| 【発明の名称】 |
曲げ性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 |
| 【発明者】 |
【氏名】匹田 和夫
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| 【要約】 |
【課題】全ての曲げ方向において優れた曲げ加工性を備えた、２相組織を有する冷間圧延高張力鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ≦０．０５％を含有し、さらに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからなる群の内の１種以上を合計で０．００３〜０．０５％、および／または、Ｃｒ：０．００１〜２．０％、Ｍｏ：０．００１〜０．５％のからなる群の内の１種以上、および／または、Ｃａ：０．０００２〜０．００４％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５％、希土類元素：０．００２〜０．０５％からなる群の内の１種以上を含有し、実質的にマルテンサイトとフェライトからなる２相組織を有し、引張強さが５００ＭＰａ以上で、板面内いずれの方向にも密着曲げが可能な高張力鋼板。上記化学組成を有する鋼の仕上圧延を１０５０℃以下で開始し、Ａｒ３点〜Ａｒ３点＋１００℃で完了し、２０℃／秒以下で冷却して６００℃以上で巻取って熱延板とし、酸洗し、４０〜８０％の圧下率で冷間圧延し、２相域で３０〜９０秒焼鈍し、５５０℃までを５℃／秒以上で冷却して製造する。仕上圧延前の鋼片に補助加熱を施してもよい。 |
【特許請求の範囲】
【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．０５％以下を含有する化学組成と、マルテンサイトを体積率で５〜５０％含有し、残部が実質的にフェライトからなる２相組織を有し、引張強さが５００ＭＰａ以上で、板面内いずれの方向にも密着曲げが可能であることを特徴とする曲げ性に優れた高張力鋼板。
【請求項２】 さらに化学組成として、質量％で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからなる群の内の１種または２種以上を合計で０．００３〜０．０５％含有することを特徴とする請求項１に記載の曲げ性に優れた高張力鋼板。
【請求項３】 さらに化学組成として、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜２．０％、および／または、Ｍｏ：０．００１〜０．５％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の曲げ性に優れた高張力鋼板。
【請求項４】 さらに化学組成として、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．００４％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５％、希土類元素：０．００２〜０．０５％からなる群の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の曲げ性に優れた高張力鋼板。
【請求項５】 上記化学組成を有する鋼を加熱し、粗圧延を行い、仕上圧延を１０５０℃以下で開始し、Ａｒ３点以上、Ａｒ３点＋１００℃以下で完了し、２０℃／秒以下の冷却速度で冷却し、６００℃以上で巻取って熱延板とし、この熱延板を酸洗して４０〜８０％の圧下率で冷間圧延を施し、Ａｃ１点以上、Ａｃ３点未満の２相域で３０〜９０秒間保持する２相域焼鈍を施した後、５５０℃までを５℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の曲げ性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【請求項６】 ２相域焼鈍に先立って、Ａｃ３点以上、Ａｃ３点＋８０℃以下のγ域温度で１０〜９０秒間保持するγ域焼鈍を施すことを特徴とする請求項５に記載の曲げ性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【請求項７】 仕上圧延を施す前の鋼片に補助加熱を施すことを特徴とする請求項５または６に記載の曲げ性に優れた高張力鋼板の製造方法。
