JPH05239553A - 深絞り性と溶接性に優れた中炭素冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】軟質で深絞り性、溶接性に優れた中炭素質鋼板
を製造する。 【構成】下記(1) の化学組成の中炭素鋼を素材として、
下記(2) の工程で処理する加工性および溶接性の優れた
冷延鋼板の製造方法。 (1) Ｃ：0.20〜0.40％、Si：0.05〜2.00％、Mn：0.05〜
0.50％、Ｐ：0.015 ％以下、Ｓ：0.010 ％以下、sol.A
l：0.05〜1.00％、Ｂ：0.0003〜0.0050％、Ｎ：0.002
〜0.005 ％、さらに必要に応じてNi：2.00％以下または
／およびCa：0.001 〜0.01％を含み、残部がFeおよび不
可避不純物の鋼。 (2) 処理工程。 1100 ℃以上の温度域で１時間以上均熱した後、700
℃以上の温度域で仕上げる熱間圧延工程。 熱間圧延終了後 400〜650 ℃の温度域まで 5〜50℃/s
ecの冷却速度で冷却して巻き取る工程。 巻き取った熱延鋼板を 600℃〜 Ac₁点の温度域で６時
間以上均熱する工程。 10〜85％の冷間圧延と 600℃〜 Ac₁点の温度域で１時
間以上均熱する箱焼鈍を少なくとも１回行う工程。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、軟鋼並みの機械的性
質と成形加工性を有し、深絞り加工のような複雑な形状
への成形加工が容易で、更に溶接性も良好な鋼板であっ
て、成形加工後の熱処理により高い強度と硬さを持つに
到り耐摩耗性にも優れる中炭素冷延鋼板を製造する方法
に関する。

【０００２】

【従来の技術】一般に乗用車などの車輛部品等で、硬度
や耐摩耗性が要求される薄鋼板の材料としては高炭素鋼
が使用されており、これは熱間圧延の後、あるいはそれ
に続く冷間圧延の後にセメントの球状化処理を施して軟
化させ、その後の冷間圧延や成形加工を容易ならしめて
いる。そして成形加工を施して製品とした後で所定の強
度や硬さを得るために熱処理をするという工程を経るこ
とが多い。

【０００３】上記のセメンタイト球状化処理に関しては
朝倉書店、鉄鋼工学講座「鋼の熱処理技術」９頁、ある
いは実教出版「鉄鋼材料学」 349頁に示されている箱焼
鈍方法が従来から採用されてきた。しかし、高炭素鋼で
は、球状化焼鈍を施した材料でも強度はかなり高くて、
冷延性、成形加工性には多くの問題が残されている。

【０００４】例えば、冷間圧延で圧下率を若干大きくす
れば、割れが発生するという不都合があった。このた
め、圧延途中で中間焼鈍が必要となり、圧延回数の増
加、プロセスの煩雑化などの弊害が生じていた。また、
このような冷間圧延と焼鈍を複数回施しても、一般に高
炭素鋼の強度は40〜80kgf/mm² と高く、加工性が悪く、
深絞り性の指標であるｒ値は低い。更に高炭素の故に、
溶接性も劣る。

【０００５】高炭素鋼中の第二相であるセメンタイトを
黒鉛化し、セメンタイトの体積率を減少させるととも
に、その硬度を低減させる技術に関しては、特開昭60−
52551号公報、同63−317629号公報、同64−25946 号公
報に開示される発明が知られ、また本発明者らも、特開
平２−101122号公報の発明を特許出願している。

【０００６】しかし、これらの発明に係る鋼板またはそ
れらの製造方法では、軟質化が不十分で深絞り加工に十
分なｒ値が得られなかったり、製造プロセスが複雑で製
造コストが嵩むといった難点がある。特に、特開昭64−
25946 号公報および特開平２−101122号公報に提案させ
ている鋼板はＣ含有量の高いものであるため、成形加工
後、自動車等の本体へ部品として組み込む際に必要な溶
接性に問題があり、溶接部の靱性が著しく劣化したり、
マルテンサイト変態の変態応力による焼割れ等の問題を
生ずる。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、成形
加工の前においては軟質で、ｒ値が大きく深絞り加工に
も適する十分な加工性をもち、成形加工後の熱処理によ
って高い強度と硬さ、耐摩耗性を持たせることができ、
しかも溶接性にも優れる中炭素鋼板を、比較的簡単な工
程で製造する方法を提供することにある。

