JP3329871B2 - プレス加工用高張力薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、プレス加工用高張力薄
鋼板、すなわち高強度を有するプレス加工用の、冷延鋼
板, 熱延鋼板およびめっき鋼板などの薄鋼板と、それら
の製造方法に関するものである。とくに、穴拡げ特性に
優れたプレス加工用高張力薄鋼板に関しての提案であ
る。

【０００２】

【従来の技術】近年、加工用鋼板は高強度化によって軽
量化したものが望まれている。加工用鋼板の高強度化を
図る方法には、第２相を利用する複合組織強化法が一般
的である。この方法で得られた複合組織強化鋼は、強度
−延性バランスに優れるだけでなく、低降伏比（YR＝YS
／TS）や遅時効性という特性にも優れている。しかしな
がら、このようにして得られた従来の複合組織強化鋼
は、穴拡げ加工のような伸びフランジを伴うプレス加工
において、端面の亀裂発生により破断を起こし易いとい
う欠点があった。

【０００３】上記欠点を克服する方策として従来、例え
ば特開昭61-48520号公報では、第２相の低減、微細分布
化および表面性状の改善などを組み合わせた方法を提案
している。しかし、このような各要素の最適化の組み合
わせによる従来法では、工程管理が複雑化するだけでな
く、第２相による組織内への歪導入という、穴拡げ性を
低下させる要因が解決されず、大きな改善効果が期待で
きなかった。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の問題
を有利に解決するもので、複合組織鋼板の利点を活かし
つつ、穴拡げ性に劣るという複合組織鋼板の弱点を克服
したプレス加工用高張力薄鋼板を、その有利な製造方法
と共に提案することを目的とする。

【０００５】

【課題を解決するための手段】従来、複合組織型鋼板
は、局部的な残留応力が存在するために、伸びフランジ
成形における割れが発生し易く、穴拡げ性の低下は避け
られないものと考えられてきた。そこで本発明者らは、
この点を解決すべく鋭意研究を重ねた。その結果、前記
穴拡げ性の低下は、第２相の濃度分布を板厚方向におい
て変化させることにより改善できることを突き止めた。
なお、本発明のプレス加工用高張力薄鋼板については、
本発明者らが推奨する指標( 穴拡げ指数) である, 後述
する試験方法による穴拡げ率とTSの２乗との積(TS²×穴
拡げ率）が24.0×10⁴%・kgf²/mm⁴以上を示すほか、TS≧
35 (kgf/mm²)、TS×El≧1600(kgf/mm²・％) 、YR≧70
(%) を満たし、さらに冷延鋼板ではｒ値≧1.6 を満足す
る特性値を有することが望ましい。

【０００６】上述した知見の下に得られた本発明は、次
のとおりの要旨構成を有するものである。 １．フェライト相と、マルテンサイト、ベイナイト、パ
ーライト、残留オーステナイトおよび低温変態フェライ
トの少なくともいずれか一つの相による第２相との複合
組織からなる加工用の高張力鋼板であって、鋼板の表面
から板厚 1/4深さまでの表面近傍における第２相の体積
率が、板厚 1/4深さから板厚中心までの中心部における
第２相の体積率の 1.3倍以上であるプレス加工用高張力
薄鋼板。

【０００７】２．上記の鋼板は、その成分組成が、Ｃ：
0.004 〜0.2 wt％、Si：2.0 wt％以下、Mn：3.5 wt％以
下、Ｐ：0.25wt％以下、Ｓ：0.10wt％以下およびＮ：0.
0050wt％以下を含み、かつTi：0.002 〜0.2 wt％および
Nb：0.002 〜0.2 wt％のうちから選んだ１種または２種
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるもの
であるプレス加工用高張力薄鋼板。

【０００８】３．上記２の鋼板成分組成に、さらにMo：
0.03〜5.0 wt％、Cr：0.1 〜5.0 wt％、Ni：0.1 〜5.0
wt％、Cu： 0.1〜5.0 wt％およびＢ：0.0002〜0.10wt％
のうちから選んだ少なくとも1 種または２種以上を添加
含有させてなるプレス加工用高張力薄鋼板。