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【発明の詳細な説明】【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は曲げ性の優れた高張力鋼板およびその製造方法に関する。さらに詳しくは、フェライトとマルテンサイトからなる２相組織を有し、引張強さが５００ＭＰａ以上で、全ての方向に密着曲げが可能な冷間圧延高張力鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の燃費向上のために車体軽量化が進んでおり、車体構成部材への高張力鋼板の適用が進められている。使用する鋼板の強度が高いほど軽量化効果が高められる。このため、例えばフレーム類などの車体構成部材用途には、引張強さでいえば６００ＭＰａ以上の高張力鋼板も適用されるようになってきた。しかしながら一般的に鋼板の強度と成形性は相反する関係にあり、鋼板の強度が高くなるにつれて成形性が低下し、高強度鋼板の適用が困難になるという問題がある。
【０００３】このため成形性に優れた高張力鋼板が求められており、それに応えて種々の鋼板が開発されている。例えば、特開昭５４−１６３７１８号公報には、質量％でＣ：０．０３〜０．１２％、Ｍｎ：０．７〜１．７％を含有し、フェライト相と急冷変態相を主要な組織構成要素とし、かつ０．６以下の降伏比（降伏強さ／引張強さ）をもつ複合組織鋼板の製造方法が開示されている。
【０００４】また、特開平９−３５９４号公報には、質量％でＣ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．２０〜０．８％、Ｍｎ：０．３０〜２．５％を含有し、特定のＣｅｑを満足し、フェライトと第二相としてのマルテンサイトからなる一様伸びの優れた高強度鋼板およびその製造方法が開示されている。
【０００５】これらの鋼は、フェライト組織に硬質なマルテンサイトを分散させた複合組織を有する鋼（ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ 鋼板。以下、「ＤＰ鋼板」と記す）であり、マルテンサイトの比を調整することにより、比較的容易に鋼の引張強さを所望の範囲に高めることができるうえ、降伏比が低く、一様伸びも優れているという特徴を持たせることもできるので、成形加工用の高張力鋼板として期待されてきた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】各種の成形方法の内で基本的な成形方法である曲げ成形において、軟質鋼板や引張強さが５００ＭＰａに満たない低強度の高張力鋼板では、密着曲げ（内側曲げ半径が零で、曲げ角度が１８０°）を行うのは容易である。しかしながら引張強さが５００ＭＰａ以上の高強度領域になると、ＤＰ鋼板であっても、曲げ性能が優れているとされる圧延方向曲げ（曲げ軸が圧延方向に直角な方向である曲げ）においても密着曲げが困難となる場合がある。圧延方向曲げに比べると曲げ性が劣るとされている幅方向曲げ（曲げ軸が圧延方向に平行である曲げ）、あるいは４５°方向曲げ（曲げ軸が圧延方向に対して４５°傾斜した方向である曲げ）における密着曲げはさらに困難となる場合が多い。このような曲げ方向による曲げ性の差異（以下、上記３方向の曲げ性の差異を「曲げ異方性」とも記す）は、鋼板の引張強さが高くなるにつれて著しくなる。
【０００７】ＤＰ鋼板は軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの混合効果により、降伏比が低いうえに一様伸びが優れるため、プレス成形における形状精度が良好で、張り出し成形性にも優れるという特徴がある。しかしながら局部延性が優れず曲げ性が十分ではないうえ、引張強さが高くなるにつれて密着曲げが困難となるうえ、曲げ異方性が強くなり、曲げ方向によっては曲げ性が十分ではないという問題があった。
