JP2007284783A - 高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】自動車用構造部材及びシャシー用部材等に好適な４４０ＭＰａ超のＴＳを有する、形状凍結性、延性及び塗装焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】各規定量の化学成分組成を有し、面積分率で１％以上２５％以下のパーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種以上を含み、残部が再結晶率８０％以上のフェライトからなる複合組織鋼であり、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３．０以上であり、且つこれらの方位群の中で｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が最大且つ５．０以上を満足し、更に｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以下として構成されている。
【選択図】無し
【解決手段】各規定量の化学成分組成を有し、面積分率で１％以上２５％以下のパーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種以上を含み、残部が再結晶率８０％以上のフェライトからなる複合組織鋼であり、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３．０以上であり、且つこれらの方位群の中で｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が最大且つ５．０以上を満足し、更に｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以下として構成されている。
【選択図】無し
Description
本発明は、自動車用部品に好適な、形状凍結性、延性及び塗装焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
近年、自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるため、高強度鋼板を使用することによって自動車車体の軽量化が進められている。また、軽量化に加えて、搭乗者の安全確保のため、特に衝突時の安全性の観点からも、自動車車体には、軟鋼板の他に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。更に、自動車車体の軽量化を、今後より一層進めていくため、従来以上に高強度鋼板の使用強度レベルを高めたいという新たな要請が非常に高まりつつある。
しかしながら、鋼板の成形性は強度が高いほど低下するため、高強度鋼板の自動車用部材への適用は、現実的には限られたものとなっている。
しかしながら、鋼板の成形性は強度が高いほど低下するため、高強度鋼板の自動車用部材への適用は、現実的には限られたものとなっている。
上述のような背景のもと、高強度鋼板の成形性に課せられている課題の内、重要なものの一つが曲げ成形性の改善であり、具体的には、形状凍結性（耐スプリングバック性）の改善、及び延性劣化に起因する割れ発生限界の改善が挙げられる。このような改善は、特にＴＳが４４０ＭＰａ以上である鋼板を自動車構造部材、あるいはシャシー用部材に使用する際に重要となる。
このような課題を解決する方法として、集合組織を制御し、形状凍結性を向上させた鋼板やその製造方法が本出願人によって提案されている（例えば、特許文献１〜４）。
このような課題を解決する方法として、集合組織を制御し、形状凍結性を向上させた鋼板やその製造方法が本出願人によって提案されている（例えば、特許文献１〜４）。
特許文献１には、｛１００｝＜０１１＞方位の発達した、形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法が開示されている。しかしながら、特許文献１に記載の鋼板では、Ｔｉ又はＮｂのみを必須元素とし、Ｍｏ、Ｂを選択元素とするものであり、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３．０以上で、且つこれらの方位群の中で｛１１２｝＜１１０＞又は｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が最大且つ４．０以上を満足するというものである。
特許文献１の鋼板は、上記構成によって優れた形状凍結性が得られるものの、曲げ成形時の成形余裕度が十分ではないという問題があった。
特許文献１の鋼板は、上記構成によって優れた形状凍結性が得られるものの、曲げ成形時の成形余裕度が十分ではないという問題があった。
特許文献２には、Ｔｉ又はＮｂを必須元素とし、Ｍｏ、Ｂを選択元素とする冷延鋼板において、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以上で、且つこれらの方位群の中で｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が最大且つ４．５以上を満足する鋼板が開示されている。
また、特許文献３には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂを何れも必須としない熱延鋼板において、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上で、且つこれらの方位群の中で｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が｛２１１｝＜０１１＞Ｘ線ランダム強度比以上を満足する鋼板が開示されている。
また、特許文献４には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂを何れも必須としない熱延鋼板において、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上で、且つこれらの方位群の中で｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が２．５以上で且つ｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が｛２１１｝＜０１１＞Ｘ線ランダム強度比以上を満足する鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献２〜４に記載の鋼板も特許文献１と同様、優れた形状凍結性が得られるものの、曲げ成形時の成形余裕度が十分ではないという問題があった。
一方、耐衝突特性の向上には、降伏強度を高くすることが有効である。しかしながら、形状凍結性の向上には、降伏強度を低くすることが有効であるため、曲げ成形後の塗装焼付処理による部材の降伏強度の増強が、耐衝突特性の向上に極めて重要となる。このため、曲げ成形性と耐衝突特性の両立には、鋼板の塗装焼付硬化性（Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｎａｂｉｌｉｔｙ：ＢＨ性ともいう。）の向上が要求される。
特許文献５には、Ｔｉ又はＮｂを必須元素とし、Ｍｏ、Ｂを選択元素とする冷延鋼板において、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が４．０以上を満足する鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献５に記載の鋼板は、形状凍結性と塗装焼付硬化性を両立しているものの、特許文献１〜４に記載の鋼板と同様、曲げ成形時の成形余裕度が充分ではないという問題があった。
しかしながら、特許文献５に記載の鋼板は、形状凍結性と塗装焼付硬化性を両立しているものの、特許文献１〜４に記載の鋼板と同様、曲げ成形時の成形余裕度が充分ではないという問題があった。
更に、特許文献６には、１／２板厚における板面の｛００１｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以上で、かつ、これらの方位群の中で｛１１２｝＜１１０＞方位および｛００１｝＜１１０＞方位のうちいずれか一方または両方のＸ 線ランダム強度比が８．０以上であり、径が１５ｎｍ以下の化合物粒子の個数が全化合物粒子の個数の６０％以上である鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献６に記載の鋼板は、形状凍結性と伸びフランジ加工性は良好であるものの、上述のような塗装焼付硬化性については考慮されていないため、曲げ成形性と耐衝突特性の両立が難しいという問題があった。
特開２００２−３６３６９３号公報
特開２００５−１２０４５３号公報
特開２００５−１５８５４号公報
特開２００５−２７２９８８号公報
特開２００５−１２０４５９号公報
特開２００６−２２３４９号公報