【０００９】４．表面にめっき層を有する上記１〜３の
いずれか１つに記載のプレス加工用高張力薄鋼板。

【００１０】５．Ｃ：0.009 wt％以下で、かつ(12/48)
Ti^* ＋(12/93) Nb≧Ｃ( ただし、Ti^*＝Ti-(48/32)Ｓ-(4
8/14)Ｎ) を満足する組成の鋼材を熱間圧延して熱延鋼
板とし、次いでこの熱延鋼板を、該鋼板の（Ａc₁変態点
−50℃）〜（Ａc₁変態点＋30℃）の範囲内の温度にて
(0.9/t)ppmＣ/sec以上（Ｃは板厚貫通分析値(%) 、ｔは
鋼板板厚(mm)）の浸炭速度で15秒以上浸炭処理し、その
後、少なくとも 500℃までは10℃/sec以上の冷却速度で
冷却することを特徴とするプレス加工用高張力薄鋼板の
製造方法。

【００１１】６．Ｃ：0.009 wt％以下で、かつ(12/48)
Ti^* ＋(12/93) Nb≧Ｃ( ただし、Ti^*＝Ti-(48/32)Ｓ-(4
8/14)Ｎ) を満足する組成の鋼材を熱間圧延と冷間圧延
とを行って冷延鋼板とし、次いでこの冷延鋼板を 700〜
950 ℃の温度で再結晶焼鈍し、次に、該鋼板の（Ａc₁変
態点−50℃）〜（Ａc₁変態点＋30℃）の範囲内の温度に
て(0.9/t)ppmＣ/sec以上（Ｃは板厚貫通分析値(%) 、ｔ
は鋼板板厚(mm)）の浸炭速度で15秒以上浸炭処理し、そ
の後、少なくとも 500℃までは10℃/sec以上の冷却速度
で冷却することを特徴とするプレス加工用高張力薄鋼板
の製造方法。

【００１２】７．Ｃ：0.009 wt％以下で、かつ(12/48)
Ti^* ＋(12/93) Nb≧Ｃ( ただし、Ti^*＝Ti-(48/32)Ｓ-(4
8/14)Ｎ) を満足する組成の鋼材を熱間圧延と冷間圧延
とを行って冷延鋼板とし、次いでこの冷延鋼材を 700℃
以上、しかも該鋼材の（Ａc₁変態点−50℃) 以上で、 9
50℃以下、しかも該鋼材の (Ａc₃変態点＋30℃) 以下の
範囲内の温度にて(0.9/t)ppmＣ/sec以上（Ｃは板厚貫通
分析値(%) 、ｔは鋼板板厚(mm)）の浸炭速度で15秒以上
浸炭しつつ再結晶焼鈍し、その後、少なくとも 500℃ま
では10℃/sec以上の冷却速度で冷却することを特徴とす
るプレス加工用高張力薄鋼板の製造方法。

【００１３】８．上記５, ６または７に記載の各方法に
おいて、 500℃以下の温度まで冷却した後、引き続き冷
却するときに 150〜550 ℃の範囲内の温度に30〜300 秒
間保持することを特徴とする、請求項１, 2 , ３または
４のいずれか１つに記載のプレス加工用高張力薄鋼板の
製造方法。

【００１４】以下、本発明にかかる高張力薄鋼板を開発
するに至った基礎実験の結果について説明する。 実験条件； ・成分：Ｃ：0.0025〜0.0036％wt％, ただし、比較用の
非浸炭鋼はＣ：0.04〜0.08wt％、Si：0.01〜0.30wt％、
Mn：0.5 〜2.0 wt％、Ｐ：0.01〜0.05wt％、Ｓ：0.005
wt％、Al：0.03〜0.05wt％、Ti：0.04wt％、Ｎ：0.0030
wt％（Ａc₁変態点：850 〜910 ℃) ・工程： (1) 連続鋳造 (2) 熱間圧延：スラブ加熱温度（SRT)：1200℃ 熱延終了温度（FDT) ：900 ℃ コイル巻取温度（CT）：650 ℃ 最終板厚：3.0 mm (3) 冷間圧延：最終板厚：0.75mm（圧下率75％） (4) 連続焼鈍：加熱温度：800 〜850 ℃ 浸炭処理：CO含有雰囲気（CO 0.5〜25％、H₂ 1〜10％、
残部N₂露点−40℃以下）中で 600〜900 ℃, ２分間。た
だし比較としてCOを含まない雰囲気も使用。 冷却速度：40℃／sec (5) 調質圧延：圧下率：0.7 ％

【００１５】上記の実験において、高温浸炭処理をした
ものは、浸炭部に比較的Ｃ濃度の高いオーステナイト
(γ) 相が生じ、その結果、鋼板表面近傍の第２相の体
積を、鋼板中心部のそれよりも多く分布させることがで
きた。なおこの実験では、浸炭処理後の冷却速度を40℃
/secとした結果、第２相はベイナイトまたは（ベイナイ
ト＋マルテンサイト）となった。