【０００８】

【問題を解決するための手段】本発明は、下記(1) の化
学組成の中炭素鋼を素材として、下記(2) の工程で処理
する加工性および溶接性の優れた冷延鋼板の製造方法を
要旨とする。

【０００９】(1) 素材鋼の化学組織（以下、成分含有量
の％はすべて重量％を意味する。） Ｃ：0.20〜0.40％、Si：0.05〜2.00％、Mn：0.05〜0.
50％、Ｐ：0.015 ％以下、Ｓ：0.010 ％以下、sol.Al：
0.05〜1.00％、Ｂ：0.0003〜0.0050％、Ｎ：0.002 〜0.
005 ％、Feおよび不可避不純物：残部。

【００１０】上記成分に加えてNi：2.00％以下および
Ca：0.001 〜0.01％の一方または両方を含有する組成。

【００１１】(2) 処理工程。次の〜の工程から成
る。

【００１２】 1100 ℃以上の温度域で１時間以上均熱
した後、700 ℃以上の温度域で仕上げる熱間圧延工程。

【００１３】熱間圧延終了後 400〜650 ℃の温度域ま
で 5〜50℃/secの冷却速度で冷却して巻き取る工程。

【００１４】巻き取った熱延鋼板を 600℃〜 Ac₁点の
温度域で６時間以上均熱する工程。

【００１５】10〜85％の冷間圧延と 600℃〜 Ac₁点の
温度域で１時間以上均熱する箱焼鈍を少なくともそれぞ
れ１回行う工程。

【００１６】

【作用】本発明は、素材鋼の化学組成と、熱間圧延から
冷間圧延およびその後の焼鈍の工程までの諸条件を最適
に選んだことの総合的な作用によって初期の目的を達成
するのであるが、その主な特徴を述べれば次のとおりで
ある。

【００１７】（イ）溶接性を向上させるには、素材鋼の
Ｃ含有量を或る程度減らさなければならない。本発明で
は、自動車の組立作業で多用されるスポット溶接やアー
ク溶接等で焼き割れの発生を無くするためにＣ含有量を
0.40％以下に抑制した。但し、Ｃ含有量を減らすと焼入
れ性が低下し、最終製品の強度、硬さが低下するから、
これを補うためにＢの含有を必須とした。

【００１８】(ロ) セメンタイトの黒鉛化を促進するた
め、Siおよびsol.Alの含有量の上限を高めにした。一
方、黒鉛化を阻害する不純物であるＰとＳを低く抑え
た。とくにＣ含有量が0.40％以下に抑えられた本発明の
素材鋼ではＰを極力少なくすることが必要であるから、
その許容上限値を 0.015％とした。

【００１９】(ハ) 熱間圧延の条件として、圧延前の加
熱条件、圧延の仕上条件、圧延後の冷却および巻取り条
件を前記のように定め、それによって巻取り後の熱延板
の均熱処理でフェライトと黒鉛、またはフェライトと黒
鉛とセメンタイトからなる組織が得られるようにした。

【００２０】（ニ）深絞り性を向上させるために、冷間
圧延とその後の箱焼鈍の組合せにより｛１１１｝方位が
発達した集合組織とし、1.0 以上のｒ値を確保できるよ
うにした。

【００２１】以下、本発明の素材鋼の化学組成を特定し
た理由、および処理工程の条件を定めた理由を詳細に述
べる。

【００２２】（Ａ）素材鋼の化学組成について Ｃ：0.20〜0.40％ Ｃは一般に低いほど伸び、加工性は向上する。しかし、
最終的に熱処理された後の鋼の硬度、耐摩耗性、さらに
は疲労強度を向上させるには、ある程度以上のＣ含有量
が必要である。本発明方法で製造された鋼板は、成形加
工された後、焼入れ、焼戻し、あるいはオーステンパー
等の熱処理を施されて使用されるのが普通であり、その
時の機械的性質として、引張り強度が 980 N/mm²（100
kgf/mm²) 以上、ヴィッカース硬度 (Ｈ_V ) で言えば 30
0以上がおよその目標となる。この目標を達成するため
に、Ｃ含有量の下限値を0.20％とし、一方、靱性、特に
溶接部の耐衝撃性と、溶接、熱処理による割れの防止と
を満足させ得る条件としてＣ含有量の上限を0.40％とす
る。