しかしながら、特許文献６に記載の鋼板は、形状凍結性と伸びフランジ加工性は良好であるものの、上述のような塗装焼付硬化性については考慮されていないため、曲げ成形性と耐衝突特性の両立が難しいという問題があった。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、特に、曲げ加工される自動車用構造部材及びシャシー用部材等に好適な４４０ＭＰａ超のＴＳを有する、形状凍結性、延性及び塗装焼付性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、従来技術において形状凍結性と延性の両立を図ることが難しかった原因について調査した結果、従来技術により得られている形状凍結性に優れた鋼板では未再結晶のフェライト分率が高く、このために優れた延性が得られていないことを知見した。
さらに、本発明者らは、フェライトの再結晶と形状凍結性に好ましい集合組織の発達を両立させる方法について検討した。その結果、Ｔｉ、Ｎｂ及びＢと、Ｍｏ、Ｗのうち１種又は２種とを複合添加し、熱延条件を制御することにより熱延板の集合組織を発達させた上で、更にＴｉ、Ｎｂ量の最適化と焼鈍条件の最適化により再結晶挙動を適切に制御することで、従来鋼と比較して形状凍結性を劣化させることなく優れた延性を得ることが出来ることを見出した。
さらに、形状凍結性と延性に加えてＢＨ性を向上させるため、Ａｌの添加量を極力抑えることにより、ＡｌＮの析出を抑制して固溶Ｎ量を増加させた。その結果、形状凍結性と延性を劣化させることなく優れたＢＨ性を得ることが出来ることを見出した。
本発明は上述の知見に基づいて構成されており、その主旨とするところは以下の通りである。
さらに、本発明者らは、フェライトの再結晶と形状凍結性に好ましい集合組織の発達を両立させる方法について検討した。その結果、Ｔｉ、Ｎｂ及びＢと、Ｍｏ、Ｗのうち１種又は２種とを複合添加し、熱延条件を制御することにより熱延板の集合組織を発達させた上で、更にＴｉ、Ｎｂ量の最適化と焼鈍条件の最適化により再結晶挙動を適切に制御することで、従来鋼と比較して形状凍結性を劣化させることなく優れた延性を得ることが出来ることを見出した。
さらに、形状凍結性と延性に加えてＢＨ性を向上させるため、Ａｌの添加量を極力抑えることにより、ＡｌＮの析出を抑制して固溶Ｎ量を増加させた。その結果、形状凍結性と延性を劣化させることなく優れたＢＨ性を得ることが出来ることを見出した。
本発明は上述の知見に基づいて構成されており、その主旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．００１％以上２．５％以下、Ｍｎ：０．０１％以上２．５％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００７％以下をそれぞれ含有し、更に、Ｔｉ：０．００５％以上０．０４％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０４％以下の双方を合計で０．０１％以上０．０４％以下の量で含有し、更に、Ｍｏ、Ｗの内の何れか１種又は２種の合計を０．００１％以上１．０％以下の量で含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、面積分率で１％以上２５％以下のパーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種以上を含み、残部が再結晶率８０％以上のフェライトからなる複合組織鋼であり、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３．０以上であり、且つこれらの方位群の中で｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が最大且つ５．０以上を満足し、更に｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以下であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
（２） 前記Ａｌの含有量が、質量％で、０．０００５％以上０．０２％以下であることを特徴とする上記（１）に記載の高強度冷延鋼板。
（３） 更に、質量％で、Ｖ：０．２０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｓｎ：０．２０％以下の内、少なくとも１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の形状凍結性及び延性に優れた高強度冷延鋼板。
（４） Ａｌ含有量とＮ含有量が、次式Ａｌ／Ｎ＝２以下を満足することを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の高強度冷延鋼板。
（５） 引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と全伸びＥＬ［％］との積ＴＳ×ＥＬ［ＭＰａ・％］が、１７０００［ＭＰａ・％］以上であることを特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載の形状凍結性及び延性に優れた高強度冷延鋼板。
（６） 上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の高強度冷延鋼板にめっきを施したことを特徴とする形状凍結性及び延性に優れた高強度冷延鋼板。
（２） 前記Ａｌの含有量が、質量％で、０．０００５％以上０．０２％以下であることを特徴とする上記（１）に記載の高強度冷延鋼板。
（３） 更に、質量％で、Ｖ：０．２０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｓｎ：０．２０％以下の内、少なくとも１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の形状凍結性及び延性に優れた高強度冷延鋼板。
（４） Ａｌ含有量とＮ含有量が、次式Ａｌ／Ｎ＝２以下を満足することを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の高強度冷延鋼板。
（５） 引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と全伸びＥＬ［％］との積ＴＳ×ＥＬ［ＭＰａ・％］が、１７０００［ＭＰａ・％］以上であることを特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載の形状凍結性及び延性に優れた高強度冷延鋼板。
（６） 上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の高強度冷延鋼板にめっきを施したことを特徴とする形状凍結性及び延性に優れた高強度冷延鋼板。
（７） 上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の化学成分を有するスラブを、Ａｒ３変態温度〜９００℃の温度範囲における圧下率の合計を２５％以上、仕上圧延温度をＡｒ３変態温度以上として熱間圧延し、次いで７００℃以下の温度で巻き取り、酸洗後、２〜８０％の冷間圧延を施し、更に１５℃／ｓｅｃ以下の昇温速度で７００℃〜９００℃の温度範囲に加熱した後、当該温度で３ｓｅｃ以上保持した後に冷却することを特徴とする形状凍結性及び延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（８） 上記（７）に記載の製造方法によって製造した高強度冷延鋼板に、０．１％以上５％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする形状凍結性及び延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（８） 上記（７）に記載の製造方法によって製造した高強度冷延鋼板に、０．１％以上５％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする形状凍結性及び延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明の形状凍結性、延性及びＢＨ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法によれば、４４０ＭＰａ以上の引張強度を有し、スプリングバック量が少なく、衝撃吸収能の高い、形状凍結性、靱性及びＢＨ性に優れた高強度鋼板が提供できる。これにより、従来、形状不良及び割れの問題から高強度鋼板の適用が難しかった、自動車車体等の主に曲げ加工主体の成形が施される部品にも高強度鋼板が使用できるようになる。更には、相反する特性であることから両立が困難であった、曲げ加工性と耐衝突特性の両立が可能となる。従って、自動車車体の軽量化をより一層推進することが可能となり、産業上の貢献が極めて顕著である。
以下、形状凍結性、延性及び塗装焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法の実施の形態について説明する。
なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