【００１６】この実験で得られた鋼板について、さらに
TS−穴拡げ性の関係についても調べた。その結果を図１
に示す。この図１において、Ｒは、表面近傍（表面から
板厚1/4深さまでの領域と定義する）における第２相体
積率と、中心部（板厚 1/4深さから中心までの領域と定
義する）における第２相体積率との比である。なお、各
相の堆積率は、光学顕微鏡像より算出した。また、穴拡
げ性は、20mmの円形穴を50mmＲ半球ポンチで押し広げた
とき、亀裂が発生までの拡大率で評価したものである。

【００１７】図１より明らかなように、Ｒの値が大き
い、すなわち第２相が表面近傍に偏っているほど、TS−
穴拡げ特性の関係がより直線的でバランスに優れている
ことが判る。なお、図中Ｒ＝∞とは、中心付近で第２相
が存在しない、すなわちフェライト（α）単相組織であ
ることを示す。この場合、TSは幾分低めになる傾向があ
るけれども、TS−穴拡げ性のバランスは最も優れてい
た。

【００１８】ここに本発明で目標とする、従来の複合組
織鋼板よりも優れた穴拡げ性 TS²×穴拡げ率≧24.0×10
⁴%・kgf²/mm⁴を得るには、表面近傍における第２相の体
積率を中心付近における第２相の体積率の1.3 倍以上と
することが必要である。このように第２相を表面近傍に
偏在させることによって穴拡げ性を改善できる理由は、
まだ明確に解明されたわけではないが、残留応力の分布
状態の変化が重要な役割を果たしているものと推測され
る。なお、第２相が上記マルテンサイト、ベイナイトの
他、パーライトや残留γ低温変態フェライトの場合であ
っても、同様の穴拡げ性改善効果が認められた。

【００１９】また、本発明者らが知見したところによれ
ば、浸炭速度の制御も、目標とする第２相分布Ｒを得る
上で重要な役割を果たす。図２に、浸炭速度と第２相分
布Ｒの関係を示す。ここで、浸炭速度(ppmＣ/sec) は、
鋼中Ｃ％の板全厚(t) での平均増加速度と定義した。こ
の図２より、浸炭速度×板厚(mm)の値が 0.9以上、すな
わち浸炭速度が 0.9／板厚以上でないと、Ｒが 1.3以上
を得ることができないことがわかる。さらに、浸炭無し
では第２相が得られない鋼板（Ｃ：0.0020wt％, Si：0.
1 wt％, Mn：0.7 wt％, Ｐ：0.04wt％, Ｓ：0.010 wt
％, Al：0.045 wt％, Ti：0.03wt％, Ｎ：0.0025wt％)
について、浸炭速度×板厚(mm)とＲの関係を表１に示
す。

【００２０】

【表１】

【００２１】表１に示すとおり、上記鋼板においても、
浸炭速度×板厚(mm)の値が 0.9以上、すなわち浸炭速度
が 0.9／板厚以上でないと表面近傍に第２相が出現せ
ず、Ｒが 1.3以上を得ることができないことがわかる。

【００２２】しかも、このように第２相分布を偏在化さ
せた鋼板については、これを 150℃〜550 ℃の範囲内の
温度に30秒以上保持すると、さらなる延性および穴拡げ
性の改善が得られることも判った。

【００２３】この現象について、以下に、このことを突
きとめた実験結果に基づき説明する。 実験条件； ・成分：Ｃ：0.0042wt％, Si：0.5 wt％、Mn：1.2 wt
％、Ｐ：0.07wt％、Ｓ：0.005 wt％、Al：0.036 wt％、
Ti：0.04wt％、Ｎ：0.0025wt％（Ａc₁変態点： 920℃) ・工程： (1) 連続鋳造 (2) 熱間圧延：スラブ加熱温度（SRT)：1200℃ 熱延終了温度（FDT) ：900 ℃ コイル巻取温度（CT）：600 ℃ 最終板厚：3.5 mm (3) 冷間圧延：最終板厚：0.9 mm（圧下率74％） (4) 連続焼鈍：加熱温度：850 ℃ 浸炭処理：CO含有雰囲気（CO 20 ％、H₂ 20 ％, 残部N₂
露点−40℃以下）中で 910℃−２分間。 浸炭速度： 2.1ppm Ｃ/sec １次冷却速度：50℃/sec １次冷却終点速度：50〜800 ℃ １次冷却後保持時間：150 秒 １次冷却後保持温度：終点温度に一致させて保持 ２次冷却速度：30℃/sec (5) 調質圧延：1.0 ％ 以上の条件で冷延鋼板を製造した。図３は、この実験に
おける処理条件の模式図である。