【００２３】Si：0.05〜2.0 ％ セメンタイトの黒鉛化の促進には有効な成分であり、こ
の効果を得るため0.05％以上含有させる。Ｃ含有量の比
較的低い本発明の素材鋼では、黒鉛化促進のためにSiを
多めにすることが有効である。しかし一方で、熱処理前
の引張り強度を抑制する必要があるため、固溶硬化能の
大きいSiは高過ぎないようにせねばならない。そのた
め、その上限値は、2.0 ％とした。

【００２４】Mn：0.05〜0.50％ Mnは、セメンタイトを安定化する元素である。従って、
焼鈍均熱中のセメンタイトの分解を抑制し、黒鉛の析出
を著しく阻害するから、その含有量の上限を0.50％とし
た。しかし、Mnは鋼の焼入れ性を高め、かつ、鋼中のＳ
と結合してMnＳを形成して、Ｓの害を除き、靱性を向上
させる等の効果があることから、一定量以上含有量させ
ることも必要である。これらの理由で、Mnの含有量は0.
05〜0.50％とした。

【００２５】Ｐ：0.015 ％以下 Ｐはセメンタイト・フェライト界面に偏析してＣの移動
を抑制してセメンタイトの黒鉛化を著しく阻害する。特
に、本発明の素材鋼のように、Ｃの含有量が余り多くな
い場合は、黒鉛化を妨げるＰの存在は有害である。熱間
圧延後の箱焼鈍の時間短縮のためにもＰはできるだけ低
いことが望ましい。従って、Ｐは0.015％以下に抑え
る。この範囲でできるだけ少ない方がよい。

【００２６】Ｓ：0.010 ％以下 ＳもＰと同じように黒鉛化を阻害する元素であり、その
含有量が増えると、黒鉛化に要する箱焼鈍時間が長くな
る。また、鋼に固溶したＳは熱処理によって高強度化し
た鋼材の靱性を著しく低下させるから、鋼中のＳは極力
少なくする必要がある。このような理由で本発明ではＳ
の許容上限値を 0.010％とする。

【００２７】sol.Al：0.05〜1.00％ Alはセメンタイトの黒鉛化を促進する。本発明ではこの
効果を狙ってsol.Alとして0.05％以上含有させることし
た。前記のSiと同じようにsol.Alを多めにして黒鉛化を
促すのが望ましい。しかし、過剰のAlはフェライトの固
溶硬化をもたらすと共に、鋼中の酸化物析出の増大を招
き、その結果、熱処理後の製品の靱性が劣化する場合が
ある。このため本発明ではsol.Alの上限値を1.00％とし
た。

【００２８】Ｂ：0.0003〜0.0050％ Ｂは熱処理後の靱性を改善するとともに、焼入れ性を増
大させる成分である。

【００２９】Ｃ含有量を前記のように制限しながら、最
終熱処理後に所定の強度を確保するには、少なくとも0.
0003％以上のＢを必須とする。一方、Ｂの含有量が0.00
50％を上廻ると熱間圧延の際、あるいはその後の熱処理
時にFeＢを形成し、靱性に対して悪影響を及ぼす。従っ
て、Ｂ含有量は0.0003〜0.0050％とする。

【００３０】Ｎ：0.002 〜0.005 ％ Ｎは、鋼中に不可避的に含有される不純物元素である
が、成形加工後の製品に施される焼入れ、焼戻し、ある
いは、オーステンパー等の熱処理において、Al窒化物
（AlＮ）等を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制
する効果を有するので、熱処理前後の寸法歪を少なくし
熱処理後の靱性向上をはかる目的で一定量以上存在する
ことが望ましい。従って、本発明ではその下限値を 0.0
02％とした。

【００３１】しかし、Ｎの含有量が0.005 ％を超える
と、鋼中の固溶Ｎが増加して、伸びが低下するなど、鋼
の展延性に悪影響を与えるので、その含有量の上限を0.
005 ％とした。

【００３２】本発明の素材鋼は、上記の成分の外、残部
がFeと不可避不純物からなるもの、または更に下記のNi
およびCaの中の一方または両方を含有するものである。

【００３３】Ni：2.00％以下 Niは、Siと同じく黒鉛化を促進する元素であるが、Siほ
どにはフェライトに対する固溶硬化の作用はないから、
鋼の軟質化を引き出すのに有効な元素である。

