JP2007308771A - 形状凍結性に優れた高強度鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】フェライト組織を６０％以上含む引張強度５００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、成形後のスプリングバック量を安定して低減できる形状凍結性に優れた高強度鋼板を提供する。
【解決手段】フェライト組織を６０％以上含む引張強度５００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、歪量２０％以上の変形後、該変形領域において一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織を有するフェライト結晶粒が５０％以上含むことを特徴とする形状凍結性に優れた高強度鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、主として自動車用部品や機械・構造部品に適用される形状凍結性に優れた５００ＭＰａ以上の高強度の鋼板に関する。

プレス加工して製造させる自動車や機械部品は、省エネルギー化の観点から軽量化が求められ、これに伴って鋼板の高強度化による薄肉化が求められている。特に、一部の自動車用部品では使われる鋼材部材の５０％近くが高強度鋼板からなる場合もある。

一方、鋼板の高強度化に伴い、高強度鋼板を曲げ加工した際に、成形冶具を用いて加工した後の形状が、成形冶具を取り外した際に少し元の形状に戻るスプリングバック現象が顕著になってきた。このため、高強度鋼板をプレス加工する際には、鋼板強度、板厚および加工形状に応じて予めスプリングバック量を見込んで金型を設計し、選択しているのが現状である。このため、プレス加工による自動車部品等の製造における生産性を向上するためにスプリングバック量の少ない高強度鋼板の開発が求められている。

従来、鋼板のプレス加工時のスプリングバック量を低減する方法として、例えば、オーステナイト系ステンレス鋼板について、仕上げ焼鈍後の冷延板の圧延面に平行な面における｛２００｝集合組織の集積度を１．５以上と大きくし、ｎ値を大きくする方法（例えば特許文献１、参照）、が提案されている。

また、自動車用鋼板として広く用いられているフェライト組織鋼板については、例えば、鋼板中の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の集合組織を制御し、圧延方向と直角方向のｒ値の少なくとも１つをできるだけ低い値にすることで、スプリングバック量を抑制する技術が提案されている（例えば特許文献２、参照）。

上記従来技術のほとんどは、鋼板の集合組織を制御することにより鋼板のプレス成形時のスプリングバック量を低減する方法である。しかし、高強度鋼板では製造条件による集合組織制御は難しく、集合組織制御により安定してスプリングバック量を低減する効果を発揮することはできなかった。

特開平１０−７２６４４号公報 特開２００２−３６３６９５号公報

本発明は、フェライト組織を６０％以上含む引張強度５００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、成形後のスプリングバック量を安定して低減できる形状凍結性に優れた高強度鋼板を提供することを目的とする。

なお、上記形状凍結性に優れたとは、成形後のスプリングバック量を安定して低減できる加工特性を意味する。

本発明者らは、自動車用の高強度鋼板のプレス成形性に要求されるスプリングバックの抑制を克服するために、塑性変形後の組織のあるべき姿を追及し、その下部組織が重要な鍵を握っていることを発見するに至った。即ち、塑性変形後の下部組織の制御という新しい技術思想を提案する。ここで下部組織とは、集合組織制御が結晶粒単位の方位制御である点に対し、結晶粒の中に見られる下部組織としての転位組織構造を指す。

その要旨とするところは、以下の通りである。
（１）フェライト組織を６０％以上含む引張強度５００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、歪量２０％以上の変形後、該変形領域において一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織を有するフェライト結晶粒が５０％以上含むことを特徴とする形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（２）上記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．００２〜１．２％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％以下、Ｖ：０．０５〜０．２％、Ｃｒ：０．０１〜０．１％、および、Ｍｏ：０．０１〜０．１％のうちの１種または２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする上記（１）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
（３）上記鋼板が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．1〜２．０％、および、Ｎｉ：０．１〜１．０％のうちの１種または２種を含有したことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。

本発明によれば、フェライト組織を６０％以上含む引張強度５００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、成形後のスプリングバック量を安定して低減できる形状凍結性に優れた高強度鋼板を提供することができる。

以下に本発明の実施形態を説明する。

本発明鋼板は、フェライト組織を６０％以上含む引張強度５００ＭＰａ以上の高強度鋼板を変形した後の鋼板の転位組織に着目し、塑性変形領域の特定転位組織を制御することにより、成形時のスプリングバック量が低い形状凍結性に優れた高強度鋼板の発明に至った。