本発明の高強度冷延鋼板（以下、冷延鋼板と略称することがある）は、質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．００１％以上２．５％以下、Ｍｎ：０．０１％以上２．５％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００７％以下をそれぞれ含有し、更に、Ｔｉ：０．００５％以上０．０４％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０４％以下の双方を合計で０．０１％以上０．０４％以下の量で含有し、更に、Ｍｏ、Ｗの内の何れか１種又は２種の合計を０．００１％以上１．０％以下の量で含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、面積分率で１％以上２５％以下のパーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種以上を含み、残部が再結晶率８０％以上のフェライトからなる複合組織鋼であり、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３．０以上であり、且つこれらの方位群の中で｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が最大且つ５．０以上を満足し、更に｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以下として、概略構成されている。なお、好ましいＡｌ含有量はＡｌ：０．０００５％以上０．０２％以下であり、Ａｌ含有量とＮ含有量が、次式Ａｌ／Ｎ＝２以下を満足することが好ましい。
「１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値」
本発明では、上記Ｘ線ランダム強度比の平均値は特に重要な特性値である。
板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めた際の、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値は、３．０以上である必要がある。この平均値が３．０未満だと、形状凍結性が劣悪となる。この観点から、Ｘ線ランダム強度比の平均値は、より好ましくは３．５以上、更に好ましくは４．０以上である。この方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞及び｛２２３｝＜１１０＞である。これら各方位のＸ線ランダム強度比は｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。なお、極点図はＸ線回折法によって得ることができる。
本発明では、上記Ｘ線ランダム強度比の平均値は特に重要な特性値である。
板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めた際の、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値は、３．０以上である必要がある。この平均値が３．０未満だと、形状凍結性が劣悪となる。この観点から、Ｘ線ランダム強度比の平均値は、より好ましくは３．５以上、更に好ましくは４．０以上である。この方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞及び｛２２３｝＜１１０＞である。これら各方位のＸ線ランダム強度比は｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。なお、極点図はＸ線回折法によって得ることができる。
例えば、後者の方法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比には、３次元集合組織のφ２＝４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の強度をそのまま用いればよい。｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値とは、上記の各方位の相加平均である。上記の全ての方位の強度を得ることができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で代替しても良い。
「１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比」
本発明では、上記Ｘ線ランダム強度比は特に重要な特性値である。
この方位は、形状凍結性の向上に最も効果を発揮する方位である。従って、｛１００｝＜０１１＞は５．０以上である必要がある。これが５．０未満だと、高形状凍結性の確保が困難になる。この観点から、｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比は５．０以上であることが好ましい。更に好ましくは６．０以上である。
なお、ここで述べる｛１００｝＜０１１＞方位とは、同様の効果を有する方位の範囲として、圧延方向に対して直角な方向（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）を回転軸として、１２°を許容する。好ましくは６°とする。
本発明では、上記Ｘ線ランダム強度比は特に重要な特性値である。
この方位は、形状凍結性の向上に最も効果を発揮する方位である。従って、｛１００｝＜０１１＞は５．０以上である必要がある。これが５．０未満だと、高形状凍結性の確保が困難になる。この観点から、｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比は５．０以上であることが好ましい。更に好ましくは６．０以上である。
なお、ここで述べる｛１００｝＜０１１＞方位とは、同様の効果を有する方位の範囲として、圧延方向に対して直角な方向（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）を回転軸として、１２°を許容する。好ましくは６°とする。
「１／２板厚における板面の｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値」
１／２板厚における板面の｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値は６．０以下である必要がある。これが６．０超であると、良好な形状凍結性を得ることが困難となる。
なお、上述のＸ線強度は、Ｘ線回折法によって測定することができ、これらの限定を満足するＸ線強度が板厚１／２位置だけでなく、なるべく多くの厚みについて得られれば、より一層形状凍結性が良好になる。
１／２板厚における板面の｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値は６．０以下である必要がある。これが６．０超であると、良好な形状凍結性を得ることが困難となる。
なお、上述のＸ線強度は、Ｘ線回折法によって測定することができ、これらの限定を満足するＸ線強度が板厚１／２位置だけでなく、なるべく多くの厚みについて得られれば、より一層形状凍結性が良好になる。
以上に述べたような冷延鋼板のＸ線強度が、曲げ加工時の形状凍結性に重要であることの理由は必ずしも明らかではないが、曲げ変形時の結晶のすべり挙動と関係があるものと推測される。
Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に、板厚１／２面が測定面となるように作製する。鋼板の板厚中心層に偏析帯や欠陥などが存在し、測定上不都合が生ずる場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で適当な面が測定面となるように、上述の方法に従って試料を調整して測定すればよい。
少なくとも２つの測定面でのＸ線ランダム強度比の平均値が上述の値を満足していれば、優れた形状凍結性が得られる。
少なくとも２つの測定面でのＸ線ランダム強度比の平均値が上述の値を満足していれば、優れた形状凍結性が得られる。
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位とは、板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。
本発明で規定した結晶方位に関する指標は、引張強度レベルの低い軟鋼板から高強度鋼板にいたる全ての冷延鋼板に適用できるものであり、上記の限定が満たされれば、冷延鋼板の曲げ加工性は飛躍的に向上する。換言すれば、冷延鋼板の機械的強度レベルの制約を越えた、曲げ加工変形に関する基本的材料指標であるということができる。
本発明で規定した結晶方位に関する指標は、引張強度レベルの低い軟鋼板から高強度鋼板にいたる全ての冷延鋼板に適用できるものであり、上記の限定が満たされれば、冷延鋼板の曲げ加工性は飛躍的に向上する。換言すれば、冷延鋼板の機械的強度レベルの制約を越えた、曲げ加工変形に関する基本的材料指標であるということができる。
「冷延鋼板の化学成分組成」
以下に、本発明の高強度冷延鋼板の化学成分組成の限定条件について詳述する。
以下に、本発明の高強度冷延鋼板の化学成分組成の限定条件について詳述する。
（Ｃ：Ｃ：０．００５％以上０．２５％以下）