【００３４】そこで黒鉛化の促進を目的として必要に応
じて添加する。しかし、Niの過剰の添加はフェライトの
固溶硬化を招くとともにコストの上昇を招くので、その
含有量の上限を2.00％とした。

【００３５】Ca： 0.001〜0.010 ％ Caは焼鈍工程においてセメンタイトの黒鉛化を促進す
る。また、鋼中の固溶酸素を低減する効果、およびAl酸
化物を低減する効果を有している。前述のように、本発
明の素材鋼の場合、黒鉛化促進のため、sol.Al量を増加
するのが望ましい。このためには、鋼中のAlが酸化物と
して失われるのを防がねばならない。Caの添加は、その
目的で利用できる。

【００３６】更にCaは、黒鉛化を阻害し、鋼の機械的性
質を低下させる有害元素であるＳを固定する機能も持っ
ているので、同じくＳを固定する作用を有するが、一方
で黒鉛化を阻害するMnを減らすことができる。上記のよ
うな目的でCaを添加する場合には、その含有量として
0.001％以上が必要であるが、過剰の添加はコスト上昇
を招くとともに、鋼中のCa系酸化物、硫化物を増大させ
るから、その含有量の上限を0.010 ％とした。

【００３７】（Ｂ）処理工程について 熱間圧延工程 熱間圧延後のパーライト組織の均一化をはかるために、
熱間圧延前の加熱条件は、1100℃以上の温度で１時間以
上均熱するものとした。

【００３８】熱間圧延の仕上温度は冷却後のパーライト
組織に対して影響を与える。製品鋼板中の黒鉛を微細化
するには熱延鋼板でのパーライトの微細化が有効である
が、これには熱間圧延の仕上温度を低くすることが有効
である。しかし、仕上温度を余りに低くすると、圧延機
能力の限界から製品板厚が制約されることになるため、
仕上温度の下限を 700℃とした。なお、仕上温度の上限
は、上記のパーライトの微細化の目的から 900℃程度と
するのが望ましい。

【００３９】 熱間圧延後の冷却と巻取り 熱間圧延終了後 (仕上圧延後) の冷却条件も重要であ
る。鋼中の黒鉛組織は製品としての熱処理特性を向上さ
せるため、微細化しておくことが必要である。このため
には、熱間圧延終了後の冷却速度を増大し、パーライト
組織を微細化する必要がある。微細な黒鉛を析出させる
にはパーライトのラメラー間隔を 0.1μm以内とするこ
とが望ましく、この条件を満足させるには、熱間圧延終
了後、巻取りまでの冷却速度を５℃/sec以上とする必要
がある。この冷却速度は、大きいほど組織の微細化には
効果があるが、冷却速度が過度に大きくなると熱延板の
硬度が増大し、熱延後の酸洗工程等での曲げ変形により
破断が生じる危険があるため、冷却速度の上限を50℃／
sec とする。

【００４０】巻取り温度が高い場合、巻取り後に変態を
生じて非常に粗いセメンタイトが形成される。従って、
熱延板の焼鈍後に得られる黒鉛組織の微細化のために
は、巻取り温度を低くする必要がある。多数の実験結果
から、この温度が 650℃以下の場合、パーライトは安定
した微細化組織となり、次の工程の焼鈍に要する時間も
短時間で済むことがわかった。巻取り温度が 650℃を超
える場合には、パーライトが粗大化し、焼鈍後の黒鉛も
粗大化する。一方、巻取り温度が低すぎる場合には、熱
延板の靱性が低下し、酸洗工程等の板が曲げを受ける工
程で割れ等の問題を発生する。従って、巻取り温度の下
限は 400℃とした。

【００４１】 熱延板の焼鈍 焼鈍工程において、鋼中のセメンタイトを分解して黒鉛
として析出させるためには 600℃以上での均熱が必要で
ある。しかし、均熱温度が Ac₁点を超えるとパーライト
が分解し、均一なオーステナイトに変化してしまうか
ら、上限は Ac₁点とする。

【００４２】黒鉛が析出可能な最低均熱時間は約１時間
であるが、この程度ではセメンタイトがかなり残留して
おり、製品鋼板の成形性は良くない。この成形性を向上
させるために、本発明では均熱時間を６時間以上とし
た。望ましいのは12時間以上の均熱である。ただし、均
熱時間を無闇に長くするのは生産効率を落とすことにな
るから、せいぜい48時間以内にとどめるべきである。