【０００８】このため、例えばフレーム等を製造する際の曲げ成形では、現在用いられているＤＰ鋼板は、素材の成形方向によっては良好な加工結果が得られず、歩留まりの低下、加工工数の増加、素材加工方向の限定などの不都合があった。
【０００９】本発明の目的はこれらの課題を解決し、高強度を有するＤＰ鋼板において、全ての曲げ方向において優れた曲げ加工性を備えた、曲げ性に優れた高張力鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者は、種々の化学組成及び製造条件でＤＰ鋼板を作成し、ＤＰ鋼板の曲げ性に影響する要因とその改善方法について種々研究した。その結果、特定の化学組成を有する鋼を加熱し、粗圧延した後、１０５０℃以下で開始し、Ａｒ３点〜Ａｒ３点＋１００℃で完了する熱間仕上圧延を施した後、２０℃／秒以下の冷却速度で冷却して６００℃以上で巻き取り、酸洗、５０〜７０％の圧下率の冷間圧延を行い、（α＋γ）２相域で３０〜９０秒焼鈍し、５５０℃までを５℃／秒以上で冷却することにより、圧延方向曲げ、幅方向曲げおよび４５°方向曲げにおいて、いずれも密着曲げが良好なＤＰ鋼板が得られることを知った。
【００１１】なお、本発明における密着曲げの判定基準は、密着曲げを行った曲げ部外側表面に、亀裂およびくびれ（ネッキング）が観察されない場合を良好と定義する。上記「くびれ」は、本発明においては、周囲の板厚に対して２０％以上の局部的な板厚減少を伴うもの、とする。
【００１２】その理由は定かではないが、以下のように推測される。曲げ成形では、曲げ線に直角方向のひずみが曲げの外側で引張り、内側で圧縮となるような変形が生じる。曲げ加工時に外側の引張応力状態の部位で割れが生じるのは、通常の引張試験において一様伸び変形後に生じるくびれ変形、すなわち、局部変形後の破断と同様の変形過程によるものと考えられる。
【００１３】曲げ加工における割れは引張試験における局部延性不足に起因していると思われる。特に鋼板のフェライトおよび第２相が層状になって圧延方向に伸長した結晶組織（以下、「バンド状組織」と記す）を有する場合には、バンド状組織とフェライト相との界面で亀裂が発生しやすいため、その部分における局部延性が低下し、曲げ性が大きく損なわれる。
【００１４】バンド状組織は、冷間圧延母材を熱間圧延する際の仕上圧延が（α＋γ）２相域圧延となると生じやすく、また、仕上圧延後の冷却中にパーライトが生成すると、これはバンド状組織を形成しやすい。従って冷間圧延母材の製造条件は、フェライトとセメンタイトからなる結晶組織を有する熱間圧延鋼板が得られる条件とするのがよい。また、冷間圧延後の２相域焼鈍に先駆けてγ域焼鈍を施すのも好適である。
【００１５】熱間圧延の仕上圧延における上記条件を実現するには、熱間圧延における鋼板温度を厳密に管理する必要があるが、この手段として粗バーヒータなどの補助加熱手段により、仕上圧延前の粗バーの温度変動を精度よく制御するのが極めて有効である。同様な目的のため、いわゆるコイルボックスを適用して保温あるいは加熱することや粗バーを接合して連続圧延することも有効である。
【００１６】本発明はこれらの新たに得られた知見を基にして完成されたものであり、その要旨は下記（１）〜（４）に記載の曲げ性に優れた高張力鋼板、および、（５）〜（７）に記載のその製造方法にある。
【００１７】（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．０５％以下を含有する化学組成と、マルテンサイトを体積率で５〜５０％含有し、残部が実質的にフェライトからなる２相組織を有し、引張強さが５００ＭＰａ以上で、板面内いずれの方向にも密着曲げが可能であることを特徴とする曲げ性に優れた高張力鋼板。
【００１８】（２）さらに化学組成として、質量％で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからなる群の内の１種または２種以上を合計で０．００３〜０．０５％含有することを特徴とする上記（１）に記載の曲げ性に優れた高張力鋼板。
【００１９】（３）さらに化学組成として、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜２．０％、および／または、Ｍｏ：０．００１〜０．５％を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の曲げ性に優れた高張力鋼板。