Ｃ量が０．００５％未満であると、面積分率で１％以上のパーライト、ベイナイト又はマルテンサイトを鋼中に分散させることが難しく、一方、Ｃ量が０．２５％超になると、延性が劣化する。このため、Ｃの含有量の適正範囲を０．００５％〜０．２５％の範囲内に限定した。なお、４４０ＭＰａ超の引張強度を安定的に得るためのより好ましい添加量は０．０１％以上である。
Ｃ量が０．００５％未満であると、面積分率で１％以上のパーライト、ベイナイト又はマルテンサイトを鋼中に分散させることが難しく、一方、Ｃ量が０．２５％超になると、延性が劣化する。このため、Ｃの含有量の適正範囲を０．００５％〜０．２５％の範囲内に限定した。なお、４４０ＭＰａ超の引張強度を安定的に得るためのより好ましい添加量は０．０１％以上である。
（Ｓｉ：０．００１％以上２．５％以下）
Ｓｉは、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、２．５％超となると化成処理性が劣化したり、表面疵が発生したりするので、これを上限とした。一方、実用鋼でＳｉを０．００１％未満とするのは困難であるので、これを下限とした。
Ｓｉは、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、２．５％超となると化成処理性が劣化したり、表面疵が発生したりするので、これを上限とした。一方、実用鋼でＳｉを０．００１％未満とするのは困難であるので、これを下限とした。
（Ｍｎ：０．０１％以上２．５％以下）
Ｍｎも、Ｓｉと同様、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、２．５％超になると加工性が劣化するのでこれを上限とした。一方、実用鋼でＭｎを０．０１％未満とするのは困難であるので、これを下限とした。なお、高強度化のためには、０．５％以上のＭｎを含有することが好ましい。
なお、Ｍｎ以外に、Ｓによる熱間割れの発生を抑制する元素が十分に添加されていない場合には、質量％でＭｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが好ましい。
Ｍｎも、Ｓｉと同様、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、２．５％超になると加工性が劣化するのでこれを上限とした。一方、実用鋼でＭｎを０．０１％未満とするのは困難であるので、これを下限とした。なお、高強度化のためには、０．５％以上のＭｎを含有することが好ましい。
なお、Ｍｎ以外に、Ｓによる熱間割れの発生を抑制する元素が十分に添加されていない場合には、質量％でＭｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが好ましい。
（Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下）
Ｐ及びＳは不純物であり、それぞれ０．１５％以下、０．０３％以下とする。これは、２次加工性の劣化や熱間圧延時又は冷間圧延時の割れを防ぐためである。
Ｐ及びＳは不純物であり、それぞれ０．１５％以下、０．０３％以下とする。これは、２次加工性の劣化や熱間圧延時又は冷間圧延時の割れを防ぐためである。
（Ａｌ：２．０％以下、もしくは０．０００５％以上０．０２％以下）
Ａｌは、以下の２点の理由から、本発明において非常に重要な元素である。
Ａｌは、以下の２点の理由から、本発明において非常に重要な元素である。
Ａｌが重要である第一の理由は、脱酸剤としての作用であり、この効果を得るために０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、添加量が多すぎると加工性が低下し、表面性状が劣悪となるため、上限を２．０％とする。
Ａｌが重要である第二の理由は、ＡｌＮの形成である。本発明においては、固溶Ｎ量の確保により、ＢＨ性を向上させることが好ましい。そのため、Ａｌの添加量は、極力抑え、ＡｌＮの形成を抑制することが好ましい。この、ＢＨ性の向上という観点からは、Ａｌ量の上限を０．０２％とすることが好ましい。一方、製鋼コストの観点からＡｌ量の下限を０．０００５％以上とすることが好ましい。
（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは不純物であり、加工性を悪くさせないように、上限を０．０１％とする。一方、Ｎは、塗装焼付処理により降伏強度を上昇させ、部材の耐衝突特性を向上させる元素である。したがって、固溶Ｎ量を確保してＢＨ性を向上させるため、Ｎを０．００１％以上含有していることが望ましい。
Ｎは不純物であり、加工性を悪くさせないように、上限を０．０１％とする。一方、Ｎは、塗装焼付処理により降伏強度を上昇させ、部材の耐衝突特性を向上させる元素である。したがって、固溶Ｎ量を確保してＢＨ性を向上させるため、Ｎを０．００１％以上含有していることが望ましい。
（Ａｌ（質量％）／Ｎ（質量％）＝２以下）
本発明において、固溶Ｎ量を確保するためには、上述のように、ＡｌＮの生成を極力抑えることが好ましい。したがって、ＢＨ性を更に向上させるために、Ａｌ／Ｎが２以下であることが好ましい。
本発明において、固溶Ｎ量を確保するためには、上述のように、ＡｌＮの生成を極力抑えることが好ましい。したがって、ＢＨ性を更に向上させるために、Ａｌ／Ｎが２以下であることが好ましい。
（Ｏ：０．０１％以下）
Ｏは不純物であり、加工性の悪化を防止するために、上限を０．０１％とする。
Ｏは不純物であり、加工性の悪化を防止するために、上限を０．０１％とする。
（Ｂ：０．０００３％以上０．００７％以下）
Ｂは、本発明において非常に重要である。Ｂは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効であるだけでなく、本発明においては形状凍結性に有利な熱延板の集合組織を発達させていると推測され、０．０００３％以上を添加することが好ましい。なお、その添加量が０．００７％を超えると、上記効果が飽和するばかりでなく、延性を低下させるので、上限を０．００７％とした。
Ｂは、本発明において非常に重要である。Ｂは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効であるだけでなく、本発明においては形状凍結性に有利な熱延板の集合組織を発達させていると推測され、０．０００３％以上を添加することが好ましい。なお、その添加量が０．００７％を超えると、上記効果が飽和するばかりでなく、延性を低下させるので、上限を０．００７％とした。
（Ｔｉ：０．００５％以上０．０４％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０４％以下）
これらの元素は、本発明において非常に重要である。従来、これらの元素を添加する主たる目的は、冷延後の焼鈍中の再結晶及び粒成長を抑制し、形状凍結性に有利な集合組織を破壊することなく保存するためであった。本発明では、Ｔｉ及びＮｂの添加量の上限を制限し、再結晶を完了させ、これにより優れた形状凍結性を得、且つ従来よりも延性を向上させるものである。
従って、Ｔｉ及びＮｂの過度の添加は再結晶及び粒成長を抑制し、延性を損なうので、Ｔｉ、Ｎｂの添加量の上限をそれぞれ０．０４％以下、０．０４％以下、且つ双方の合計を０．０４％以下と設定した。また、Ｔｉ、Ｎｂの添加量が極端に少ないと、形状凍結性に有利な｛１００｝＜０１１＞方位が発達しないため、Ｔｉ、Ｎｂの添加量の下限をそれぞれ０．００５％、０．００５％、且つ双方の合計を０．０１％以上と設定した。なお、再結晶フェライトの分率をより高めて延性を向上させる観点から、Ｔｉ及びＮｂの合計のより好ましい上限は、０．０３％以下である。
これらの元素は、本発明において非常に重要である。従来、これらの元素を添加する主たる目的は、冷延後の焼鈍中の再結晶及び粒成長を抑制し、形状凍結性に有利な集合組織を破壊することなく保存するためであった。本発明では、Ｔｉ及びＮｂの添加量の上限を制限し、再結晶を完了させ、これにより優れた形状凍結性を得、且つ従来よりも延性を向上させるものである。
従って、Ｔｉ及びＮｂの過度の添加は再結晶及び粒成長を抑制し、延性を損なうので、Ｔｉ、Ｎｂの添加量の上限をそれぞれ０．０４％以下、０．０４％以下、且つ双方の合計を０．０４％以下と設定した。また、Ｔｉ、Ｎｂの添加量が極端に少ないと、形状凍結性に有利な｛１００｝＜０１１＞方位が発達しないため、Ｔｉ、Ｎｂの添加量の下限をそれぞれ０．００５％、０．００５％、且つ双方の合計を０．０１％以上と設定した。なお、再結晶フェライトの分率をより高めて延性を向上させる観点から、Ｔｉ及びＮｂの合計のより好ましい上限は、０．０３％以下である。
（Ｍｏ、Ｗ：何れか１種又は２種の合計を０．００１％以上１．０％以下）
Ｍｏ、Ｗは、本発明において非常に重要であり、焼鈍後に形状凍結性に有利な集合組織を発達させるために必須の元素である。両者の内の何れか１種又は２種の合計量で０．００１％未満では上記効果が発現せず、また、両者の内の何れか１種又は２種の合計で１．０％超の添加は逆に加工性を劣化させるので、その範囲を０．００１％から１．０％に限定した。
Ｍｏ、Ｗは、本発明において非常に重要であり、焼鈍後に形状凍結性に有利な集合組織を発達させるために必須の元素である。両者の内の何れか１種又は２種の合計量で０．００１％未満では上記効果が発現せず、また、両者の内の何れか１種又は２種の合計で１．０％超の添加は逆に加工性を劣化させるので、その範囲を０．００１％から１．０％に限定した。
