1-1

第１章  緒論

1‑1 本研究の目的 

 薄鋼板の成形性向上を目的として、固溶元素の活用によるフェライト相の成形性を向上 させる可能性を研究した。固溶元素には、Ｃ，Ｎ，Ｓに代表される侵入型溶質原子と、Ｐ，

Ｓｉ等の置換型溶質原子がある。本論では、主として侵入型溶質原子を固溶元素として取 り扱うこととする。従来、成形性の向上には固溶元素の低減が必要であり、Ｃ低減として 低炭素鋼から極低炭素鋼へ、さらにより一層のＣを低減と、Ｓ，Ｎも低減するために Ti、

Nb などを添加して析出物とする Interstitial atom Free（以下 IF と略記する）化が進め られてきた。しかし、最近の自動車の軽量化と衝突安全性による高張力鋼板の使用増加に 伴い、鋼の組成は強度上昇のため極低炭素鋼から低炭素鋼に変化しており、鋼中の固溶Ｃ が増加することで、成形性は低下している。成形性を補うため、組織の複合化（複合組織 鋼板）により対応が進められてきたが、780MPa 以上の高張力鋼板では組織制御のみでは成 形性を確保するのが困難になっている。 

本研究では、複合組織による成形性向上に対して、主相であるフェライト相の性質を見 直す、すなわち、フェライト相の強度上昇と延性向上を同時に達成させることができれば、

高強度化しても成形性の優れた高強度鋼の開発は可能であると考えた。このための方法と してフェライト相の性質に最も影響を及ぼす固溶元素を活用することを考えた。そこで、

固溶元素と析出物の関係を見直し、析出物の溶解、析出を活用することをポイントとし、

固溶元素を活用することにより高い成形性、特に局部延性に優れる鋼板を開発することを 目的とした。そのための方法として、析出物の溶解、析出挙動と延性、r 値（塑性変形）

の関係を見直した。さらに、析出物を活用し、変態、粒成長を制御し、微細組織鋼による フェライト相の細粒強化と局部伸びに優れた熱延鋼板を開発することを目的とした。 

1-2 背景

1-2-1 薄鋼板の製造プロセス

 薄鋼板は厚さがおよそ１０ｍｍ以下の自動車車体、部品、電機用材料、缶用材料などに 使用されている鋼板の総称である。一般的な薄鋼板の製造工程をFig.1-1に示す。転炉や

電炉で化学成分を調整し、不純物元素を除去した溶鋼を、通常は連続鋳造により２００か ら３００ｍｍのスラブに鋳造する。これを１１００℃から１２５０℃の加熱炉で加熱し、

あるいは熱片のまま受け入れ、加熱・保熱を必要に応じて行った後、粗圧延機および仕上 圧延機で１０ｍｍ以下の厚さまで圧延し、所定の温度域まで冷却してコイル状に巻き取る。

これを熱延鋼板と呼び、板厚は１.２ｍｍから１０ｍｍ程度のものが製造されている。さら にその熱延鋼板を脱スケール後３ｍｍ以下程度まで冷間加工したのち焼鈍したものを冷 延鋼板と呼ぶ。本研究で対象とした自動車用途では0.6ｍｍ〜1ｍｍの厚さが多い。

Ｆｉｇ.1-1 薄鋼板の製造工程 製 鋼

連続鋳造

熱間圧延

連続焼鈍 溶融亜鉛めっき 冷間圧延

酸 洗

熱延鋼板

溶融亜鉛めっき鋼板 冷延鋼板

加熱炉 ^{【成分制御】}

【組織制御】

【組織制御】

Ｆｉｇ.1-1 薄鋼板の製造工程 製 鋼

連続鋳造

熱間圧延

連続焼鈍 溶融亜鉛めっき 冷間圧延

酸 洗

熱延鋼板

溶融亜鉛めっき鋼板 冷延鋼板

加熱炉 ^{【成分制御】}

【組織制御】

【組織制御】

1-2-2 熱間圧延プロセス

 熱間圧延設備の模式図をFig.1-2に示す。熱間圧延工程では２００ｍｍ以上の厚みのス ラブから板厚数ｍｍまで低減させることにより、スラブでの粗大で不均一な鋳造組織を加 工・熱処理により均一でかつ微細な組織に作り変えることにより、成形性の良好な薄鋼板 を製造する。