【００２０】（４）さらに化学組成として、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．００４％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５％、希土類元素：０．００２〜０．０５％からなる群の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の曲げ性に優れた高張力鋼板。
【００２１】（５）上記化学組成を有する鋼を加熱し、粗圧延を行い、仕上圧延を１０５０℃以下で開始し、Ａｒ３点以上、Ａｒ３点＋１００℃以下で完了し、２０℃／秒以下の冷却速度で冷却し、６００℃以上で巻取って熱延板とし、この熱延板を酸洗して４０〜８０％の圧下率で冷間圧延を施し、Ａｃ１点以上、Ａｃ３点未満の２相域で３０〜９０秒間保持する２相域焼鈍を施した後、５５０℃までを５℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の曲げ性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【００２２】（６）２相域焼鈍に先立って、Ａｃ３点以上、Ａｃ３点＋８０℃以下のγ域温度で１０〜９０秒間保持するγ域焼鈍を施すことを特徴とする上記（５）に記載の曲げ性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【００２３】（７）仕上圧延を施す前の鋼片に補助加熱を施すことを特徴とする上記（５）または（６）に記載の曲げ性に優れた高張力鋼板の製造方法。なお、本発明の高張力鋼板は上記条件で熱間圧延後に冷間圧延と再結晶焼鈍を施した鋼板であり、その後に亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板とすることもできる。
【００２４】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態についてさらに詳細に説明する。
化学組成；Ｃ：Ｃは安価に鋼の強度を向上させる作用があり、所望の強度を確保するために、Ｃを０．０５％以上含有させる。その含有量は、狙いとする強度により変更すればよい。Ｃを過剰に含有させるとスポット溶接性が損なわれるので、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下であるＳｉ：必須元素ではないが、鋼を脱酸する作用があり、また、延性をさほど阻害しないで鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。他方、Ｓｉを多量に含有させすぎるとめっき性を損なう。従って上記効果を得るために、０．０１％以上、１．０％以下、好ましくは０．８％以下の範囲で含有させてもよい。
【００２５】Ｍｎ：鋼板の引張強さを高め、熱間脆性を防止する作用があり、本発明の鋼における重要な元素である。本発明においては、上述したように強度向上元素であるＣとＳｉの含有量を比較的低い範囲に制限するため、鋼板の引張強さは、主としてＭｎを含有させることにより確保する。この効果を発揮させるために、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。好ましくは２．０％以上である。Ｍｎは高価な元素であるうえ、含有量を過度に増すと転炉における鋼の溶解、精錬がむつかしくなる。これを避けるためにＭｎ含有量は３．０％以下とする。
【００２６】Ｐ：不可避的不純物であるが、Ｐ含有量が０．０５％を超えると鋼板中における偏析が著しくなり、製品鋼板においてバンド状組織が生じて曲げ性を損なう。これを避けるためにＰ含有量は０．０５％以下とする。
【００２７】Ｓ：不可避的不純物であるが、Ｓ含有量が０．０１％を超えるとＭｎＳとしての析出量が増し、鋼板の延性を阻害する。これを避けるためにＳ含有量は０．０１％以下とする。