【００４３】 冷間圧延と焼鈍 前記の黒鉛化を目的とした焼鈍後の熱延板の集合組織は
ランダムな状態であり、深絞り性の目安となるｒ値は
0.6〜0.8 程度の値で、深絞り性はよくない。このｒ値
を向上させるには｛１１１｝方位の集合組織を発達させ
る必要があり、そのためには、ある一定以上の圧下率に
よる冷間圧延と、それに続く焼鈍が必要である。この冷
間圧延の圧下率は少なくとも10％以上必要で、望ましく
は50％以上である。しかし、圧下率を増大して行くと加
工硬化により耳割れ等の弊害が出るから、圧下率の上限
を85％とした。

【００４４】冷間圧延後に焼鈍を行う目的は、冷間圧延
によって加工を受けたフェライト粒の回復と、再結晶を
はかることであるから、熱延板の黒鉛化を目的とする焼
鈍ほどの均熱時間は必要としない。このことから、均熱
時間の下限は１時間とする。

【００４５】この均熱時間には特に上限はないが、熱間
圧延後の焼鈍で一部残留したセメンタイトを黒鉛化しよ
うとするならば比較的長時間の箱焼鈍が必要となる。た
だし、生産効率を考慮すれば、24時間以内とするのが望
ましい。

【００４６】焼鈍温度としては、前述のフェライト粒の
回復を促進するため、600 ℃以上が必要である。しか
し、 Ac₁点を超える温度になると、黒鉛化させた炭素が
固溶し、冷却時にパーライトを形成して硬度の上昇、加
工性の劣化を招くだけでなく、冷間圧延で形成された集
合組織もランダムとなり、深絞り性が劣化する。

【００４７】上記の冷間圧延とその後の焼鈍は、各１回
づつでもよいが、２回以上繰り返してもよい。全圧下率
が同じでも一回で圧延するより焼鈍を挟んで２回以上行
う方が黒鉛化率の上昇と伸びの増大し更にｒ値の向上が
得られ、成形性が向上する。

【００４８】

【実施例１】素材鋼の化学成分のうち、Si、MnおよびＢ
の含有量が機械的性質および黒鉛化率に及ぼす影響を見
るための試験を行った。表１(1) に供試材の化学組成を
示す。同表の記号Ａ１〜Ａ５はSi、記号Ａ6 〜Ａ10はM
n、記号Ａ11〜Ａ15はＢの含有量を変化させたものであ
る。他の成分はほぼ一定量にしてある。

【００４９】処理条件は下記のとおりである。 熱間圧延 圧延前の加熱：1250℃で１時間均熱 仕上温度 ： 860℃で 仕上板厚 ： 5.0 mm （元のスラブ板厚は 220 mm) 熱間圧延後の冷却および巻取り 冷却速度20℃／sec で550 ℃まで冷却して巻き取った。

【００５０】 熱延板焼鈍 710 ℃で 24 時間焼鈍 冷間圧延 圧下率60％で冷間圧延。１回だけ。

【００５１】 冷延板焼鈍 700 ℃で16時間均熱する箱焼鈍を１回行った。

【００５２】得られた冷延鋼板の機械的性質と黒鉛化率
の調査結果を表１（２）に示す。ここで、黒鉛化率とは
次式で定義される値である。引張り試験は JIS５号試験
片（板厚＝2.0 mm )を用いて行った。

【００５３】

【数１】

【００５４】この黒鉛化率が 100％であれば組織はフェ
ライト＋黒鉛となり、100 ％未満であればフェライト＋
黒鉛＋セメンタイトとなる。

【００５５】表１(2) から明らかなように、Siは、その
量が増大するにともない黒鉛化率が上昇するが、Siの固
溶硬化により強度の上昇と伸びの低下が見られる。Si含
有量が多すぎる記号Ａ5 は、引張強さ(TS)で 600 N/mm²
を超え、伸びも小さい。