Fig.1-3 に熱間圧延による組織変化の模式図を示す。スラブの粗大かつ不均一な組織が

粗圧延、仕上圧延により加工・再結晶が繰り返されることによって均一かつ微細化する。

その後ランナウトテーブル上での冷却によりオーステナイトからオーステナイトとフェ ライトの二相域に保持し、コイル巻取り前で５００℃以下の温度に制御冷却し、オーステ ナイト相をマルテンサイト相やベイナイト相に変態させる。このうち、一部はオーステナ イトのまま未変態で巻取り室温でも準安定な残留オーステナイト相となるものもある。そ の後脱スケール処理され、製品となる。このように製造された熱延鋼板はFig.1-4に示す 自動車のサスペンションやホイールなどに使用される。

Ｆｉｇ.1-2 熱間圧延設備 Ｆｉｇ１-2 圧延設備の模式図

粗圧延機 スラブ

仕上圧延機

冷却設備

板の進行方向

Ｆｉｇ.1-2 熱間圧延設備 Ｆｉｇ１-2 圧延設備の模式図

粗圧延機 スラブ

仕上圧延機

冷却設備

板の進行方向

スラブ加熱温度

Ｆｉｇ.1-3 熱間圧延による組織変化

加熱炉 粗圧延 仕上圧延 ランナウト冷却 巻取り コイル

γ γ γ

α

温 度

1200 1000  800 600

 粗圧延完了温度   仕上圧延完了温度 

 巻取り温度   A_１変態点  γ

 α+γ  α

  α+Fe₃C  

0.04 0.08 0.12 0.16 0.20

巻取り温度

フェライト

パーライト ベイナイト マルテンサイト マルテンサイト ベイナイト

パーライト フェライト

パーライト ベイナイト マルテンサイト 温 度( ℃)

 C  (％)  スラブ加熱温度

Ｆｉｇ.1-3 熱間圧延による組織変化

加熱炉 粗圧延 仕上圧延 ランナウト冷却 巻取り コイル

γ γ γ

α

温 度

1200 1000  800 600

 粗圧延完了温度   仕上圧延完了温度 

 巻取り温度   A_１変態点  γ

 α+γ  α

  α+Fe₃C  

0.04 0.08 0.12 0.16 0.20

巻取り温度

フェライト

パーライト ベイナイト マルテンサイト マルテンサイト ベイナイト

パーライト フェライト

パーライト ベイナイト マルテンサイト 温 度( ℃)

 C  (％) 

Ｆｉｇ.1-4 熱延鋼板使用例

ｻｽﾍﾟﾝｼｮﾝﾒﾝﾊﾞｰ

ﾛｱｱｰﾑ ﾎｲｰﾙﾃﾞｨｽｸ ｻｽﾍﾟﾝｼｮﾝﾒﾝﾊﾞｰ

ﾛｱｱｰﾑ

ﾎｲｰﾙﾃﾞｨｽｸ

1-2-3 冷間圧延プロセス

 冷間圧延において成形性（機械的特性）に最も影響を与えるのは焼鈍プロセスである。

焼鈍方法としては、大別するとコイルのまま段積して徐加熱する箱焼鈍法と、コイルを巻 きほどき連続的に急速加熱する連続焼鈍法がある。連続焼鈍法のヒートサイクル例を

Fig.1-5 に示す。箱焼鈍法では、熱処理に７〜１０日を要しコストがかかること、コイル

内で焼鈍中の熱履歴が大きく異なるため特性の変動が大きいこと、熱処理パターンの自由 度が少ないことなどから、連続焼鈍法が主流となっている。しかし、当初連続焼鈍法で製 造される薄鋼板はＣ量が0.02％以上であったため、特性は箱焼鈍法よりむしろ劣り、この ため使用される用途は軽度な加工に限られていた。

加熱

均熱

冷却

過時効処理

時間 温度

低炭素鋼

加熱

均熱

冷却

過時効処理

時間 温度

低炭素鋼

極低炭素鋼

加熱

均熱

冷却

冷延鋼板 溶融亜鉛めっき鋼板

時間 温度

極低炭素鋼

加熱

均熱

冷却

冷延鋼板 溶融亜鉛めっき鋼板

時間 温度

その後、連続焼鈍設備は 30℃/ｓ以上の急速加熱で薄鋼板を加熱する加熱帯、高温で保 持する均熱帯、さらに、焼鈍後そのままＺｎなどのめっき処理を施す場合には、合金化処 理帯などから構成されるようになり、成形性の優れた極低炭素鋼が開発されてきた。