【００２８】Ａｌ：健全な鋼を得るための脱酸剤として、０．００５％以上含有させる。好ましくは０．０１％以上である。Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、鋼中の介在物が増加し、伸び特性が劣化するので、その上限は０．１０％とする。好ましくは０．０５％以下である。なお、本発明でのＡｌは、いわゆるｓｏｌ．Ａｌを意味する。
【００２９】Ｎ：不可避的不純物であり、その含有量は低い方が好ましい。特にＮ含有量が０．０５％を超えるとＡｌＮとして消費されるＡｌの量が多くＡｌ添加の効果が小さくなるばかりでなく、析出物としてのＡｌＮが増して延性が損なわれるので、Ｎ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。
【００３０】本発明を構成する鋼板は基本的に上述の組成で構成されるが、さらに鋼板の強度や成形性を必要とする場合には以下に述べる元素を含有させてもよい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：必須元素ではないが、これらの元素には析出強化作用があり、鋼を安価に強化するのに有用な元素であるので、その効果を得るために含有させても構わない。上記効果を得るには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶからなる群の内の１種または２種以上を合計で０．００３％以上含有させるのがよい。その含有量が０．０５％を超えると鋼を強化する効果が飽和し、それ以上含有させるのは経済性を損なうので、含有させる場合の上限は、合計で０．０５％以下とする。
【００３１】Ｃｒ、Ｍｏ：これらは変態強化作用があるので、鋼を強化するために含有させても構わない。上記効果を得るには０．００１％以上含有させるのがよい。しかしながらＣｒでは２．０％、Ｍｏでは０．５％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合の上限は、上記値とする。
【００３２】Ｃａ、Ｚｒ、希土類元素：これらの元素は介在物の形態制御に有効な元素であるので、曲げ性をさらに改善する場合には含有させても構わない。所望の効果を得るためにはＣａの場合は０．０００２％、Ｚｒの場合には０．００５％、希土類元素の場合は０．００２％以上含有させるのがよい。しかしながら、Ｃａの場合は０．００４％、Ｚｒの場合は０．０５％、希土類元素の場合は０．０５％を超えて含有させると、鋼中の介在物が多くなって加工性が損なわれる。従ってこれらの元素を用いる場合には、Ｃａの場合は０．００４％以下、Ｚｒの場合は０．０５％以下、希土類元素の場合は０．０５％以下とするのがよい。介在物の形態制御はこれらの元素のうちのいずれか１種を用いれば行えるが２種以上を複合して添加してもかまわない。
【００３３】上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。例えば、Ｃｕ、Ｃｏなどが少量含有されても、本発明の目的とする効果は発揮される。鋼板強度が５００ＭＰａに満たない場合には、鋼板の曲げ性能は、圧延方向に対していずれの方向においても密着曲げが可能な鋼板が容易に得られる。従って本願発明の対象とする鋼板は、引張強さが５００ＭＰａ以上のものとする。引張強さの上限は特に限定するものではないが、引張強さが高くなるにつれて延性が低下し、通常の方法でのプレス加工が困難になるので、本発明においては引張強さを１０００ＭＰａ以下とするのがよい。さらに好ましくは８５０ＭＰａ以下とするのがよい。
【００３４】本発明の高張力鋼板は、鋼の引張強さや低降伏比などの性質を確保するために、マルテンサイトを体積率で５％以上、５０％以下、残部が実質的にフェライトからなる２相組織を有するものとする。マルテンサイトの比が５体積％に満たない場合には所望の強度や低降伏比（例えば降伏比が０．６５以下）などの性能が得られない。好ましくは１０体積％以上である。逆にマルテンサイトの比が５０体積％を超えると加工性が低下しすぎるのでよくない。好ましくは３０体積％以下である。
【００３５】「残部が実質的にフェライトからなる」との意味は、冷間圧延し焼鈍した後の冷却過程においてマルテンサイト変態する際に、ベイナイトや残留オーステナイトなどの組織が１０体積％以下混合しても本発明の効果を発揮するのに差し支えがないことを意味する。