なお、本発明の形状凍結性及び延性に優れた高強度冷延鋼板は、更に、必要に応じて、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎの内、少なくとも１種又は２種以上を含有させた化学成分組成としても良い。
（Ｖ：０．２０％以下、Ｃｒ：１．５％以下）
Ｖ及びＣｒは、Ｃ、Ｎの固定、析出強化、組織制御、細粒強化などの機構を通じて材質を改善するので、それぞれ０．０００１％以上添加することが好ましい。但し、過度に添加しても格段の効果はなく、むしろ加工性や表面性状を劣化させるので、上限はそれぞれ０．２０％、１．５％とすることが好ましい。
Ｖ及びＣｒは、Ｃ、Ｎの固定、析出強化、組織制御、細粒強化などの機構を通じて材質を改善するので、それぞれ０．０００１％以上添加することが好ましい。但し、過度に添加しても格段の効果はなく、むしろ加工性や表面性状を劣化させるので、上限はそれぞれ０．２０％、１．５％とすることが好ましい。
（Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｓｎ：０．２０％以下）
Ｃｕ、Ｎｉ及びＳｎは、機械的強度を高めたり、材質を改善する効果があるので、各成分とも０．００１％以上を添加することが好ましく、また、過度の添加は逆に加工性を劣化させるので、上限をそれぞれ２．０％、１．０％、０．２０％とすることが好ましい。
Ｃｕ、Ｎｉ及びＳｎは、機械的強度を高めたり、材質を改善する効果があるので、各成分とも０．００１％以上を添加することが好ましく、また、過度の添加は逆に加工性を劣化させるので、上限をそれぞれ２．０％、１．０％、０．２０％とすることが好ましい。
なお、本発明では特に限定しないが、脱酸の目的や硫化物の形態制御の目的でＣａやＭｇ、Ｃｅを１種又は２種以上の合計で０．００５％以下添加しても構わない。
「冷延鋼板のミクロ組織」
鋼板のミクロ組織は、フェライトを面積率で最大の相としてその他にパーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種を含む組織とする。
パーライトとベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種以上の合計の面積分率が１％未満であると、４４０ＭＰａ超のＴＳを得ることが難しく、２５％を超えると必要以上に強度が上昇するとともに延性が著しく低下する。このため、パーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種以上の合計量を、面積分率で１〜２５％の範囲に制限した。
ミクロ組織は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラーエッチし、光学顕微鏡で観察すれば良い。光学顕微鏡によって得られたミクロ組織写真を画像解析することによって、パーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種以上の面積分率の合計量を求めることができる。
鋼板のミクロ組織は、フェライトを面積率で最大の相としてその他にパーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種を含む組織とする。
パーライトとベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種以上の合計の面積分率が１％未満であると、４４０ＭＰａ超のＴＳを得ることが難しく、２５％を超えると必要以上に強度が上昇するとともに延性が著しく低下する。このため、パーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種以上の合計量を、面積分率で１〜２５％の範囲に制限した。
ミクロ組織は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラーエッチし、光学顕微鏡で観察すれば良い。光学顕微鏡によって得られたミクロ組織写真を画像解析することによって、パーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種以上の面積分率の合計量を求めることができる。
一方、上記フェライト相は、焼鈍により再結晶したフェライトと再結晶しなかった未再結晶フェライトから成る。未再結晶フェライトは、強度の向上には有効であるものの、延性の劣化要因にもなる。フェライト相の内、再結晶フェライト相の面積分率が８０％未満であると、良好な延性が得られないので、その分率を８０％以上に限定した。より好ましくは９０％以上である。なお、強度が要求されない場合は、再結晶フェライトの分率が１００％でも良い。
ここで示す再結晶フェライトは、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ（ＥＢＳＰという。）の結晶方位測定データをＫｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ法（ＫＡＭ法）で解析することにより定義される。
ＥＢＳＰの結晶方位測定は、焼鈍後の試料の平均結晶粒径の１０分の１の測定間隔で、任意の板断面の板厚方向の１／４厚の位置で１００×１００μｍの範囲において行い、測定点はピクセルとして出力される。ＥＢＳＰの結晶方位測定に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで電解研磨などによって歪みを除去すると同時に板厚１／４面が測定面となるように作製する。冷延直後の結晶粒（未再結晶粒）内では、塑性変形により生じた比較的連続的な結晶方位変化が粒内に存在するのに対して、再結晶が完了した粒内の結晶方位変化は極めて小さくなる。ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことが出来るので、ここでは隣接測定点との平均結晶方位差が１°以内である領域を再結晶フェライトと定義する。
ＥＢＳＰの結晶方位測定は、焼鈍後の試料の平均結晶粒径の１０分の１の測定間隔で、任意の板断面の板厚方向の１／４厚の位置で１００×１００μｍの範囲において行い、測定点はピクセルとして出力される。ＥＢＳＰの結晶方位測定に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで電解研磨などによって歪みを除去すると同時に板厚１／４面が測定面となるように作製する。冷延直後の結晶粒（未再結晶粒）内では、塑性変形により生じた比較的連続的な結晶方位変化が粒内に存在するのに対して、再結晶が完了した粒内の結晶方位変化は極めて小さくなる。ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことが出来るので、ここでは隣接測定点との平均結晶方位差が１°以内である領域を再結晶フェライトと定義する。
再結晶フェライト相の面積率は、再結晶フェライト相の総面積をフェライト相の総面積で除した値を百分率で表したものである。
フェライト相の総面積と再結晶フェライト相の総面積は、次のようにして求めることができる。フェライト相の総面積は、ＥＢＳＰの結晶方位測定に使用した試料をナイタールエッチし、該測定を行った視野の光学顕微鏡写真を同一の倍率で撮影し、得られた組織写真を画像解析して求めれば良い。更に、光学顕微鏡写真とＥＢＳＰの結晶方位測定とを照合し、画像解析することによって、再結晶フェライトの総面積を求めることができる。
なお、フェライト相の総面積は、再結晶フェライト相の総面積と未再結晶フェライト相の総面積の和である。
フェライト相の総面積と再結晶フェライト相の総面積は、次のようにして求めることができる。フェライト相の総面積は、ＥＢＳＰの結晶方位測定に使用した試料をナイタールエッチし、該測定を行った視野の光学顕微鏡写真を同一の倍率で撮影し、得られた組織写真を画像解析して求めれば良い。更に、光学顕微鏡写真とＥＢＳＰの結晶方位測定とを照合し、画像解析することによって、再結晶フェライトの総面積を求めることができる。
なお、フェライト相の総面積は、再結晶フェライト相の総面積と未再結晶フェライト相の総面積の和である。
「引張強度ＴＳ（ＭＰａ）×全伸びＥＬ（％）＝１７０００（ＭＰａ・％）以上」
本発明の冷延鋼板は、上述のような結晶方位、組織を満足するものであり、形状凍結性に優れるだけでなく、延性にも極めて優れている。さらに、成形性の観点から、延性の指標である引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と全伸び×ＥＬ（％）の積、すなわちＴＳ×ＥＬ（ＭＰａ・％）が、１７０００（ＭＰａ・％）以上であることが好ましい。また、ＴＳ×ＥＬは、成形性の観点から１７５００（ＭＰａ・％）以上であることがより好ましい。
本発明の冷延鋼板は、上述のような結晶方位、組織を満足するものであり、形状凍結性に優れるだけでなく、延性にも極めて優れている。さらに、成形性の観点から、延性の指標である引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と全伸び×ＥＬ（％）の積、すなわちＴＳ×ＥＬ（ＭＰａ・％）が、１７０００（ＭＰａ・％）以上であることが好ましい。また、ＴＳ×ＥＬは、成形性の観点から１７５００（ＭＰａ・％）以上であることがより好ましい。