【００２４】上記の実験において、高温浸炭処理をした
ものは、第２相がベイナイトとマルテンサイトであっ
た。しかも、表面近傍の第２相体積率と中心部の第２相
体積率との比Ｒは、１次冷却後の保持温度：50〜700 ℃
では５、一方、従来冷却後の保持温度：800 ℃では３で
あった。また、ＴＳと穴拡げ性に及ぼす１次冷却後保持
温度の影響を図４に示す。この図から判るように、１次
冷却後に行う保持の温度が 150〜550 ℃の範囲内では、
ＴＳおよび穴拡げ性とも一定しており、この両者の関係
は１次冷却後の保持処理がない場合に比べると、さらに
バランスが良いことがわかる。

【００２５】さらに、上述のものと同じ鋼種を同様の工
程を経て冷延鋼板とし、その後、図５に示す如く急冷後
に均熱でない低温保持処理を施した場合も、ＴＳ59.0kg
f/mm²、穴拡げ率 150％と優れたＴＳ−穴拡げ性のバラ
ンスを得た。ただし、均熱時間が30秒未満ではこれらの
効果が得られず、また、均熱時間が 300秒を超えると焼
もどし状態となり、著しい強度低下を生じるので、均熱
時間は30〜300 秒としなければならないことが判った。

【００２６】なお、上記低温保持処理により穴拡げ性が
さらに改善される理由については明確ではないが、本発
明者らの考えでは、浸炭後の低温保持処理が不安定な固
溶位置に存在する固溶Ｃの再配置を促すことにより、内
部応力分布が均一に近づくのではないかと推測される。
しかも、このような均熱処理では、従来の焼もどし処理
で見られる強度低下がほとんど観察されず、通常の焼も
どしでの過剰固溶Ｃの析出とは、異なる現象と考えられ
る。

【００２７】

【作用】次に、本発明を適用して好適な鋼板の成分組成
範囲について述べる。 Ｃ：0.004 〜0.2 wt％ 本発明では、鋼板の板厚中心部はＣ含有量が低減して第
２相の生成を抑制するように作用する。一方、鋼板の表
層部はＣ含有量を増大させて第２相を積極的に生成させ
る必要がある。そのためには、先の実験例にも示したよ
うに、出発材料成分中のＣ量は 0.009wt％以下とし、そ
の後の浸炭処理により表層部のＣ量を0.01〜0.5 wt％程
度まで上昇させるのが有利である。しかし、このＣ含有
量を一義的に定めることはできないけれども、平均Ｃ含
有量が0.004 wt％に満たない極低Ｃ化は、工業的に不経
済なだけでなく、第２相の形成にも不利に作用し、一方
0.2wt％を超えると延性、耐時効性が劣化し易くなるの
で、0.004 〜 0.2wt％程度が望ましい。

【００２８】なお、上記実験例にも示したように、Ｃ：
0.009 wt％以下で、かつ（12／48）Ti^＊ ＋（12／93）
Nb≧Ｃ（ただしTi^＊ ＝Ti−（48／32）Ｓ−（48／14）
Ｎ )を満足する組成の鋼を、まず熱延鋼板または冷延鋼
板として延性および深絞り性を確保し、その上で、浸炭
処理を施して強度上昇および第２相化の促進を図ること
により、極めて優れた加工性を得ることができる。

【００２９】次に、Si, Mn, P について説明する。これ
らの元素については、不可避的不純物のレベルまで下げ
てもよいし、また強化元素および第２相安定化元素とし
て適量添加してもよい。ただし、各元素とも添加量が多
すぎると、加工用鋼板として以下に述べるような不都合
を生じる。

【００３０】Si：2.0 wt％以下 Siは、その含有量が 2.0wt％を超えると変態点が上昇
し、高温焼鈍が必要になるので、 2.0wt％以下とするの
が望ましい。

【００３１】Mn：3.5 wt％以下 Mnは、その含有量が 3.5wt％を超えると伸び−強度バラ
ンスが劣化する傾向にあるので、 3.5wt％以下とするの
が望ましい。

【００３２】Ｐ：0.25wt％以下 Ｐは、その含有量が0.25wt％を超えると偏析による表面
欠陥が顕著になる傾向にあるので、0.25wt％以下とする
のが望ましい。

【００３３】Ｓ：0.10wt％以下 Ｓは、0.10wt％を超えると熱間加工性が劣化する傾向に
あり、また後述の添加Tiの歩留まりも低下するので、0.
10wt％以下とするのが望ましい。