【００３６】本発明の鋼板は、高張力鋼板のプレス成形の効率をよくするために、板面内いずれの方向にも密着曲げが可能であることを特徴とする優れた曲げ性を有するものとする。板面内での曲げ方向による曲げ性の変化は、圧延方向曲げ、幅方向曲げ、および、４５°方向曲げで代表される３方向の曲げ性により確認することができるので、本発明における「板面内いずれの方向にも密着曲げが可能である」とは、上記３方向で密着曲げが可能であること、と定義する。密着着曲げの判定基準は、密着曲げを行った曲げ部外側表面に、亀裂およびくびれ（周囲の板厚に対して２０％以上の局部的な板厚減少を伴うもの）が観察されない場合を良好と定義する。
【００３７】このような曲げ性を備えておれば、フレームなどの加工に際して、鋼板面内でいずれの方向への密着曲げ加工があっても、良好な加工製品が得られるので、製品歩留まりの向上や、加工工数の低減、あるいは、板取りの自由度が増すことによる部品製造コストの削減など、工業的に大きい種々の便益を得ることができる。
【００３８】製造方法；本発明の曲げ性に優れた高張力鋼板は、前述の（１）〜（４）のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を以下の方法で熱間圧延し、冷間圧延し、再結晶焼鈍を施して製造するのが好適である。
【００３９】上記化学組成を有する鋼は常法により鋳造されて鋳片（スラブ）とされる。鋳塊を分解圧延して鋼片をスラブとしても構わない。スラブは常法により加熱して粗圧延されたのち、仕上圧延に供されるが、鋳造後のスラブ温度が高く、後述する仕上温度が確保できる場合には、スラブ加熱を省略して粗圧延しても構わない。また、ストリップキャストなど公知の方法により薄い鋳片が得られる場合には、粗圧延を省略しても構わない。
【００４０】仕上圧延：本発明の高張力鋼板の母材となる熱延板は、最終製品においてバンド状組織を生じさせないために、フェライトとセメンタイトを基礎組織とする均一な結晶組織を備えたものとする。熱間圧延における仕上圧延開始温度が高くなりすぎると結晶粒が粗大化するのでよくない。これを避けるために、仕上圧延開始温度は１０５０℃以下とする。
【００４１】仕上圧延終了温度は、本発明鋼において重要な条件である。仕上圧延終了温度がＡｒ３点に満たない温度領域であった場合には、仕上圧延前及び仕上圧延中に変態したフェライトのバンド状組織が形成されるので好ましくない。これを避けるために仕上圧延終了温度はＡｒ３点以上とする。
【００４２】圧延後のフェライト変態促進のためには、オーステナイトに導入する圧延歪みが多い程良いので、そのためには仕上圧延終了温度は低温であることが好ましい。このため、仕上圧延終了温度はＡｒ３点＋１００℃以下とする。
【００４３】補助加熱：前述の仕上圧延の入り側温度と出側温度は、熱延コイルの全長にわたって満足させるのが望ましい。鋼片が長い場合には、圧延途中で鋼片温度が低下し、熱間圧延後期などにおいて上記仕上圧延終了温度が確保できない場合が生じる。また、仕上圧延の入り側温度を低く制限しているので鋼片幅方向端部などでの温度低下が原因で上記仕上圧延終了温度が確保できない場合も生じる。このような場合には仕上圧延入り側で補助加熱を施すのがよい。補助加熱方法は限定しないが、仕上圧延入り側での鋼片の温度分布に応じて加熱量の制御が容易である電磁誘導加熱方式が好ましい。
【００４４】冷却条件：本発明の鋼板はＭｎ含有量が多いため、鋳造時に形成されるＭｎ偏析帯にはパーライトが帯状に形成されやすく、製品鋼板においては容易にバンド状組織が形成される。
【００４５】パーライト変態ノーズが６００℃以下であるので、上記バンド状組織の生成を避けるために、仕上圧延終了後の冷却速度を２０℃／秒以下とする緩冷却とし、６００℃以上で巻取る。パーライト変態ノーズ手前までの冷却速度を遅くすることで、フェライト変態を促進させ、パーライト体積率を減少させ、パーライトバンドの形成を抑制する。特に８００〜７００℃の温度範囲を徐冷するのが効果的である。