「形状凍結性及び延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法」
以下に、本発明の形状凍結性及び延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法について詳述する。
以下に、本発明の形状凍結性及び延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法について詳述する。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法は、上記化学成分を有するスラブを、Ａｒ３変態温度〜９００℃の温度範囲における圧下率の合計を２５％以上、仕上圧延温度をＡｒ３変態温度以上として熱間圧延し、次いで７００℃以下の温度で巻き取り、酸洗後、２〜８０％の冷間圧延を施し、更に１５℃／ｓｅｃ以下の昇温速度で７００℃〜９００℃の温度範囲に加熱した後、当該温度で３ｓｅｃ以上保持した後に冷却する方法で、概略構成されている。
熱間圧延（以下、熱延ともいう）に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却した後、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。
なお、原料にはスクラップを使用しても構わない。
なお、原料にはスクラップを使用しても構わない。
（熱延圧下率）
熱間圧延の開始温度は特に限定しないが、熱延中にＡｒ３変態温度〜９００℃の温度範囲における熱延圧下率の合計は２５％以上とすることが必要である。これは、該温度範囲における熱延圧下率の合計が２５％未満であると、圧延されたオーステナイトの集合組織が十分に発達しにくくなり、この後、如何様な冷却を施しても｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値が低下し、本発明の効果が得られない場合があるためである。Ａｒ３変態温度〜９００℃の温度範囲における熱延圧下率の合計の上限は、高いほど好ましく、パススケジュールに応じて決めれば良い。
なお、Ａｒ３変態温度〜９００℃の温度範囲における熱延圧下率の合計とは、９００℃における板厚とＡｒ３変態温度における板厚との差を、９００℃における板厚で除した値を百分率で表したものである。本発明の製造方法において、Ａｒ３変態温度における板厚は、仕上圧延後の板厚と同じである。
熱間圧延の開始温度は特に限定しないが、熱延中にＡｒ３変態温度〜９００℃の温度範囲における熱延圧下率の合計は２５％以上とすることが必要である。これは、該温度範囲における熱延圧下率の合計が２５％未満であると、圧延されたオーステナイトの集合組織が十分に発達しにくくなり、この後、如何様な冷却を施しても｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値が低下し、本発明の効果が得られない場合があるためである。Ａｒ３変態温度〜９００℃の温度範囲における熱延圧下率の合計の上限は、高いほど好ましく、パススケジュールに応じて決めれば良い。
なお、Ａｒ３変態温度〜９００℃の温度範囲における熱延圧下率の合計とは、９００℃における板厚とＡｒ３変態温度における板厚との差を、９００℃における板厚で除した値を百分率で表したものである。本発明の製造方法において、Ａｒ３変態温度における板厚は、仕上圧延後の板厚と同じである。
ここで、Ａｒ３変態温度は下記（１）式により計算する。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×Ｓｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％−９２（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％） ・・・（１）
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×Ｓｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％−９２（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％） ・・・（１）
（仕上圧延温度）
熱間圧延を終了する温度、すなわち仕上圧延温度（ＦＴ）はＡｒ３変態温度以上とする。これは、仕上圧延温度がＡｒ３変態温度よりも低いと、焼鈍後の｛１００｝＜０１１＞方位が発達しなくなって、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の他の方位よりもＸ線ランダム強度比が低下し、又は｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が５．０未満となり、形状凍結性が劣化し、圧延中に析出したフェライトに加工組織が残留して延性が低下することがあるためである。一方、熱間圧延の仕上圧延温度が９００℃を超えると、本発明の効果が得られず、鋼板の表面に生成する酸化物層により表面品位も低下してしまう。
なお、９００℃で熱間圧延を終了する場合は、９００℃で圧下率を２５％以上とする１パスの圧延を行えば良い。
熱間圧延を終了する温度、すなわち仕上圧延温度（ＦＴ）はＡｒ３変態温度以上とする。これは、仕上圧延温度がＡｒ３変態温度よりも低いと、焼鈍後の｛１００｝＜０１１＞方位が発達しなくなって、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の他の方位よりもＸ線ランダム強度比が低下し、又は｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が５．０未満となり、形状凍結性が劣化し、圧延中に析出したフェライトに加工組織が残留して延性が低下することがあるためである。一方、熱間圧延の仕上圧延温度が９００℃を超えると、本発明の効果が得られず、鋼板の表面に生成する酸化物層により表面品位も低下してしまう。
なお、９００℃で熱間圧延を終了する場合は、９００℃で圧下率を２５％以上とする１パスの圧延を行えば良い。
（巻取温度）
巻取温度（ＣＴ）は７００℃以下とする。巻取温度が７００℃超になると、焼鈍後において形状凍結性に有利な｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の集合組織が発達しないため、７００℃を巻取温度の上限値とした。また、より優れた形状凍結性と延性の両立を得るために、６３０℃以下であることが好ましい。
巻取温度の下限は特に規定することなく、本発明の効果を得ることができるが、鋼板の加工性を劣化させる恐れがあるため、３００℃以上とすることが好ましい。
巻取温度（ＣＴ）は７００℃以下とする。巻取温度が７００℃超になると、焼鈍後において形状凍結性に有利な｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の集合組織が発達しないため、７００℃を巻取温度の上限値とした。また、より優れた形状凍結性と延性の両立を得るために、６３０℃以下であることが好ましい。
巻取温度の下限は特に規定することなく、本発明の効果を得ることができるが、鋼板の加工性を劣化させる恐れがあるため、３００℃以上とすることが好ましい。
（冷間圧下率）
上記で得られた熱延鋼板の冷間圧延は、圧下率２〜８０％の範囲で行う。冷間圧延の圧下率（冷延率）が２％未満では、形状凍結性に有効な｛１００｝＜０１１＞方位が強く発達しないため、２％を下限とした。なお、板厚精度確保の観点から下限は５％以上であることがより好ましい。一方、冷間圧下率が８０％を超えると、｛１１１｝方位が急激に発達し、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０超となって、形状凍結性が劣化することから、８０％を上限とした。また、形状凍結性を高めるためには、冷間圧下率を７０％以下に制限することが好ましい。更に好ましくは６０％以下である。
冷間圧延後、冷延鋼板に、以下に述べるような加熱保持を行なう焼鈍を施し、冷却する。
上記で得られた熱延鋼板の冷間圧延は、圧下率２〜８０％の範囲で行う。冷間圧延の圧下率（冷延率）が２％未満では、形状凍結性に有効な｛１００｝＜０１１＞方位が強く発達しないため、２％を下限とした。なお、板厚精度確保の観点から下限は５％以上であることがより好ましい。一方、冷間圧下率が８０％を超えると、｛１１１｝方位が急激に発達し、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０超となって、形状凍結性が劣化することから、８０％を上限とした。また、形状凍結性を高めるためには、冷間圧下率を７０％以下に制限することが好ましい。更に好ましくは６０％以下である。
冷間圧延後、冷延鋼板に、以下に述べるような加熱保持を行なう焼鈍を施し、冷却する。
（昇温速度）
冷間圧延後の焼鈍における加熱速度を１５℃／ｓ超とすると、十分にフェライトの再結晶が進行する前に二相域に加熱されてしまうため、再結晶フェライトの分率が８０％未満となる。このため、できるだけゆっくり加熱することが好ましい。従って、昇温速度の上限を１５℃／ｓｅｃとした。更に、再結晶フェライトの分率を９０％以上とするために、昇温速度の上限は、より好ましくは１０℃／ｓｅｃである。