1967年にLeslieら^1,2)が0.01％以下の極低炭素鋼にＴｉを0.15％添加した鋼を Free of Interstitial solute”として紹介し、1972年に福田ら^3-6)はＣ量0.005％にＴｉを0.08％添 加した鋼に連続焼鈍を模し急速加熱による高r値化を提言した。その後、溶製技術の進歩 によりＣ量を0.002％程度まで低減した極低炭素鋼が可能となり、IF化と連続焼鈍法の活 用によって、r 値が２以上、伸びが５０％以上の優れた成形性を有する薄鋼板の製造が可 能となった。^7-13)

燃費向上のため自動車軽量化の要求が1970年代に高まり、自動車用薄鋼板の高強度化 が盛んに研究された^14-19)。また1990年代には自動車の衝突安全性の点からも薄鋼板の高 強度化が求められてきた。高強度化の手法としてTS/440MPa級まではＰ、Ｓｉ、Ｍｎな どによる固溶強化が主として活用されてきたが、近年のさらなる高強度化の要求に対して、

TS/590MＰa級以上にはフェライト相以外にマルテンサイト相を有するDual Phase鋼、

さらにベイナイト相、残留オーステナイト相を有する残留オーステナイト鋼（TRIP鋼）

が開発されてきた。

1-2-4 薄鋼板の成形様式

薄鋼板はプレス加工を施し使用されるため、良好な成形性が重要である。薄鋼板の成形 性の評価法は成形法に伴う割れ発生によってFig.1-6に示す４つの様式に大別される。²⁰⁾

（１） 深絞り性

（２） 張り出し性

（３） 伸びフランジ性

（４） 曲げ性

実プレス成形では複雑な成形様式となるが、上記４つの様式の組み合わせで示される。

プレス成形は破断、形状不良、寸法精度不良で成形性が決まるが種々の成形性試験や引張 試験から求められる材料特性によって評価される。

 （１）深絞り性試験；深絞り成形性は、ブランク材（平板）を上下のダイではさみ、パ ンチでカップ状に成形する試験で、フランジ部分が周方向に縮みながらパンチの移動方向 に流れ込み縦壁を形成する。フランジ部のしわ発生、または、円筒底面コーナー部の破断 で成形限界が判定される。深絞り性を評価する成形試験法としては円筒深絞り試験があり、

鋼板が破断（割れ）なく絞りぬける最大ブランク径D０とパンチ径ｄ_ｐ（通常５０ｍｍ）の 比、D０/ｄpを限界絞り比LDR（L.D.R.：Limiting Drawing Ratio）と定義し、ＬＤＲが 大きいほど深絞り性は優れていると評価する。パンチ径が５０ｍｍのものを特にSwift試 験法と呼ぶ。Fig.1-7 に Swift深絞り試験法の模式図を示す ²¹⁾。深絞り成形では Fig.1-8 に示す様にフランジ部が面内圧縮を受けて円筒縦壁部に流入するため、塑性変形において 板厚方向より板幅方向へのひずみ量が大きい。すなわち、板厚方向より板幅方向に縮み易 い方が有利である。このため、限界絞り比は塑性ひずみ比（ランクフォード値^22）、ｒ値）

と正の相関があり、ｒ値の大きいものほど深絞り性に優れている²³⁾。Fig.1-9に限界絞り 比とｒ値の関係を示す²⁴⁾。ｒ値の増加に従い、限界絞り比が増加する。

Ｆｉｇ.1-6 成形性の評価法

ＬＤＲ=Ｄ

成形可能 素材

素材

破断 破断

Ｆｉｇ.1-7 Ｓｗｉｆｔ深絞り試験法の模式図(ｄ

＝50mm)

フランジ部：引張-圧縮

側壁部：平面歪引張

素材

d

D

= =

ポンチ径 破断限界ブランク径 限界絞り比

Ｆｉｇ.1-8 深絞りにおける変形状態 ダイ パンチ

しわ押さえ

フランジ部：引張-圧縮

側壁部：平面歪引張

素材

d

D

= =

ポンチ径 破断限界ブランク径 限界絞り比

d

D

= =

ポンチ径 破断限界ブランク径 限界絞り比

Ｆｉｇ.1-8 深絞りにおける変形状態 ダイ パンチ

しわ押さえ

ここで、引張試験により得られる塑性ひずみ比（ｒ値）²⁵⁾について述べる。

引張試験片の平行部に一様伸び限界以下の単軸引張をした際に、板幅がＷ_０からＷに、板 厚がＴ_０からＴに減少したとすると、ｒ値は（１）式で表される。

  ｒ＝ln(w/w0)/ln(T/T0)・・・・(１)