【００４６】巻取温度が低くなりすぎると、ベイナイトまたはマルテンサイト相の体積率が多くなり、この後の冷間圧延が困難になるため、巻取温度は６００℃以上とする。パーライトバンドをより抑制するには、６５０℃以上で巻取るのが望ましい。巻取温度を過度に高くすると、酸洗性が劣化するので、これを防止するために巻取温度は７００℃以下とするのが望ましい。
【００４７】冷間圧延：冷間圧延は公知の方法で行えば良い。しかしながら、圧延率を過度に大きくすると鋼板内のフェライトとセメンタイト等との界面で微細なボイドが多数発生し、焼鈍後の曲げ性を劣化させる。また圧下率が過度に小さいと生産能率が低下する。従い、冷間圧延時の圧延率は５０％以上、７０％以下とする。
【００４８】焼鈍：本発明の高張力鋼板は、引張強さが５００ＭＰａ以上で、板面内いずれの方向にも密着曲げが可能であるＤＰ鋼板とするために、最終製品においてバンド状組織がなく、マルテンサイトを５〜５０体積％含有する均一な結晶組織を備えたものとする。
【００４９】これを実現するために、上記冷間圧延した鋼板は、冷間圧延組織を完全に再結晶させるためにフェライト＋オーステナイトの２相域で焼鈍する。その際の焼鈍時間は再結晶するのに必要な時間として、下限を３０秒とし、上限は粒が粗大化しすぎないように９０秒とする。Ａｃ１点およびＡｃ３点は公知の計算式、例えば、Ａｃ１点（℃）＝723-10.7Mn+29.1Si 、Ａｃ３点（℃）＝910-203 √C+44.7Si（元素記号は質量％を意味する）により求めればよい。
【００５０】上記冷間圧延した鋼板は、上記２相域での焼鈍に先だって、Ａｃ３点以上、Ａｃ３点＋８０℃以下のγ域温度で１０〜９０秒保持する焼鈍をおこなえば、バンド状組織のない等軸晶組織がさらに安定して得られるので、より良好な曲げ性を得るのに好ましい。
【００５１】本発明では、所望の強度を得るために、体積率で５％以上のマルテンサイトを生成させる。そのため、焼鈍温度からの冷却途中でのパーライトの生成を避けるため、７５０℃以下、５５０℃までの温度領域を、５℃／秒以上の冷却速度で冷却する。５５０℃以下の温度領域はパーライトの析出ノーズから外れるため、３℃／秒に満たない冷却速度、あるいは低温保持などの処理を行っても構わない。
【００５２】上記以外は公知の方法によって製造すればよい。例えば焼鈍後には、表面粗度調整、平坦強制、降伏点伸びの低減を目的にして、公知の方法により調質圧延を施しても構わない。また、溶融めっき鋼板を製造するために、連続溶融めっきラインを用いて上記焼鈍処理を行ってもよい。合金化溶融亜鉛めっきとするために、合金化熱処理を行っても良い。
【００５３】
【実施例】（実施例１）表１に記載の化学組成を有する鋼を実験室において溶解し、厚さ：１００ｍｍ、幅：３００ｍｍ、質量５０ｋｇの鋼塊とした。これらの鋼のＡｒ３点は、７８０℃前後であった。Ａｃ１点およびＡｃ３点は前記公知の計算式により求めた。
【００５４】
【表１】
表１で鋼ＨおよびＩはＣ含有量が高い比較例であり、他は本発明の規定する条件を満足する化学組成を有するものである。これらの鋼塊を加熱炉に装入し、１２００℃で６０分間保持した後、炉から取り出し、粗圧延して厚さ：３０ｍｍの鋼片とした。
【００５５】これらの鋼片に圧延開始温度を１０００℃とする熱間仕上圧延を施した。一部の鋼片は仕上圧延開始前に加熱炉に装入し、５０℃程度昇温する補助加熱を施して仕上圧延開始温度を１０３０℃とした。仕上圧延のパス回数は合計６パス、仕上圧延後の厚さは４．０ｍｍであり、仕上圧延終了温度は８５０℃〜７５０℃の間で種々変更した。
【００５６】熱間仕上圧延終了後、５〜４０℃／秒の範囲の種々の冷却速度で冷却し、巻取温度を模擬するために、７００〜６００℃の間の種々の温度の熱処理炉に装入し、３０分間保持した後、２０℃／時で室温まで冷却した。得られた熱延板は、塩酸溶液を用いて酸洗してスケールを除去した後、合計圧下率６０％で１．６ｍｍ（２例のみ１．２ｍｍ、合計圧下率７０％）に冷間圧延した。
【００５７】得られた冷延板を、種々の条件で焼鈍した後、５〜２０℃／秒の冷却速度で常温まで冷却した。焼鈍は２相域焼鈍のみを施したものを主としたが、後述する試験番号３および９では、γ域温度で焼鈍した後に２相域焼鈍を行った。
