ値により評価した。このとき、ブランクは直
径96mmの円形、潤滑は防錆油、初期のしわ押さえ力は0.
9ton、最大しぼり荷重点以降のしわ押さえ力は19tonと
した。第２表Ｔ値％の欄で※※と表示されたものは、最
大絞り荷重点以前に破断したか、または破断荷重が最大
しぼり荷重以下の値を示したもので、深絞り性の劣る例
である。
P試験でＴ値により評価した。このとき、ブランクは直
径96mmの円形、潤滑は防錆油、初期のしわ押さえ力は0.
9ton、最大しぼり荷重点以降のしわ押さえ力は19tonと
した。第２表Ｔ値％の欄で※※と表示されたものは、最
大絞り荷重点以前に破断したか、または破断荷重が最大
しぼり荷重以下の値を示したもので、深絞り性の劣る例
である。
第１表と第２表の数値に下線を施したものは本発明の
範囲からはずれた例を示す。第２表より本発明の条件を
満たす鋼板は高いＴ値を有するため、深絞り性が優れて
いることがわかる。また、Ｔ値が高いことは、強度の割
に成形荷重を低減できることも示している。これは型か
じり防止の点でも有利である。
範囲からはずれた例を示す。第２表より本発明の条件を
満たす鋼板は高いＴ値を有するため、深絞り性が優れて
いることがわかる。また、Ｔ値が高いことは、強度の割
に成形荷重を低減できることも示している。これは型か
じり防止の点でも有利である。
また、Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmV
m）−１｝の値が本発明外のものとVg/Cがその上限を越
えるものでは、絞り比1.7で絞り抜いた成形品に置割れ
が発生した。Vp/VsまたはVg｛300（2750Cg＋600）／（H
fVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が本発明外のものはＴ値が低
いか、または耐置割れ性が劣っていた。
m）−１｝の値が本発明外のものとVg/Cがその上限を越
えるものでは、絞り比1.7で絞り抜いた成形品に置割れ
が発生した。Vp/VsまたはVg｛300（2750Cg＋600）／（H
fVf＋HbVb＋HmVm）−１｝が本発明外のものはＴ値が低
いか、または耐置割れ性が劣っていた。
このように本発明鋼は深絞り性・耐置割れ性に優れて
おり、深絞り成形に適していることがわかる。
おり、深絞り成形に適していることがわかる。
なお、No.17の試験片はVp/Vsが本発明内であるものの
Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝
の値が本発明外であり、逆にNo.20の試験片はVg｛300
（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝の値が
本発明内であるがVp/Vsが本発明外であり、いずれもＴ
値％が低く置割れが発生した。
Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝
の値が本発明外であり、逆にNo.20の試験片はVg｛300
（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）−１｝の値が
本発明内であるがVp/Vsが本発明外であり、いずれもＴ
値％が低く置割れが発生した。
産業上の利用可能性 以上の記述のように本発明は高強度でかつ深絞り性に
優れ、かつ強度の割に必要とするプレス機の成形荷重能
力が小さく、型かじりを起こしにくい鋼板を提供し、例
えば自動車の部品に適用することで車体軽量化や衝突安
全性向上および生産性向上に大きく貢献することができ
る。
優れ、かつ強度の割に必要とするプレス機の成形荷重能
力が小さく、型かじりを起こしにくい鋼板を提供し、例
えば自動車の部品に適用することで車体軽量化や衝突安
全性向上および生産性向上に大きく貢献することができ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 佐久間 康治 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株 式会社君津製鐵所内 (72)発明者 樋渡 俊二 千葉県富津市新富20―１ 新日本製鐵株 式会社技術開発本部内 (72)発明者 川崎 薫 千葉県富津市新富20―１ 新日本製鐵株 式会社技術開発本部内 (56)参考文献 特開 平４−325657（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−329848（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−105986（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−195150（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−112846（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−271857（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−195143（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/06 C21D 8/02 C21D 9/48 C22C 38/44 C22C 38/50 C22C 38/58
Claims (11)
- 【請求項１】C:0.04〜0.25質量％、SiおよびAlの少なく
とも１種を合計で0.3〜3.0質量％を含み、残部Feおよび
不可避的不純物からなり、フェライトを主相（最も体積
分率の高い相）とし、３体積％以上のオーステナイトを
含むとともに、不可避的にベイナイトおよびマルテンサ
イトを含む複合組織を有すること； 前記の複合組織において、オーステナイト体積分率Vp