普通薄鋼板のｒ値は、圧延方向に対する方向、０°方向（ｒ_０）、４５°方向（ｒ_４５）、９ ０°方向（ｒ_９０）で異なっているため、（２）式で示す面内平均ｒ値が用いられる。

  ｒ=(r0+2r45+r90)/4・・・・(２)

 深絞り成形時に、縮み易さに方向性が存在するとフランジ部分の円周方向でのプレス品 の壁高さが不均一となり、一般には好ましくない。これをイヤリング（耳）とよび、Fig.1-10 に示すような円筒の縁に凹凸が生じる。これは、r 値が各方向で異なるために生じるもの

ポンチ径；ｄ_p

破断限界ブランク径：Ｄ₀ 限界絞り比

4

2

0

r r

r r

Ｆｉｇ.1-9 限界絞り比とｒ値の関係

ポンチ径；ｄ_p

破断限界ブランク径：Ｄ₀ 限界絞り比

4

2

0

r r

r r

Ｆｉｇ.1-9 限界絞り比とｒ値の関係

であるので、（３）式で示す面内異方性（Δｒ）で評価される。Δｒが正の場合には０°、

９０°方向にイヤリングが発生し、Δｒが負の場合には４５°方向にイヤリングが発生す る。Δｒの絶対値が大きいほど高いイヤリングを示す。

  Δｒ＝(r0+r90)/2-r45・・・・（３）

Fig.1-11にr値と切欠き伸びの関係を示す。局部伸びとr値には正の相関があり、r値

が高いほど、局部伸びが増加する²⁶⁾。

Ｆｉｇ.1-10 成形によるイヤリング発生例

イヤリングの発生

Fig.1-11 切り欠き伸びとｒ値の関係 25

20

15

10

1.0 1.5 2.0 2.5 3.0 平均ｒ値

切り欠き伸び（平均値）/％

リムド鋼・普通焼鈍材 リムド鋼・脱炭焼鈍材 Ａｌキルド鋼・普通焼鈍材 Ａｌキルド鋼・脱炭焼鈍材

脱ガスＴｉキルド鋼・２回冷圧焼鈍材 Ｓｉセミキルド鋼・普通焼鈍材

Fig.1-11 切り欠き伸びとｒ値の関係 25

20

15

10

1.0 1.5 2.0 2.5 3.0 平均ｒ値

切り欠き伸び（平均値）/％

リムド鋼・普通焼鈍材 リムド鋼・脱炭焼鈍材 Ａｌキルド鋼・普通焼鈍材 Ａｌキルド鋼・脱炭焼鈍材

脱ガスＴｉキルド鋼・２回冷圧焼鈍材 Ｓｉセミキルド鋼・普通焼鈍材

 （２）張り出し性試験：張り出し性は平板にパンチを押しこみドーム状に成形する成形 法である。張り出し成形ではフランジ部からの材料の流れ込みが少ないので、表面積が増 加して板厚減少が進み、変形が大きい部位でくびれが生じて破断が起こる。Fig.1-12に張 り出し成形性を評価するエリクセン試験法の模式図を示す²⁷⁾。エリクセン試験では薄鋼板 をドーム状に成形した時の破断するまでの成形深さをエリクセン値とし、評価の指標とす る。

張り出し性はFig.1-13に示すように引張試験での加工硬化指数（ｎ）との相関が強い²⁸⁾。 ここで、ｎ値とは引張試験から得られる真応力（σ）と真ひずみ（ε）の関係を（４）式 で示すときの値である²⁹⁾。