【００３４】Ｎ：0.0050wt％以下 Ｎは、その含有量が0.0050wt％を超えると加工性や常温
非時効性が劣化するので、0.0050wt％以下とするのが望
ましい。

【００３５】Tiおよび／またはNb：0.002 〜0.2 wt％ Ti, Nbはいずれも、強化元素であるだけでなく、フェラ
イト相中の固溶Ｃ、Ｎ、Ｓを固定して加工性の向上に有
効に寄与する。しかしながら、これらの含有量が 0.002
wt％未満では実質的な添加の効果がなく、一方、 0.2wt
％を超えると添加の効果が飽和に達し経済的不利が増大
するので、単独添加、複合添加いずれの場合においても
0.002〜0.2 wt％の範囲で含有させることが好ましい。

【００３６】なお、前述の如く、（12/48)Ti^＊ ＋（12
/93)Nb≧Ｃ（ただしTi^＊ ＝Ti−（48/32)Ｓ−（48/14)
Ｎ )を満たす成分を出発材とし、固溶Ｃ、Ｎ、Ｓを除い
た状態で熱延鋼板、冷延鋼板または焼鈍済鋼板としたの
ち、浸炭処理を施すことにより、優れた延性および深絞
り性を得ることができる。

【００３７】Mo：0.03〜5.0 wt％ Cr，Ni, Cu：それぞれ 0.1〜5.0 wt％ Ｂ：0.0002〜0.10wt％ Mo，Cr，Ni, CuおよびＢはいずれも、鋼板の高強度化に
有効な元素である。これらの元素の添加量が、それぞれ
上記した下限値に満たないと、所望の強度が得られず、
一方上限値を超えると材質が劣化するので、それぞれ上
記の範囲内で添加することが望ましい。なお、マルテン
サイトおよび／またはベイナイトを第２相とする複合組
織鋼板を得るためには、通常、浸炭処理後の 500℃以上
での冷却速度を30℃/sec以上とするのが望ましいが、と
くにMn＋３Mo＋２Cr＋Ni＋10Ｂ≧1.5 であれば 500℃以
上での冷却速度は10℃/sec程度以上で充分である。

【００３８】次に、本発明の製造方法について工程順に
説明する。 (1) スラブは、通常の連続鋳造法ないし造塊法に従って
製造する。 (2) 熱間圧延は、 Ar₃変態点以上で圧延を終了するよう
にすればよい。なお、近年着目されている温間圧延法の
適用も可能である。コイル巻き取り温度は特に限定され
ない。 (3) 上記熱間圧延によって得られた熱延鋼板は、冷間圧
延するものを除き、その後直ちに浸炭処理を行う。 (4) 未浸炭処理の熱延鋼板については、次に冷間圧延を
行って冷延鋼板とする。この冷延鋼板は、さらに再結晶
焼鈍を行ってから浸炭処理を行う。このときの焼鈍温度
は 700〜950 ℃が適切である。 700℃以下では再結晶が
不十分となる。一方、 950℃以上の温度では、Ａc₁変態
点の高い低炭素・極低炭素ＩＦ（Interstitial Free)鋼
であっても、浸炭前に板厚全体が変態し、通常の複合組
織鋼と何ら変わりなくなってしまうことが多い。

【００３９】さて、出発材とする鋼板の成分組成につい
ては、Ｃ量が 0.009wt％以下の極低炭素で、かつ（12/4
8)Ti^＊ ＋（12/93)Nb≧Ｃ（ただしTi^＊ ＝Ti−（48/3
2)Ｓ−（48/14)Ｎ )を満足する組成とし、その後に施す
再結晶焼鈍を固溶Ｃのない状態で施すことが、ｒ値の非
常に高い鋼板を得るのに都合がよく、加工上有利であ
る。 そこで、本発明では、出発材の成分組成につき、
Ｃ≦0.009 wt％で、かつ（12/48)Ti^＊ ＋（12/93)Nb≧
Ｃ（ただしTi^＊ ＝Ti−（48/32)Ｓ−（48/14)Ｎ)を満
足させるものとした。

【００４０】浸炭処理における浸炭速度の必要条件およ
び、浸炭後低温保持の効果については既に述べたので、
ここではそれ以外の限定理由を記す。本発明の方法で
は、浸炭により第２相の表面形成を促すために、浸炭温
度を（Ａc_１変態点−50℃）〜（Ａc_１変態点＋30℃）の
範囲とする。というのは浸炭温度が上記温度範囲の下限
を下回ると第２相形成が困難であり、一方上限を超える
と第２相が板厚全域に出現し、表面に第２相を集中して
形成することが困難になるからである。