（体積％）（ただし、VpはEu（単軸引張の一様伸びの対
数ひずみ）の1.15倍の相当塑性ひずみが付与されるま
で、平面ひずみ引張変形（ひずみ比＝（板面内の最小主
ひずみ）／（板面内の最大主ひずみ）＝０）を与えたと
きに残留するオーステナイト体積分率である）とオース
テナイト体積分率Vs（体積％）（ただし、Vsは1.15Euの
相当塑性ひずみが付与されるまで、縮みフランジ変形
（ひずみ比＝−４〜−１）を与えたときに残留するオー
ステナイト体積分率である）との比Vp/Vsが0.8以下であ
ること；および 前記の複合組織において、加工前のオーステナイトの体
積分率Vg（体積％）と該オーステナイト中のＣ濃度Cg
（質量％）、加工前のフェライトの体積分率Vf（体積
％）とマイクロビッカース硬度Hf、加工前のベイナイト
の体積分率Vb（体積％）と硬度Hb、および、加工前のマ
ルテンサイトの体積分率Vm（体積％）と硬度Hmが下記
式： 220＜Vg｛300（2750Cg＋600）／（HfVf＋HbVb＋HmVm）
−１｝＜990 を満足すること； 以上からなることを特徴とする深絞り成形に適した高強
度鋼板。 - 【請求項２】前記の複合組織において、加工前のオース
テナイトの体積分率Vg（体積％）を、鋼全体に含有され
るＣ（質量％）で除した値Vg/Cが40〜120の範囲にある
請求の範囲第１項記載の高強度鋼板。 - 【請求項３】C:0.04〜0.25質量％、SiおよびAlの少なく
とも１種を合計で0.3〜3.0質量％を含み、さらに、Mn、
Ni、Cu、CrおよびMoの少なくとも１種を合計で0.5〜3.5
質量％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる請
求の範囲第１項または第２項記載の高強度鋼板。 - 【請求項４】C:0.04〜0.25質量％、SiおよびAlの少なく
とも１種を合計で0.3〜3.0質量％を含み、さらに、Nb、
Ti、ＶおよびＰの少なくとも１種を合計で0.20質量％以
下を含を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる請
求の範囲第１項または第２項記載の高強度鋼板。 - 【請求項５】C:0.04〜0.25質量％、SiおよびAlの少なく
とも１種を合計で0.3〜3.0質量％を含み、さらに、Mn、
Ni、Cu、CrおよびMoの少なくとも１種を合計で0.5〜3.5
質量％と、Nb、Ti、ＶおよびＰの少なくとも１種を合計
で0.20質量％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物
からなる請求の範囲第１項または第２項記載の高強度鋼
板。 - 【請求項６】C:0.04〜0.25質量％、SiおよびAlの少なく
とも１種を合計で0.3〜3.0質量％を含み、残部Feおよび
不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造して鋳片を製造する
こと； 該鋳片を一旦冷却したのち1100℃超の温度に加熱する
か、または、冷却することなく、粗圧延の入り側で1100
℃超の温度を確保して熱間圧延すること； 得られた熱延鋼帯を350〜750℃の範囲で巻取ること； 該熱延鋼帯に35〜85％の圧下率で冷間圧延を施すこと； 該冷延鋼帯を連続焼鈍炉内へ搬送し、該焼鈍炉におい
て、該冷延鋼帯をAc1〜Ac3の温度範囲で30秒〜５分の間
加熱し、その後、１〜200℃／秒の冷却速度で550〜720
℃の温度範囲まで冷却し、さらに、10〜200℃／秒の冷
却速度で250〜500℃の温度範囲まで冷却し、次いで、30
0〜500℃の温度範囲で15秒〜15分の間保持し、しかる
後、室温まで冷却すること； 以上からなることを特徴とする深絞り成形に適した高強
度鋼板の製造方法。 - 【請求項７】前記焼鈍炉において、前記冷延鋼帯をAc1
〜Ac3の温度範囲で30秒〜５分の間加熱し、その後、１
〜10℃／秒の冷却速度で550〜720℃の温度範囲まで冷却
する請求の範囲第６項記載の高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項８】前記焼鈍炉において、前記冷延鋼帯を10〜
200℃／秒の冷却速度で250〜500℃未満の温度まで冷却
した後、該冷却停止温度を越える温度で300〜500℃の温
度範囲において、15秒〜15分間保持する請求の範囲第６
項記載の高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項９】C:0.04〜0.25質量％、SiおよびAlの少なく
とも１種を合計で0.3〜3.0質量％を含み、さらに、Mn、
Ni、Cu、CrおよびMoの少なくとも１種を合計で0.5〜3.5
質量％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる溶
鋼を鋳造して鋳片を製造する請求の範囲第６項記載の高
強度鋼板の製造方法。 - 【請求項１０】C:0.04〜0.25質量％、SiおよびAlの少な
くとも１種を合計で0.3〜3.0質量％を含み、さらに、N
b、Ti、ＶおよびＰの少なくとも１種を合計で0.20質量
％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる溶
鋼を鋳造して鋳片を製造する請求の範囲第６項記載の高
強度鋼板の製造方法。 - 【請求項１１】C:0.04〜0.25質量％、SiおよびAlの少な
くとも１種を合計で0.3〜3.0質量％を含み、さらに、M
n、Ni、Cu、CrおよびMoの少なくとも１種を合計で0.5〜
3.5質量％と、Nb、Ti、ＶおよびＰの少なくとも１種を
合計で0.20質量％以下を含み、残部Feおよび不可避的不
純物からなる溶鋼を鋳造して鋳片を製造する請求の範囲
第６項記載の高強度鋼板の製造方法。
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