  σ＝Fε^ｎ・・・・（４）

ｎ値が高い材料では局所的な変形を受けた部分が加工硬化すると、他の部分に変形が移る ためくびれが生じにくくなる。従って、ｎ値の高い材料は一般に高い一様伸びを示す。

Fig.1-14に伸びとエリクセン値の関係を示す³⁰⁾。伸びが高いほど、エリクセン値が増加し、

張り出し性に有利である。

Ｆｉｇ.1-12 エリクセン試験法の模式図

素材

Ｆｉｇ.1-12 エリクセン試験法の模式図

素材

Ｆｉｇ.1-13 エリクセン値とｎ値の関係 11.0

0.16 0.18 0.20 0.22 0.24 9.8

10.0 10.2 10.4 10.6 10.8

n値

エリクセン値/mm

11.0

0.16 0.18 0.20 0.22 0.24 9.8

10.0 10.2 10.4 10.6 10.8

n値

エリクセン値/mm

Ｆｉｇ.1-14 全伸びと張り出し限界深さ

30 40 50 60 70

4.5 5.0 9.0 10.0 11.0 18 19 19 19 20 60 70 80 90

伸び/％

【8Φ】

 小  形  エ  リ  ク  セ  ン

【20Φ】

 エ  リ  ク  セ  ン

【50Φ】

 球  頭  張  出   し

【200Φ】

 球  頭  張  出   し

張出し限界深さ/mm

30 40 50 60 70

4.5 5.0 9.0 10.0 11.0 18 19 19 19 20 60 70 80 90

伸び/％

【8Φ】

 小  形  エ  リ  ク  セ  ン

【20Φ】

 エ  リ  ク  セ  ン

【50Φ】

 球  頭  張  出   し

【200Φ】

 球  頭  張  出   し

張出し限界深さ/mm

  （３）伸びフランジ性試験：伸びフランジ成形は平板を縁にそって曲げ、フランジを 形成する成形方法である。このため、フランジの端部に添って引張応力が作用する。伸び フランジ成形は Fig.1-15に示す穴拡げ性試験法によって評価される ^31-32)。これはブラン ク（平板）に穴を打ち抜き、その穴をパンチで広げ、穴の周囲に板厚を貫通する割れが生 じるまでの、穴直径の増加量（Ｄh−Ｄ0）と初期穴径（Ｄ0）との比、穴拡げ率（λ％）で 示される。

  λ＝(Ｄh−Ｄ0)/ Ｄ0Ｘ100

Fig.1-16に切欠き伸びと穴拡げ率の関係を示す³³⁾。穴拡げ率は局部伸びの増加により向

上する。伸びフランジ性は、自動車のホイールディスクやサスペンションアームのような アーム部品の成形時によく見られる特性値で、高強度熱延鋼板のプレスにおいて重要とな る。

穴拡げ率の定義 穴拡げ率＝ （ D

- D

)/ D

x 100 (%) D

： 亀裂貫通後の穴径 (mm) D

： 初期の穴径 (10mm)

破断後穴径 ダイス ダイス径

ダイス肩R 押し付け力

試験片 板厚

初期穴径

バリ

ポンチ

Ｆｉｇ.1-15 穴拡げ性試験法

穴拡げ率の定義 穴拡げ率＝ （ D

- D

)/ D

x 100 (%) D

： 亀裂貫通後の穴径 (mm) D

： 初期の穴径 (10mm)

破断後穴径 破断後穴径 ダイス ダイス径

ダイス肩R 押し付け力

試験片 板厚

初期穴径

バリ

ポンチ ダイス ダイス径

ダイス肩R 押し付け力

試験片 板厚

初期穴径

バリ

ポンチ

Ｆｉｇ.1-15 穴拡げ性試験法

  （４）曲げ試験：曲げ成形は薄鋼板を曲げる成形様式である。他の成形様式と比較す ると単純な加工であるが、深絞り成形や伸びフランジ成形にも組み合わされており、あら ゆる成形品に含まれている。曲げ試験では板を１８０°に折り曲げる際の、曲げ部外表面 に割れが発生せずに折り曲げられる最小半径で評価される。Fig.1-17に示すように、曲げ 限界は引張試験の局部伸びと良い相関を示すとされている³⁴⁾。

5 10 15 20 25 0

50 100 150

最低切り欠き伸び/％

穴拡げ率/％

熱延鋼板 冷延鋼板

5 10 15 20 25 0

50 100 150

最低切り欠き伸び/％

穴拡げ率/％

熱延鋼板 冷延鋼板

Ｆｉｇ.1-16 切り欠き伸びと穴拡げ性の関係

Ｆｉｇ.1-17 切り欠き伸びと曲げ性の関係(3.2mm熱延鋼板)

5 10 15

0 1.6 3.2 4.8

曲げ半径/mm

割れなし 割れ発生

5 10 15

0 1.6 3.2 4.8

5 10 15

0 1.6 3.2 4.8

曲げ半径/mm

割れなし 割れ発生 割れなし 割れ発生

成形性の評価には上記４つの成形様式の他に、特に冷延鋼板で特徴的な焼付硬化特性、

耐二次加工脆性がある。以下これらの性質について記述する。

（５） 歪み時効性（焼付硬化性）：侵入型固溶元素であるＣ，Ｎが残留していると、調 質圧延後の塑性加工後に室温で数日から数か月経過すると、溶質原子が転位の周囲に雰囲 気を作り、機械的性質が変化することがある。この現象を歪み時効と称し、延性の低下や 降伏応力の上昇、降伏伸びの回復に起因するストレッチャーストレイン模様と呼ぶ表面の 凹凸上欠陥が発生する。歪み時効はプレス成形にとって望ましくない現象である。しかし、