【００４１】ここで、出発材のＡc₁変態点は実際に測定
することが望ましいが、下記式により簡便に算出したＡ
c₁変態点を用いてもよい。下記式は本発明者らが見いだ
した実験式である。

【数１】 また、この式から、出発材のＡc₁変態点以下の温度で浸
炭を開始しても、浸炭中に表層近傍においてＣ量に起因
するＡc₁変態点低下が起こり、第２相がこの表面近傍に
多く生じることが判る。すなわち、図６に模式的に示す
ごとく、浸炭により表面近傍の鋼中Ｃ量が多くなり、板
厚中心付近に比べてＡc₁変態点が低下する。その結果、
出発材のＡc₁変態点より低い温度（図中浸炭温度Ａ）で
浸炭すると表面近傍のみ第２相が出現する。また、出発
材のＡc₁変態点より高い温度（図中浸炭温度Ｂ）で浸炭
しても、表面近傍の方が相対的にＡc₁変態点との温度差
が大きいため第２相の出現量が多くなる。なお、充分浸
炭させるために、浸炭処理は15秒以上 (好ましくは 300
秒以下)とする必要がある。

【００４２】浸炭手段としては、炭素含有液体の塗布、
炉内雰囲気への浸炭性ガス（CO, CH ₄ など）添加、揮発
性炭素含有液体の炉内直接投入などが有効である。な
お、再結晶焼鈍中に浸炭するよりも、再結晶焼鈍終了後
に浸炭処理を行う方が、工程は長くなるものの、高ｒ値
を得る上では有利である。

【００４３】上記浸炭処理後の冷却速度は、10℃/sec以
上にすることが必要である。この速度よりも遅い冷却速
度では、第２相による強化が得にくくなるうえ、第２相
の板厚方向分布が均一化する傾向にある。この冷却の終
点温度は 500℃以下になるようにすればよい。それは、
500℃以上で均熱または徐冷を開始すると、冷却速度を
低くした場合と同様に、第２相による強化が得にくくな
るうえ、第２相の板厚分布が均一化する傾向となるから
である。なお、調質圧延は特に必要ではないが、板の形
状矯正のために３％以下程度の圧下を加えても問題はな
い。また、本発明の鋼板に、溶融亜鉛めっきなどの表面
被覆処理を施して使用することも可能である。

【００４４】

【実施例】表２に示す成分組成の種々の鋼素材（発明
例, 比較例）を出発材として、表３に示す条件下にて処
理した。ただし、冷延鋼板の最終板厚は0.75mm、また連
続焼鈍における最高温度保持時間は20秒である。かくし
て得られた鋼板の機械的特性について調べた結果を表４
に示す。

【００４５】

【表２】

【００４６】

【表３】

【００４７】

【表４】

【００４８】記号１Ａは、熱延板浸炭による発明例であ
る。この例は熱延鋼板であるため、本来ｒ値は低いもの
の、穴拡げ指数（ TS²×穴拡げ率) をはじめ、他の特性
は良好である。同１Ｂは、冷間圧延焼鈍板を浸炭したも
のの発明例であり、この例では、全ての特性について良
好である。同１Ｃは、浸炭処理温度が適性温度範囲の下
限に満たない比較例である。この例では、フェライト域
浸炭であるため、TS−Elバランス（TS×El）やｒ値が劣
るだけでなく、高YR化となり、さらには降伏伸びが発生
（ＹEl＞０）するなどの弊害が生じた。同１Ｄは、浸炭
処理温度が適性温度範囲の上限を上回る比較例である。
この例では、第２相が内部まで多量に生成されるので、
高穴拡げ性を得ることができない。 また第２相が多い
ことから、ｒ値にも劣っていた。同１Ｅは、再結晶焼鈍
が浸炭処理を兼ねた発明例である。この例では、ほぼ良
好な特性が得られたけれども、再結晶焼鈍と浸炭処理を
分離した場合に比べると幾分低ｒ値であった。同１Ｆ
は、浸炭処理を施さない比較例である。この例では、フ
ェライト単相の固溶強化のみでは、低YR、高TS−Elバラ
ンスは得られていない。

【００４９】記号２は、Ｃ量が上限を超え、しかも浸炭
処理なしの複合組織材からなる比較例である。この例で
は、第２相の分布が一様であるため、穴拡げ性に劣って
いる。また、出発鋼材のＣ含有量が多いため、低ｒ値で
あり、降伏伸びも完全に消すことができなかった。