冷間圧延後の焼鈍における加熱速度を１５℃／ｓ超とすると、十分にフェライトの再結晶が進行する前に二相域に加熱されてしまうため、再結晶フェライトの分率が８０％未満となる。このため、できるだけゆっくり加熱することが好ましい。従って、昇温速度の上限を１５℃／ｓｅｃとした。更に、再結晶フェライトの分率を９０％以上とするために、昇温速度の上限は、より好ましくは１０℃／ｓｅｃである。
（加熱温度）
加熱温度が７００℃未満の場合には、未再結晶フェライト組織が残存することから延性が劣化する。従って、再結晶フェライトの分率を８０％以上とするために、加熱温度の下限を７００℃とする。再結晶フェライトの分率を９０％以上とするために、好ましい加熱温度の下限は７５０℃である。一方、加熱温度が過度に高い場合には、再結晶によって生成したフェライトの集合組織が、オーステナイトへ変態後、オーステナイトの粒成長によってランダム化され、最終的に得られるフェライトの集合組織もランダム化される。特に、加熱温度が９００℃を越える場合には、そのような傾向が顕著となる。従って、加熱温度は９００℃以下とする。また、より優れた形状凍結性を確保する観点から、加熱温度の上限は８６０℃とすることがより好ましい。
加熱温度が７００℃未満の場合には、未再結晶フェライト組織が残存することから延性が劣化する。従って、再結晶フェライトの分率を８０％以上とするために、加熱温度の下限を７００℃とする。再結晶フェライトの分率を９０％以上とするために、好ましい加熱温度の下限は７５０℃である。一方、加熱温度が過度に高い場合には、再結晶によって生成したフェライトの集合組織が、オーステナイトへ変態後、オーステナイトの粒成長によってランダム化され、最終的に得られるフェライトの集合組織もランダム化される。特に、加熱温度が９００℃を越える場合には、そのような傾向が顕著となる。従って、加熱温度は９００℃以下とする。また、より優れた形状凍結性を確保する観点から、加熱温度の上限は８６０℃とすることがより好ましい。
（保持時間）
７００〜９００℃の温度範囲における保持時間が３ｓｅｃ未満の場合、組織の不均一が生じ易く、鋼板の長手方向あるいは幅方向での形状凍結性及び延性のバラツキに繋がる。このため、保持時間の下限は３ｓｅｃとする。
焼鈍後の冷却条件は、焼鈍工程に応じて適宜決定すればよいが、通常は空冷である。
なお、焼鈍工程は、連続焼鈍工程、ＢＡＦ工程、及び連続焼鈍−めっき（−合金化）工程の何れのプロセスを用いても構わない。連続焼鈍工程後の冷却条件、過時効条件は、必要とするＴＳレベルに応じて選択すればよい。
また、溶融めっき、あるいはめっき合金化条件についても特に限定する必要はなく、常法に従えばよい。なお、めっきの種類も特に限定するものではない。
７００〜９００℃の温度範囲における保持時間が３ｓｅｃ未満の場合、組織の不均一が生じ易く、鋼板の長手方向あるいは幅方向での形状凍結性及び延性のバラツキに繋がる。このため、保持時間の下限は３ｓｅｃとする。
焼鈍後の冷却条件は、焼鈍工程に応じて適宜決定すればよいが、通常は空冷である。
なお、焼鈍工程は、連続焼鈍工程、ＢＡＦ工程、及び連続焼鈍−めっき（−合金化）工程の何れのプロセスを用いても構わない。連続焼鈍工程後の冷却条件、過時効条件は、必要とするＴＳレベルに応じて選択すればよい。
また、溶融めっき、あるいはめっき合金化条件についても特に限定する必要はなく、常法に従えばよい。なお、めっきの種類も特に限定するものではない。
（スキンパス）
以上の方法で製造された冷延鋼板にスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延における圧下率が０．１％未満では鋼板の形状制御効果が小さいので、０．１％を下限とすることが好ましい。また、圧下率が５．０％超になると、鋼板の延性を著しく劣化させるので、５．０％を上限とすることが好ましい。
以上の方法で製造された冷延鋼板にスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延における圧下率が０．１％未満では鋼板の形状制御効果が小さいので、０．１％を下限とすることが好ましい。また、圧下率が５．０％超になると、鋼板の延性を著しく劣化させるので、５．０％を上限とすることが好ましい。
本発明の形状凍結性、延性及び塗装焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板は、上述の構成により、４４０ＭＰａ以上の引張強度を有し、スプリングバック量が少なく、衝撃吸収能が高いので、形状凍結性及び延性に優れている。これにより、従来、形状不良及び割れの問題から高強度鋼板の適用が難しかった、自動車車体等の主に曲げ加工主体の成形が施される部品にも高強度鋼板が使用できるようになる上、相反する特性であることから両立が困難であった、曲げ加工性と耐衝突特性の両立が可能となるため、自動車車体の軽量化をより一層推進することが可能となる。
以下、本発明に係る高強度冷延鋼板の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
［サンプル作製］
下記表１に示す化学成分組成を有する符号ＡからＮまでの鋼を用い、鋳造後そのまま、もしくは一旦室温まで冷却して再加熱した後に、下記表２に示す条件で熱間圧延を施し、Ｎｏ．１〜２９に示すような種々の厚みの熱延鋼板とした。
そして、この熱延鋼板に、下記表２に示す冷延率の冷間圧延を施して１．４ｍｍ厚とし、その後、連続焼鈍ライン（Ｎｏ．１、３〜２０）、ＢＡＦ焼鈍工程（Ｎｏ．２）及び連続焼鈍―亜鉛めっき−合金化ライン（Ｎｏ．２１〜２９）にて、下記表２に示した昇温速度、加熱温度、保持時間で焼鈍した後、冷却した。
これら１．４ｍｍ厚の各鋼板から、２５ｍｍ幅、１３０ｍｍ長さの試験片を作製し、ポンチ幅４０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ５、ダイス幅４３．４ｍｍ、ダイ肩Ｒ３の金型を用いて、種々のしわ押さえ圧で、４０ｍｍ高さのハット型に成形した後、壁部の反り量を曲率半径ρ（ｍｍ）として測定し、その逆数１０００／ρを求めた。ここで、１０００／ρが小さいほど形状凍結性は良好となる。
その後、以下に説明する評価試験において諸性質を調査した。
下記表１に示す化学成分組成を有する符号ＡからＮまでの鋼を用い、鋳造後そのまま、もしくは一旦室温まで冷却して再加熱した後に、下記表２に示す条件で熱間圧延を施し、Ｎｏ．１〜２９に示すような種々の厚みの熱延鋼板とした。
そして、この熱延鋼板に、下記表２に示す冷延率の冷間圧延を施して１．４ｍｍ厚とし、その後、連続焼鈍ライン（Ｎｏ．１、３〜２０）、ＢＡＦ焼鈍工程（Ｎｏ．２）及び連続焼鈍―亜鉛めっき−合金化ライン（Ｎｏ．２１〜２９）にて、下記表２に示した昇温速度、加熱温度、保持時間で焼鈍した後、冷却した。
これら１．４ｍｍ厚の各鋼板から、２５ｍｍ幅、１３０ｍｍ長さの試験片を作製し、ポンチ幅４０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ５、ダイス幅４３．４ｍｍ、ダイ肩Ｒ３の金型を用いて、種々のしわ押さえ圧で、４０ｍｍ高さのハット型に成形した後、壁部の反り量を曲率半径ρ（ｍｍ）として測定し、その逆数１０００／ρを求めた。ここで、１０００／ρが小さいほど形状凍結性は良好となる。
その後、以下に説明する評価試験において諸性質を調査した。
［評価試験］
上記方法によって製造された１．４ｍｍ厚の冷延鋼板のミクロ組織、集合組織、機械的特性値及び形状凍結性の評価を下記方法で行い、結果を下記表３に示した。
ミクロ組織の観察は光学顕微鏡で行い、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトの面積率の合計は、光学顕微鏡による組織写真を画像解析して求めた。また、フェライト再結晶率は、ＥＢＳＰの結晶方位測定と光学顕微鏡組織写真を照合し、画像解析によってフェライト相及び再結晶フェライト相の総面積を求めて計算した。また、集合組織はＸ線回折法によって測定した。
また、引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠し、長手方向が圧延方向と平行になるように５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。なお、表３に示すＴＳ（ＭＰａ）は引張強度、ＥＬ（％）は全伸びであり、ＹＲは降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と引張強度の比ＹＳ／ＴＳである。
上記方法によって製造された１．４ｍｍ厚の冷延鋼板のミクロ組織、集合組織、機械的特性値及び形状凍結性の評価を下記方法で行い、結果を下記表３に示した。
ミクロ組織の観察は光学顕微鏡で行い、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトの面積率の合計は、光学顕微鏡による組織写真を画像解析して求めた。また、フェライト再結晶率は、ＥＢＳＰの結晶方位測定と光学顕微鏡組織写真を照合し、画像解析によってフェライト相及び再結晶フェライト相の総面積を求めて計算した。また、集合組織はＸ線回折法によって測定した。