焼付硬化性（Bake Hardening、ＢＨ）は、プレス加工後の塗装焼付け時の短時間加熱処 理を利用して降伏点上昇を促す現象であり、車体強度を増加させるため、耐デント性の向 上が可能となる。デントとは人力や飛び石などで自動車の外板などに生じるくぼみであり、

通常降伏強度の上昇により耐デント性が向上する。一般に焼付硬化性は歪み時効の一種で あり、時効指数（Aging Index、ＡＩ）で評価される。ＡＩとＢＨの測定方法を模式的に Fig.1-18に示す。

Ｆｉｇ.1-18 時効指数（ＡＩ）、焼付硬化性（ＢＨ性）の測定法 AI：予ひずみ/ ７〜12% 熱処理/100℃ｘ1hr〜４hr BH：JIS G3135 予ひずみ/2％ 熱処理/170℃ｘ20分

伸び

荷重

A

B

時効指数(AI)

焼付き硬化性(BH性) 加工硬化性(WH性)

A：素材

B：予ひずみ+熱処理後

予ひずみ

{

伸び

荷重

A

B

時効指数(AI)

焼付き硬化性(BH性) 加工硬化性(WH性)

A：素材

B：予ひずみ+熱処理後

予ひずみ

{

ＢＨ性は高温での時効現象を利用したものであるため、必然的に常温時効性を伴ってい る。常温時効をできるだけ抑えかつ高温時効を促成させるためには、一般に固溶Ｃが利用 されている。Fig.1-19 にＡＩと固溶Ｃに対応したスネークピーク高さ（Ｑ^-1max）の関係 を示す^35-36)。

Ｆｉｇ.1-19 内部摩擦法によるＡＩと固溶Ｃの関係 スネークピーク高さ

AI/MPa

0 2 4 6 8 10 X10

0

10 20 30 40 50

0 2 4 6 8 10 X10

0

10

20

30

40

50

Fig.1-20は３８℃ｘ８日（２０℃ｘ２ヶ月に相当）で促進時効処理を施したときの材料特 性とＡＩ、ＢＨ、固溶Ｃ量（Sol.C）の関係を示す。この図から実用上常温時効を起さな いＡＩは20〜30MPa、固溶Ｃ量で３〜４ppmである³⁷⁾。

Ｆｉｇ.1-20 引張特性値の時効劣化量と時効指数、焼付硬化性および       固溶Ｃ量の関係

ΔYP-El/%ΔTS/MPaΔYP/MPaΔEl/%

Ｆｉｇ.1-20 引張特性値の時効劣化量と時効指数、焼付硬化性および       固溶Ｃ量の関係

ΔYP-El/%ΔTS/MPaΔYP/MPaΔEl/%

   （６）耐二次加工脆性：深絞り成形品（一次加工）のカップ側壁に引張張力の加わ る二次加工や衝撃力が加わると、脆性破壊を起す事がある³⁸⁾。この破壊は、深絞り加工に よる鋼板の加工硬化および、プレス成形時にフランジから流入した部分の周方向に引張残 留応力が残存するために起こるものである。また結晶組織に注目すると、フランジ部分が 周方向に縮みながら流れ込むことで、結晶粒は流入方向に進展し見かけの粒径が粗大化す ることになる。脆性破壊では、材料の種類によって破壊が結晶粒内を貫通するへき開破壊 を起すものと、結晶粒界がはく離する粒界破壊を起すものがある。

粒界破壊は、一般に粒界強度がマトリックス強度より相対的に低いときに発生する。こ の粒界強度は主として粒界に平衡偏析しているＣとＰの量に依存する。このうちＣは粒界 強度を強める作用があるが、鋼中Ｃ量の低下や、Ｔｉ、Ｎｂによる析出固定は固溶Ｃ（粒 界Ｃ）を減少させるため、結果として粒界強度を低下させる。また偏析したＰは逆に粒界 強度を大きく低下させる。一方マトリックス強度は素材強度に依存するため、マトリック ス強度と粒界強度の相対的な強度差は高強度鋼ほど大きく、さらには深絞り加工したもの ほど、この関係は顕著となる。