【００５０】記号３は、第２相を低温変態フェライトと
した発明例である。この例は、すべての特性において良
好である。とくにｒ値が優れている。記号４Ａは、第２
相をベイナイトとした発明例（Mn＋３Mo＋２Cr＋Ni＋10
Ｂ≧1.5)である。この例は、全ての特性が良好であっ
た。記号４Ｂは、板厚中央部付近をフェライト単相とし
た発明例である。この例は、全ての特性が良好である
が、とくに穴拡げ性に優れていた。記号５Ａは、第２相
をベイナイトとした発明例（Mn＋３Mo＋２Cr＋Ni＋10Ｂ
＜1.5)である。この例は、全ての特性に優れていた。記
号５Ｂは、第２相をベイナイトとした発明例（Mn＋３Mo
＋２Cr＋Ni＋10Ｂ＜1.5 、冷却速度15℃/sec）である。
この例は、ほぼ良好な特性を示すが、YR、TS−Elバラン
スで他の発明例より幾分劣っていた。記号６は、第２相
に残留γ相を含ませた発明例である。この例では全ての
特性が良好であったが、とくにTS−Elバランスに優れて
いた。

【００５１】記号７は、Ｃが0.009 wt％を超える鋼を出
発材として浸炭を行なった比較例である。この例は、目
標とする第２相分布を得るには初期のＣ量が多すぎ、ほ
ぼ一様に近い第２相分布となった。このため降伏伸びは
抑えられたものの、穴拡げ性, ｒ値に劣っていた。記号
８は、第２相をベイナイトとパーライトの混合とした発
明例であり、全ての特性が良好であるが、とくに穴拡げ
性に優れていた。

【００５２】記号９は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に適
用した発明例である。図７(a) に示す熱処理サイクルに
より再結晶焼鈍後、浸炭処理および低温保持処理を施し
た。しかし、この例に示すように、溶融亜鉛めっき処理
および／または合金化処理を所定の低温保持温度範囲で
行うことが、材質・コストの面で望ましい。記号10は、
冷延鋼板に適用した発明例であり、図７(b) に示す熱処
理サイクルにより再結晶焼鈍後、浸炭処理を施し室温ま
で急冷した後、再加熱により低温保持を行った例であ
る。記号11は、冷延鋼板に適用した発明例であり、図７
(c) に示す熱処理サイクルにより再結晶焼鈍後、浸炭処
理を施し、 500℃まで急冷した後、徐冷却タイプの低温
保持を行った例である。このように、低温保持は均熱で
なくてもよく、また、記号９のごとく、２種の温度に保
持して行ってもよい。記号12は、溶融亜鉛めっき鋼板に
適用した発明例であり、図７(d) に示す熱処理サイクル
により再結晶焼鈍後、引続き同一温度で浸炭処理を施
し、低温保持を兼ねた溶融亜鉛めっき処理を行った例で
ある。記号13は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に適用した
発明例であり、図７(e) に示す熱処理サイクルにより再
結晶焼鈍, 浸炭処理, 低温保持後にあらためて合金化溶
融亜鉛めっき処理を施した例である。

【００５３】

【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、複
合組織鋼板のもつ優れた特性を損なうことなしに、従来
に比べて穴拡げ性が格段に向上した加工用高張力薄鋼板
を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】鋼板のTS−穴拡げ性のバランスを、表面近傍に
おける第２相体積率の中心付近における第２相体積率に
対する比をパラメータとして示したグラフである。