また、引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠し、長手方向が圧延方向と平行になるように５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。なお、表３に示すＴＳ（ＭＰａ）は引張強度、ＥＬ（％）は全伸びであり、ＹＲは降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と引張強度の比ＹＳ／ＴＳである。
下記表３において、何れもパーライト、ベイナイト及びマルテンサイトの残部組織はフェライトである。また、焼鈍後の鋼板の集合組織の値は何れも板厚７／１６面と１／４面で測定した値の平均値を用いた。また、下記表３の「形状凍結性の評価」の欄には、１０００／ρ≦０．０１７×ＴＳ（ＭＰａ）−４．１３になる場合を「○」、それ以外の場合を「×」で示した。
本実施例（実施例１）の各鋼の化学成分組成を表１に示し、また、鋼板の製造条件を表２に示すとともに、評価結果を表３に示す。
本実施例（実施例１）の各鋼の化学成分組成を表１に示し、また、鋼板の製造条件を表２に示すとともに、評価結果を表３に示す。
表１〜３に示す結果から明らかなように、本発明で規定する範囲内の化学成分の鋼を用い、本発明で規定する範囲内の製造条件によって鋼板を製造した場合には、良好な延性と共に極めて良好な形状凍結性を有する高強度冷延鋼板が得られることが分かる。
［サンプル作製及び評価試験］
下記表４に示す化学成分組成を有する符号ＡＡからＡＮまでの鋼を用い、鋳造後そのまま、もしくは一旦室温まで冷却して再加熱した後に、下記表５に示す条件で熱間圧延を施し、Ｎｏ．１００〜１３３に示すような種々の厚みの熱延鋼板とした。なお、表５において、圧下率は、Ａｒ３〜９００℃における圧下率の合計であり、仕上圧延温度がＡｒ３以上の場合は、９００℃における板厚と仕上圧延後の板厚によって求めた。なお、仕上圧延温度が９００℃を超えるものは、該圧下率を求めることができないことを、表中に「−」で示した。
そして、この熱延鋼板に、下記表５に示す冷延率の冷間圧延を施して１．４ｍｍ厚とし、その後、連続焼鈍ライン（Ｎｏ．１０１〜１０３、１０５〜１２０、１２７〜１３３）、ＢＡＦ焼鈍工程（Ｎｏ．１０４）及び連続焼鈍―亜鉛めっき−合金化ライン（Ｎｏ．１２１〜１２６）にて、下記表５に示した昇温速度、加熱温度、保持時間で焼鈍した後、冷却した。
下記表４に示す化学成分組成を有する符号ＡＡからＡＮまでの鋼を用い、鋳造後そのまま、もしくは一旦室温まで冷却して再加熱した後に、下記表５に示す条件で熱間圧延を施し、Ｎｏ．１００〜１３３に示すような種々の厚みの熱延鋼板とした。なお、表５において、圧下率は、Ａｒ３〜９００℃における圧下率の合計であり、仕上圧延温度がＡｒ３以上の場合は、９００℃における板厚と仕上圧延後の板厚によって求めた。なお、仕上圧延温度が９００℃を超えるものは、該圧下率を求めることができないことを、表中に「−」で示した。
そして、この熱延鋼板に、下記表５に示す冷延率の冷間圧延を施して１．４ｍｍ厚とし、その後、連続焼鈍ライン（Ｎｏ．１０１〜１０３、１０５〜１２０、１２７〜１３３）、ＢＡＦ焼鈍工程（Ｎｏ．１０４）及び連続焼鈍―亜鉛めっき−合金化ライン（Ｎｏ．１２１〜１２６）にて、下記表５に示した昇温速度、加熱温度、保持時間で焼鈍した後、冷却した。
これらの各鋼板から、実施例１と同様に試験片を作製し、ハット型に成形した後、壁部の反り量を曲率半径ρ（ｍｍ）の逆数１０００／ρを求め、ミクロ組織、集合組織、機械的特性値を調査した。
更に、ＪＩＳ Ｇ ３１３５の附属書に記載された塗装焼付硬化試験方法に準拠してＢＨ量を評価した。なお、表６に示すＴＳ（ＭＰａ）は引張強度、ＥＬ（％）は全伸び、ＹＲは降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と引張強度の比ＹＳ／ＴＳであり、ＵＢＨ（ＭＰａ）はＢＨ量である。
更に、ＪＩＳ Ｇ ３１３５の附属書に記載された塗装焼付硬化試験方法に準拠してＢＨ量を評価した。なお、表６に示すＴＳ（ＭＰａ）は引張強度、ＥＬ（％）は全伸び、ＹＲは降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と引張強度の比ＹＳ／ＴＳであり、ＵＢＨ（ＭＰａ）はＢＨ量である。
下記表６において、何れもパーライト、ベイナイト及びマルテンサイトの残部組織はフェライトである。また、焼鈍後の鋼板の集合組織の値は何れも板厚７／１６面と１／４面で測定した値の平均値を用いた。また、下記表６の「形状凍結性の評価」の欄には、１０００／ρ≦０．０１７×ＴＳ（ＭＰａ）−４．１３になる場合を「○」、それ以外の場合を「×」で示した。
本実施例（実施例２）の各鋼の化学成分組成を表４に示し、また、鋼板の製造条件を表５に示すとともに、評価結果を表６に示す。
本実施例（実施例２）の各鋼の化学成分組成を表４に示し、また、鋼板の製造条件を表５に示すとともに、評価結果を表６に示す。
表４〜６に示す結果から明らかなように、本発明で規定する範囲内の化学成分の鋼を用い、本発明で規定する範囲内の製造条件によって鋼板を製造した場合には、形状凍結性、延性及び塗装焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板が得られることが分かる。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：０．００５％以上０．２５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上２．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上２．５％以下、
Ｐ：０．１５％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｂ：０．０００３％以上０．００７％以下
をそれぞれ含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５％以上０．０４％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０４％以下
の双方を合計で０．０１％以上０．０４％以下の量で含有し、更に、Ｍｏ、Ｗの内の何れか１種又は２種の合計を０．００１％以上１．０％以下の量で含有し、
残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
面積分率で１％以上２５％以下のパーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内の何れか１種又は２種以上を含み、残部が再結晶率８０％以上のフェライトからなる複合組織鋼であり、
１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３．０以上であり、且つこれらの方位群の中で｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が最大且つ５．０以上を満足し、更に｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以下であることを特徴とする高強度冷延鋼板。 - 前記Ａｌの含有量が、質量％で、０．０００５％以上０．０２％以下であることを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
- 更に、質量％で、
Ｖ：０．２０％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｓｎ：０．２０％以下
の内、少なくとも１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度冷延鋼板。 - Ａｌ含有量とＮ含有量が、次式
Ａｌ／Ｎ＝２以下
を満足することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の高強度冷延鋼板。 - 引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と全伸びＥＬ［％］との積ＴＳ×ＥＬ［ＭＰａ・％］が、１７０００［ＭＰａ・％］以上であることを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の高強度冷延鋼板。
- 請求項１〜５の何れか１項に記載の高強度冷延鋼板にめっきを施したことを特徴とする高強度冷延鋼板。
- 請求項１〜４の何れか１項に記載の化学成分を有するスラブを、Ａｒ３変態温度〜９００℃の温度範囲における圧下率の合計を２５％以上、仕上圧延温度をＡｒ３変態温度以上として熱間圧延し、次いで７００℃以下の温度で巻き取り、酸洗後、２〜８０％の冷間圧延を施し、更に１５℃／ｓｅｃ以下の昇温速度で７００℃〜９００℃の温度範囲に加熱した後、当該温度で３ｓｅｃ以上保持した後に冷却することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
- 請求項７に記載の製造方法によって製造した高強度冷延鋼板に、０．１％以上５％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
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