1-2-5 薄鋼板での炭窒化物の溶解、析出挙動

 深絞り性向上に対して（１）熱延板の結晶粒径、（２）固溶C量、（３）析出物が大きく 影響を及ぼすことが知られている。

（１） 熱延板の結晶粒径の影響

阿部らは冷延-再結晶焼鈍後の集合組織に及ぼす熱延板結晶粒径の影響を検討し、

Fig.1-21に示す結果を得た³⁹⁾。粗大粒の場合には、冷間圧延時に結晶粒内に変形帯が形成

され易くなる。この場合、剪断変形を伴うため｛110｝＜001＞方位が発達し、{111}集合 組織の発達が阻害される。一方、熱延板が細粒の場合では、相対的に粒界の寄与が大きく なる。結晶粒界では歪みの整合性を図るため多重すべりを生じ、均一な変形組織となる。

結晶粒界が｛111｝再結晶集合組織の核形成サイトになると言われている。

（２）固溶Ｃ量の影響

 固溶Ｃ，Ｎは固溶状態で存在することで、｛111｝再結晶方位の発達を抑制し、深絞り性 に悪影響を及ぼす。固溶Ｃ，Ｎによる深絞り性劣化の要因としては、①冷間圧延段階で圧 延集合組織形成に影響を及ぼす ⁴⁰⁾、②回復再結晶時に影響を及ぼす ⁴¹⁾などの説が提案さ れている。

（３）析出物の影響

 固溶元素の低減のため、ＩＦ鋼ではＴｉやＮｂの炭化物や窒化物を形成させる。ＩＦ鋼 における析出物はその大きさが約１μｍ以下であり、低炭素鋼におけるセメンタイトや非 金属介在物(10μｍ〜100μｍ)に比べると遥かに小さい。このため、微細な析出物が数多 く存在すると、冷間圧延後の回復再結晶において再結晶後のフェライト粒成長を抑制して、

Ｆｉｇ.1-21 再結晶焼鈍後の集合組織に及ぼす熱延板結晶粒径の影響

d_０:熱延板結晶粒径

｛111｝方位粒の成長を抑制するため深絞り性や張り出し性の低下をもたらす。従ってＩ Ｆ鋼の深絞り性向上には、析出物を極端に微細化させないことも重要である。Fig.1-22に Ｔｉ添加、もしくはＮｂ添加によるＩＦ鋼の析出物形成温度域を示す⁴²⁾。いずれも1200℃

以上の温度に加熱した材料の熱間圧延時の温度と生成析出物の種類の関係である。熱間圧 延前のスラブでは、鋳込み後の冷却速度が遅いため析出物は一般に粗大となる。熱間圧延 時の加熱温度を高くすると加熱中に析出物が再固溶し、圧延中に析出物が微細に再析出す ることとなる。一方、加熱温度が低いと未固溶の粗大な析出物が残存するので、深絞り性 には有利になる。

Ｔｉ添加鋼では高温域（≧1150℃）ではＴｉＳが形成されるが、スラブ加熱温度を低く する（1000℃〜1100℃）と、Ｔｉ４Ｃ_２Ｓ_２の複合析出物が観察される。この析出物はＴｉ Ｃより高温で析出するため粗大であり、一方、高温加熱でＴｉＳが析出した場合は、Ｃは ＴｉＣとして1000℃以下の低温域で微細析出するため、深絞り性を劣化させる。

Ｆｉｇ.1-22 極低炭素ＩＦ鋼の析出物形成温度

700 800 900 1000 1100 1200 1300 1400 1500 10

100 1000

NbC TiC

MnS Ti

C

S

TiS

TiN

析出温度/℃

析 出 物 粒 径 /n m

700 800 900 1000 1100 1200 1300 1400 1500 10

100 1000

NbC TiC

MnS Ti

C

S

TiS

TiN

析出温度/℃

析 出 物 粒 径 /n m

1-3 本論文の構成

薄鋼板の成形性向上の方法として、固溶元素の積極的な活用、析出物制御によりフェラ イト相の成形性を向上させることを目的として、析出物の溶解、析出挙動と延性、r値（塑 性変形）の関係を見直した。さらに、析出物を活用し、変態、粒成長を制御した微細粒鋼 によるフェライト相の細粒化強化と、局部伸びに優れた熱延鋼板を開発することを目的と した。本論文の構成をFig.1-23に示す。

従来は、成形性の向上には固溶元素低減が不可欠であり、低炭素鋼から極低炭素鋼へ、

さらに固溶元素を低減するためにＴｉ、Ｎｂなどを添加して固溶元素を析出物として固定 させる IF化が進められてきた。しかし、最近の高張力鋼板の需要拡大に伴い、鋼の組成 は極低炭素鋼から低炭素鋼に変化し、固溶Cが増加して成形性は低下している。これを補 うため、組織の複合化（複合組織鋼板）による対応が進められてきたが、780MPa以上の