【００５８】引張特性：得られた冷間圧延鋼板から、長手方向を圧延方向（Ｌ）、幅方向（Ｔ）、または、圧延方向から４５°傾斜した方向（Ｃ）とする、ＪＩＳに規定された５号試験片を採取して引張試験をおこない、引張強さ（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）について、３方向の平均値を求めた。
【００５９】曲げ性：得られた冷間圧延鋼板から、上記と同様に、長手方向を上記３方向とする曲げ試験片を採取して密着曲げ試験をおこない、曲げ部外側を拡大鏡で拡大して目視観察し、その表面の割れ、または、くびれの発生状況を以下の基準で判定し、○を合格とした。くびれは、ネッキング傾向が観察された試験片の曲げ部の曲げ軸に対して垂直な断面を切り出し、研磨して顕微鏡観察をおこない、試験前の板厚に対する板厚減少率が２０％以上であるものを「くびれ有り」と判断した。
○：割れ無し、くびれ無し、△：割れ無し、くびれ有り、×：割れ発生。
【００６０】表２に、製造条件と特性値測定結果をまとめて示す。
【００６１】
【表２】
表２で、FFT は熱延仕上圧延終了温度、CR1 は熱延後冷却速度、CTは巻取温度、RA1 はγ域焼鈍温度、RA2 は２相域焼鈍温度、CR2 は２相域焼鈍後の冷却速度、TSは引張強さの３方向平均、Elは全伸びの３方向平均値、を意味する。
【００６２】表２に示すように、試験番号１、２、３、６、８、９、１１、１３および１４では、３方向共密着曲げ試験において割れもくびれも発生しておらず、良好な曲げ性を有するものであった。これに対し、試験番号４、５、１０、１２、および１５〜１８では、いずれかの曲げ方向において割れまたはくびれが発生した。
【００６３】（実施例２）図１は、縦壁部を折り曲げ、密着曲げして重ね合わせたチャンネル形状部品の斜視図である。図１で、符号Ｂは縦壁折り曲げ部であり、縦壁部はＡ部で密着曲げされる。図１でａは２５０ｍｍ、ｂは８０ｍｍ、ｃは１００ｍｍであった。
【００６４】実施例１の試験番号１および１８の鋼板の板面内で、長さ方向をＬ方向またはＴ方向とする、上記チャンネル形状部品用のブランクを切り出し、図１に示すチャンネル形状部品に成形した。試験番号１の鋼板では、ブランクの採取方向をいずれの方向にしても密着曲げ部（Ａ）には割れやくびれがなく良好に加工された。試験番号１８の鋼板では、チャンネル形状部品の長手方向をＬ方向にして採取したブランクで密着曲げ部（Ａ）に割れが発生した。
【００６５】このことは、上記チャンネル形状部品の成形において、その長さ（ａ）が鋼板幅を超える場合には、試験番号１８の鋼板では加工困難であることを意味する。従って試験番号１８の鋼板により、その幅を超える寸法の上記形状の部品を得るには、密着曲げ加工の無い方法に依るか、複数部品を長手方向に継ぎ足すなど、非効率な方法に依らざるを得ない。
【００６６】
【発明の効果】本発明の高張力鋼板は、板面内いずれも方向に対しても優れた密着曲げ性を有するので、盤面内での方向に制約されることなく自由に曲げ成形用素材を得ることができる。従って素材の幅に制約されることなく、歩留まりの良い方法で良好な成型品を得ることができる。従って本発明の高張力鋼板およびその製造方法は、高張力鋼板の適用拡大に大きく寄与し。工業上の利用価値が極めて大きい。
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| 【出願人】 |
【識別番号】０００００２１１８
【氏名又は名称】住友金属工業株式会社
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| 【出願日】 |
平成１２年５月３０日（２０００．５．３０） |
| 【代理人】 |
【識別番号】１０００８１３５２
【弁理士】
【氏名又は名称】広瀬 章一
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| 【公開番号】 |
特開２００１−３３５８９０（Ｐ２００１−３３５８９０Ａ） |
| 【公開日】 |
平成１３年１２月４日（２００１．１２．４） |
| 【出願番号】 |
特願２０００−１６０２９５（Ｐ２０００−１６０２９５） |
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