【００５６】Mn含有量が増すと黒鉛化率は小さくなり、
伸びも低下する。Mn含有量が上限値を大きく超える記号
Ａ10は黒鉛化率は０である。

【００５７】また、Ｂは黒鉛化促進元素であるが、記号
Ａ15のように過剰の添加は逆に黒鉛化を阻害し、成形性
を劣化させる傾向がある。

【００５８】

【表１（１）】

【００５９】

【表１（２）】

【００６０】

【実施例２】冷間圧延の圧下率、冷間圧延後の焼鈍温度
および焼鈍時間の影響を見るために次の試験を行った。

【００６１】素材鋼として用いたのは本発明で定める条
件を満たす下記の組成の鋼である。

【００６２】Ｃ：0.32％、Si：0.26％、Mn：0.20％、
Ｐ：0.010 ％、Ｓ：0.003 ％ sol.Al：0.15％、Ｎ：0.0040％、Ｂ：0.0020％、Ca：0.
003 ％、Fe：bal.この組成の鋼の Ac₁変態点は 728.9℃
である。熱間圧延から熱延鋼焼鈍までの条件は次のとお
りである。

【００６３】 熱間圧延 圧延前の加熱：1200℃で１時間均熱 仕上温度 ： 860℃で 仕上板厚 ： 3 mm (元のスラブ板厚は 220mm) 熱間圧延後の冷却および巻取り 冷却速度 20 ℃／sec で550 ℃まで冷却して巻き取っ
た。

【００６４】 熱延板焼鈍 710 ℃で 24 時間焼鈍 冷間圧延の圧下率、冷間圧延後の焼鈍の温度および時間
は、表２に示すように変化させた。冷間圧延、焼鈍とも
各１回行った。

【００６５】得られた冷延鋼板について機械的性質と黒
鉛化率を調査し、その結果を表２に併記した。機械的性
質は実施例１と同じ引張試験を行って調べた。

【００６６】表２に示すとおり、冷間圧延の圧下率が増
大するに従って、ｒ値も大となる。

【００６７】これは、冷間圧延による｛１１１｝方位の
集合組織の発達によるものである。比較例の記号Ｂ14
は、伸びは大きいが圧下率が小さいためにｒ値が著しく
低い。

【００６８】焼鈍温度は、600 ℃〜 Ac₁点の範囲では焼
鈍後の機械的性質に対して大きな影響はない。しかし記
号Ｂ11のように Ac₁点を超えるとｒ値が低下する。一
方、記号Ｂ13のように 600℃よりも低温ではｒ値は高い
ものの、強度が高くなりすぎ、伸びも低下する。さら
に、冷間圧延後の箱焼鈍における焼鈍時間が長くなると
ともに伸び、ｒ値の増大が得られるが、0.5 時間では伸
びが小さくｒも低い。従って、焼鈍（均熱）時間は１時
間以上、好ましくは６時間以上とするのがよい。

【００６９】

【表２】

【００７０】

【実施例３】表３(1) に示す素材鋼を用いてＣ含有量の
影響を調査した。処理条件は下記のとおりである。

【００７１】 熱間圧延 圧延前の加熱：1250℃で１時間均熱 仕上温度 ： 860℃で 仕上板厚 ： 5.0 mm (元のスラブ板厚は 220mm) 熱間圧延後の冷却および巻取り 冷却速度20℃／sec で550 ℃まで冷却して巻き取った。

【００７２】 熱延板焼鈍 700 ℃で 30 時間焼鈍 冷間圧延 圧下率60％で冷間圧延。１回だけ。

【００７３】 冷延板焼鈍 680 ℃で20時間均熱する箱焼鈍を１回行った。

【００７４】ここでは、実施例１と同じ引張試験の外
に、溶接性を評価するため、板厚 1.0mmの冷間圧延後に
焼鈍した鋼板をアーク溶接し、溶接部をＵノッチ加工し
たJIS３号試験片で、０℃で衝撃試験を行い靱性を調べ
た。また、冷間圧延後に焼鈍した鋼板をさらに熱処理し
て硬度(HRC) を測定した。熱処理は 870℃×20分の加熱
後の油焼入れである。これらの結果を表３(2) に示す。

【００７５】表３(2) の試験結果を見ると、Ｃ含有量が
0.38％の記号Ｃ４までは高い衝撃値を維持しているが記
号Ｃ５では溶接部の靱性が大きく低下している。この結
果からも、素材鋼のＣ含有量の上限は0.40％が適当であ
ると言える。記号Ｃ１はＣ含有量が低くすぎて焼鈍後の
黒鉛化率が低くなり、黒鉛化による成形性向上の効果が
現れ難くく、また熱処理後の硬度も不足する。