まず、本発明のフェライト組織鋼板の塑性変形に伴いフェライト結晶粒内に形成される転位セル構造の概念について説明する。

フェライト鋼板に対して一定以上の応力を負荷して成形加工する場合には、鋼板の塑性変形に伴って鋼板のフェライト結晶粒内に転位が形成され歪みが増加する。塑性変形初期では、転位はフェライト結晶粒内に広く分布するが、変形量が増加に伴い転位も増殖され、さらには転位同士が絡み合ってフェライト結晶粒内に堆積される。この転位同士の反応に伴い、フェライト結晶粒内に、転位が集積した領域と転位が殆んど存在しない領域が形成され、これは一般に転位セル構造として理解されている。

本発明者を含む研究グループは、この転位セル構造を形成する組織形態が、鋼板のマクロな加工硬化挙動に関わる大きな支配要因の一つではないかと考え、塑性変形後のフェライト鋼板のミクロ組織について鋭意研究を進めた。

まず、基礎実験として、フェライト組織鋼の単結晶を作製し、単純せん断変形試験により上記転位セル構造が現れる支配因子を調べた。フェライト組織鋼の単結晶の作製は、Ｆｅ−１７Ｃｒ組成の多結晶ステンレス鋼を用意して、１１００℃で3日間熱処理をすることで数ｃｍ以上に各々の結晶粒を粗大化させた。この大きな結晶粒を含む鋼材の擬似単結晶から、Ｘ線ラウエ法を用いた結晶方位解析により目的の結晶方位を有する結晶を切り出し、それぞれの結晶に対して単純せん断変形試験を行った。

図１は、上記各種結晶方位を有するフェライト結晶に対し、単純せん断変形試験を用いて順方向に６０％の歪みを与えた後、直ちに逆向きに、同様なせん断変形を加えた時の応力−歪み曲線を示す。

図１に示す応力−歪み曲線の挙動から大きく２集団に属するフェライト単結晶が存在することがわかった。

図１に示すCurveＡを示す集団に属するフェライト結晶は順方向の変形後、逆方向の変形において応力増加が見られ、これは加工後に形状が戻る、スプリングバック現象が示された。一方、CurveＢを示す集団に属するフェライト結晶は、逆方向の変形においてCurveＡのような応力値の変化がほとんど見られず、スプリングバックが少ないことが示された。以上から、CurveＡのようなフェライト結晶が鋼板のスプリングバック量、つまり、形状凍結性を支配していることを確認した。

さらに、透過電子顕微鏡を用いてスプリングバック現象を示したCurve Ａに属する集団のフェライト結晶内の組織を観察したところ、図２に示すような一方向に並んだ転位セル構造の組織が多く観察されることが判った。一方、スプリングバックが抑制された上記Curve Ｂの属するフェライト単結晶内には、図３に示すような一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織を有していることが判った。加工後のフェライト結晶内の組織が一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織である場合にスプリングバック現象が抑制される理由の詳細は良く判らないが、を有する場合には、変形時の応力と逆向きにシアー変形が作用した場合に、交差したお互いの転位セル構造が転位の動きを抑制し、転位の移動を起こり難くし、このため形状が凍結されたのではないかと考えている。

以上の知見によれば、従来の集合組織制御法によらずとも、変形後の塑性変形領域における転位セル構造を、図３に示されるような一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差しているものとすることにより、鋼板の加工時のスプリングバック量を低減できることが期待される。

上記フェライト単結晶を用いた基礎試験結果を踏まえ、実際の多結晶材料であるフェライト組織を６０％以上含む引張強度５００ＭＰａ以上の高強度鋼板について、透過電子顕微鏡を用いて塑性変形後の塑性変形領域におけるフェライト結晶粒内の転位セル構造を確認した。

鋼板の塑性変形領域におけるフェライト結晶粒内に形成される転位セル構造は、フェライト結晶の結晶や各フェライト結晶粒にかかる応力の方向により変わるが、大きく以下の３形態に分類できることが判った。つまり、図２に示すような一方向に並んだ転位セル構造と、さらに、図３に示したように一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している構造と、図４に示したように方向性を示さない形態に大別される。

なお、図２、３、４においてフェライト結晶粒内の直線部分または曲線部分の塑性変形によって転位が高密度に壁状に堆積して存在する領域を「転位セル壁」とし、一対の転位セル壁で仕切られた領域を「転位セル」と定義される。また、本発明では、図２、３に示される直線状に観察される一対の転位セル壁からなる転位セルを「一方向に並んだ転位セル構造」とし、図３に示される一方向に並んだ転位セル構造の転位セル壁が交差している組織を「一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織」と定義する。なお、ここでいう「一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している」とは、図３に示されるような直交する場合の他に、６０°から９０°の範囲で任意に交差している組織も含まれ、これらの組織は同等の作用効果を有することを確認している。