Ｆｉｇ.1-23 本論文の構成

目的 対象 本論文の構成

析出物制御 プレス成形

性に及ぼす 固溶元素の

ある べき姿

冷延鋼板

塑性変形

固溶 塑性異方性

粒界強化

熱延鋼板 析出物制御 による新高強 度鋼板の開発

局部伸び

Ｆｉｇ.1-23 本論文の構成

目的 対象 本論文の構成

析出物制御 プレス成形

性に及ぼす 固溶元素の

ある べき姿

冷延鋼板

塑性変形

固溶 塑性異方性

粒界強化

熱延鋼板 析出物制御 による新高強 度鋼板の開発

局部伸び

高張力鋼板では成形性を確保するのが困難になっていた。

そこでまず、フェライト相の成形性に及ぼす固溶元素の影響を明らかにするため、フェ ライト単相である極低炭素鋼を対象とし、析出物による成形性の向上効果を検討した結果 を第２章にまとめた。対象とした鋼ではＣ、Ｎ、Ｂが固溶元素として存在するが、ＮｂＣ、

ＡｌＮ、ＢＮの析出が競合することにより延性、ｒ値に大きな影響を与えることを明確に した。

これらの結果から、固溶元素のＣ、Ｎ、Ｂは成形性向上に寄与する化合物として析出さ せることが可能であり、ＮｂＣと共存する場合は、ＡｌＮよりＢＮとして存在させること によりこれまで相反するとされてきた塑性変形の向上と焼付硬化性の特性を同時に向上 させることができると結論した。

深絞り鋼板、特に円筒深絞り成形では、塑性変形の指標であるｒ値の面内異方性（Δｒ）

がカップ成形後の耳発生（イヤリング性）に対して大きな影響を与えるため、Δｒを低減 させることが必要である。そこで、第３章では固溶Ｂの面内異方性向上効果の機構解明に 主眼をおいて研究した。３種類のＢ量の異なる鋼を用いて、冷延焼鈍後のΔｒに及ぼすＢ 量および焼鈍温度の影響を検討した。その結果、Ｂ添加により冷延焼鈍板のΔｒは非常に 小さくなり、カップ成形時には全くイヤリングが発生しなくなることがわかった。

第４章では固溶Ｂがフェライト粒界に存在した場合、フェライト粒界強度上昇による耐 二次加工脆性向上のメカニズムを明確にし、成形性向上に及ぼす固溶Ｂとしての効果を検 討した。高強度化のために添加する固溶Ｐの増加によって二次加工時に割れが発生し易く なるが、Ｂ添加によって割れを抑制できる⁴³⁾。そこで割れ抑制に寄与する固溶Ｂの効果と そのメカニズムを検討することにより、適正なＢ量と熱履歴を明確にすることを目的とし た。これらの結果は粒界偏析元素であるＢを固溶させることで、カップ成形におけるイヤ リングが小さくなり、ブランク板から製品への歩留りを向上させると共に、耳部の板厚変 化を小さくし割れを抑制することができ、成形性向上が可能であることを示している。

２章〜４章においてＣ、Ｎ、Ｂの固溶元素を炭窒化物として制御すること、および粒界 偏析元素として固溶させることにより、薄鋼板の成形性が向上することが明らかとなった。

これらは固溶元素の存在形態制御により成形性向上が可能であることを明確にしたもの

である。５章ではＣをＴｉＣとして析出させることにより組織を微細化させ、局部伸びに 優れた熱延薄鋼板を開発した結果について報告する。フェライト粒を２μmに微細化した 鋼では従来鋼より穴拡げ率が著しく向上し、これは鋼組織の微細化により局部伸びが向上 するためであると結論づけた。

第２章〜第４章を基に極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂ、Ｂを添加し、伸び、深絞り性に優れる 薄鋼板を開発した。その適用の１例として、消火器、小型ボンベ用深絞り成形品に本開発 鋼は使用されている。また、第５章を基に、低炭素鋼にＴｉを添加し、ＴｉＣ析出による 動的再結晶を発現させることで、薄鋼板の製造プロセスにおいて微細組織を有する熱延高 強度鋼板を開発した。その適用の１例として、自動車のホイールディスクへの適用が検討 されている。これまでホイールディスクは引張強度(TS)590MPa 鋼が使用されていたが、

TS/780MPa の微細組織鋼を適用することで、ホイールディスクの薄肉化による軽量化が

可能となることが期待されている。

1-4 参考文献

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