【００７６】

【表３（１）】

【００７７】

【表３（２）】

【００７８】

【実施例４】表４(1) に示す本発明で定める組成範囲内
にある鋼、およびこれに近似するが成分の何れかが本発
明で定める範囲をはずれた鋼を素材として、本発明方法
に相当する次の条件により、冷延鋼板を試作した。

【００７９】 熱間圧延 圧延前の加熱：1200℃で１時間均熱 仕上温度 ： 900℃で 仕上板厚 ： 2.5 mm (元のスラブ板厚は 220mm) 熱間圧延後の冷却および巻取り 冷却速度25℃／sec で500 ℃まで冷却して巻き取った。

【００８０】 熱延板焼鈍 700 ℃で 25 時間焼鈍 冷間圧延 圧下率60％で冷間圧延。１回だけ。

【００８１】 冷延板焼鈍 680 ℃で24時間均熱する箱焼鈍を１回行った。

【００８２】得られた鋼板の機械的性質と黒鉛化率を調
べた。機械的性質は実施例１と同じ引張試験で、また、
溶接部の衝撃値、および熱処理 (焼入れ) 後の硬度を実
施例３と同じ方法でそれぞれ調べた。これらの結果を表
４(2) に示す。

【００８３】表４(1) および表４(2) から明らかなよう
に、すべて素材および製造条件が本発明で定める範囲内
にあるために、黒鉛化率はいずれも70％以上で良好であ
り、記号Ｄ４の高Si材以外は、TSが 300N/mm² 台、伸び
が40％以上と軟質で、ｒ値も1.2 以上である。しかも焼
入れ処理後の硬度はすべて 40 (HRC) 以上を示し、熱処
理によって高強度化する特性にも優れている。

【００８４】溶接部の衝撃試験における吸収エネルギー
は、いずれも５kgf-m/cm² 以上の値を示し、溶接性にお
いても優れていることが明らかである。

【００８５】

【表４（１）】

【００８６】

【表４（２）】

【００８７】

【発明の効果】本発明の方法によれば、組織がフェライ
トと黒鉛、あるいはフェライトとセメンタイトと黒鉛か
らなり、軟質で加工性のよい中炭素冷延鋼板を効率よく
得ることができる。この鋼板は、強度が低くて伸びが大
きく、ｒ値も高いから深絞り性に優れ、また、Ｃ含有量
が抑えられているので溶接部の靱性にも優れている。そ
して、加工後の熱処理によって、十分な硬さと強度を付
与することができる。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：0.20〜0.40％、Si：0.05〜
   2.00％、Mn：0.05〜0.50％、Ｐ：0.015 ％以下、Ｓ：0.
   010 ％以下、sol.Al：0.05〜1.00％、Ｂ：0.0003〜0.00
   50％、Ｎ：0.002 〜0.005 ％で、残部が実質的にFeおよ
   び不可避的不純物からなる中炭素鋼を素材とし、1100℃
   以上の温度域で１時間以上均熱した後、圧延終了温度を
   700℃以上として熱間圧延し、 400〜650 ℃の温度域ま
   で５〜50℃/secの冷却速度で冷却して巻取り、次いで 6
   00℃〜 Ac₁点の温度域で６時間以上均熱して鋼組織をフ
   ェライトと黒鉛、あるいはフェライトとセメンタイトと
   黒鉛の複合組織とし、引続き10〜85％の加工率の冷間圧
   延と 600℃から Ac₁変態点までの温度域で１時間以上均
   熱する箱焼鈍を少なくとも各１回施すことを特徴とする
   深絞り性と溶接性に優れた中炭素冷延鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】素材鋼が合金成分として更に2.00重量％以
   下のNiを含有するものである請求項１の深絞り性と溶接
   性に優れた中炭素冷延鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】素材鋼が合金成分として更に 0.001〜0.01
   0 重量％のCaを含有するものである請求項１の深絞り性
   と溶接性に優れた中炭素薄鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】素材鋼が合金成分として更に 2.00 重量％
   以下のNiと 0.001〜0.010 重量％のCaを含有するもので
   ある請求項１の深絞り性と溶接性に優れた中炭素冷延鋼
   板の製造方法。