【図２】図２は、浸炭速度と第２相分布の関係を示す図
である。

【図３】図３は、本発明の熱処理サイクルの例である。

【図４】図４は、浸炭処理後、低温保持の効果を示した
図である。

【図５】図５は、本発明の熱処理サイクルの例である。

【図６】図６は、本発明法において所定の第２相分布が
得られる原理を示した模式図である。

【図７】図７(a),(b),(c),(d),(e) は、実施例の記号９
〜13までの各熱処理サイクルの例である。

フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２３Ｃ 8/22 Ｃ２３Ｃ 8/22 (72)発明者 森田 正彦 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社技術研究本部内 (72)発明者 中川 二彦 岡山県倉敷市水島川崎通り１丁目（番地 なし） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 審査官 奥井 正樹 (56)参考文献 特開 昭62−202048（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−94022（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−20820（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−150317（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−39736（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−94018（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−72032（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−96330（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−90402（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−97620（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−242721（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims (8)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 フェライト相と、マルテンサイト、ベイ
   ナイト、パーライト、残留オーステナイトおよび低温変
   態フェライトの少なくともいずれか一つの相による第２
   相との複合組織からなる加工用の高張力鋼板であって、
   鋼板の表面から板厚 1/4深さまでの表面近傍における第
   ２相の体積率が、板厚 1/4深さから板厚中心までの中心
   部における第２相の体積率の 1.3倍以上であるプレス加
   工用高張力薄鋼板。
2. 【請求項２】 請求項１に記載の鋼板は、その成分組成
   が、Ｃ：0.004 〜0.2 wt％、Si：2.0 wt％以下、Mn：3.
   5 wt％以下、Ｐ：0.25wt％以下、Ｓ：0.10wt％以下およ
   びＮ：0.0050wt％以下を含み、かつTi：0.002 〜0.2 wt
   ％およびNb：0.002 〜0.2 wt％のうちから選んだ１種ま
   たは２種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
   なるものであるプレス加工用高張力薄鋼板。
3. 【請求項３】 請求項２に記載の鋼板成分組成に、さら
   にMo：0.03〜5.0 wt％、Cr：0.1 〜5.0 wt％、Ni：0.1
   〜5.0 wt％、Cu： 0.1〜5.0 wt％およびＢ：0.0002〜0.
   10wt％のうちから選んだ少なくとも1 種または２種以上
   を添加含有させてなるプレス加工用高張力薄鋼板。
4. 【請求項４】 表面にめっき層を有する請求項１〜３の
   いずれか１つに記載のプレス加工用高張力薄鋼板。
5. 【請求項５】 Ｃ：0.009 wt％以下で、かつ(12/48) Ti
   ^* ＋(12/93) Nb≧Ｃ( ただし、Ti^* ＝Ti-(48/32)Ｓ-(48
   /14)Ｎ) を満足する組成の鋼材を熱間圧延して熱延鋼板
   とし、次いでこの熱延鋼板を、該鋼板の（Ａc₁変態点−
   50℃）〜（Ａc₁変態点＋30℃）の範囲内の温度にて(0.9
   /t)ppmＣ/sec以上（Ｃは板厚貫通分析値(%) 、ｔは鋼板
   板厚(mm)）の浸炭速度で15秒以上浸炭処理し、その後、
   少なくとも 500℃までは10℃/sec以上の冷却速度で冷却
   することを特徴とするプレス加工用高張力薄鋼板の製造
   方法。
6. 【請求項６】 Ｃ：0.009 wt％以下で、かつ(12/48) Ti
   ^* ＋(12/93) Nb≧Ｃ( ただし、Ti^* ＝Ti-(48/32)Ｓ-(48
   /14)Ｎ) を満足する組成の鋼材を熱間圧延と冷間圧延と
   を行って冷延鋼板とし、次いでこの冷延鋼板を 700〜95
   0 ℃の温度で再結晶焼鈍し、次に、該鋼板の（Ａc₁変態
   点−50℃）〜（Ａc₁変態点＋30℃）の範囲内の温度にて
   (0.9/t)ppmＣ/sec以上（Ｃは板厚貫通分析値(%) 、ｔは
   鋼板板厚(mm)）の浸炭速度で15秒以上浸炭処理し、その
   後、少なくとも 500℃までは10℃/sec以上の冷却速度で
   冷却することを特徴とするプレス加工用高張力薄鋼板の
   製造方法。
7. 【請求項７】 Ｃ：0.009 wt％以下で、かつ(12/48) Ti
   ^* ＋(12/93) Nb≧Ｃ( ただし、Ti^* ＝Ti-(48/32)Ｓ-(48
   /14)Ｎ) を満足する組成の鋼材を熱間圧延と冷間圧延と
   を行って冷延鋼板とし、次いでこの冷延鋼材を 700℃以
   上、しかも該鋼材の（Ａc₁変態点−50℃) 以上で、950
   ℃以下、しかも該鋼材の (Ａc₃変態点＋30℃) 以下の範
   囲内の温度にて(0.9/t)ppmＣ/sec以上（Ｃは板厚貫通分
   析値(%) 、ｔは鋼板板厚(mm)）の浸炭速度で15秒以上浸
   炭しつつ再結晶焼鈍し、その後、少なくとも 500℃まで
   は10℃/sec以上の冷却速度で冷却することを特徴とする
   プレス加工用高張力薄鋼板の製造方法。
8. 【請求項８】 請求項５, ６または７に記載の各方法に
   おいて、 500℃以下の温度まで冷却した後、引き続き冷
   却するときに 150〜550 ℃の範囲内の温度に30〜300 秒
   間保持することを特徴とする、請求項１, 2 , ３または
   ４のいずれか１つに記載のプレス加工用高張力薄鋼板の
   製造方法。