また、本発明者らは、図２および３に示される一方向に並んだ転位セル構造における転位セルの平均間隔は、鋼板の塑性変形領域の歪み量との間に良い対応関係があることを確認している。なお、転位セルの平均間隔とは、ひとつの転位セル構造に対し、複数箇所で転位セル壁間の間隔を測定した場合の平均間隔を意味し、透過電子顕微鏡を用いて転位セル構造を観察することにより測定することができる。

図５に引張試験における鋼板の変形領域の歪み量と一方向に並んだ転位セル構造の転位セルの平均間隔を透過電子顕微鏡で計測した結果を示す。

図５から、鋼板の変形領域の歪み量と一方向に並んだ転位セル構造の転位セルの平均間隔とは相関があり、例えば、転位セルの平均間隔が０．７μｍの場合にはその塑性加工領域の歪み量は０．２（２０％）、その間隔が０．５μｍであれば、その部分の歪み量は０．３（３０％）というように歪み量を評価できる。

この手法により、実際の鋼板の塑性加工を受けた局所領域の下部組織を透過電子顕微鏡で観察し、その部位での歪み量を予測することができる。

本発明鋼板は、フェライト組織を６０％以上含む引張強度５００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、歪量２０％以上の変形後、一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織を有するフェライト結晶粒が、変形領域において６０％以上の割合で存在することを特徴とするが、このような鋼板は、以下のようにして測定することができる。

先ず、鋼板の歪量２０％以上の塑性加工を受けた領域を上記透過電子顕微鏡の観察による一方向に並んだ転位セル構造のおける転位セルの平均間隔の測定値により特定する。また、図５から鋼板の歪量２０％以上の塑性加工を受けた領域は、上記転位セルの平均間隔が０．７μｍ以上の領域として特定される。

次に、上記透過電子顕微鏡の観察により、歪量２０％以上の塑性変形領域において３０個のフェライト結晶粒を任意に抽出し、フェライト結晶粒の中で一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織を有するフェライト結晶粒の個数を測定し、その割合を求める。これにより、歪量２０％以上の塑性変形領域における一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織を有するフェライト結晶粒の割合が測定できる。

以下に、鋼板の歪量２０％以上の変形領域における一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織を有するフェライト結晶粒の割合と、スプリングバック量との関係について説明する。

鋼板のスプリングバック量の評価は、以下のように行うことができる。

例えば、ハット曲げ試験を用い、鋼板をハット型形状に加工した後、図６に示す９０°曲げが施された２箇所の肩部において、それぞれ上部と垂直部で２ｍｍの基準間隔を設け、点（１）と点（２）間の接線と点（３）と点（４）間の接線との交差角度を測定し、この角度測定値と９０°との差を求め、２箇所の肩部における平均値を基にスプリングバック量を評価できる。

この評価方法では、上記角度測定値が１０°以下である場合に鋼板変形時のスプリングバック量が小さいと評価される。

本発明鋼板は、鋼板組織中のフェライト組織は加工性を確保するために６０％以上含有するが、引張強度５００ＭＰａ以上の強度を確保するために、その他の組織として、マルテンサイト相やベイナイト相、またパーライト相などの硬質相を含有することができる。

図８に引張強度５００ＭＰａ以上の高強度鋼板中のフェライト組織の含有割合と、上記ハット曲げ試験による鋼板のスプリングバック量との関係を示す。

図８から鋼板中のフェライト相の割合が６０％未満になると、加工性が低下することに起因し、スプリングバック量を１０°以下に低減することはできない。このため、本発明の鋼板中のフェライト組織の含有割合を６０％以上とする。

しかし、図８に示されるように鋼板中のフェライト組織の含有割合が６０％以上とすることにより、平均値評価ではスプリングバック量を１０°以下に低減することができるが、なはらつきが大きく、必ずしもスプリングバック量が１０°以下とならない場合が生じる。

このため、本発明では、上記鋼板中のフェライト組織の含有割合とともに、歪量２０％以上の塑性変形領域における一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織を有するフェライト結晶粒の割合を以下のように規定する必要がある。

図７にフェライト組織を６０％以上含む引張強度５００ＭＰａ以上の高強度鋼板について、歪量２０％以上の変形領域における一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織を有するフェライト結晶粒の含有割合と、上記ハット曲げ試験による鋼板のスプリングバック量との関係を示す。

図７から、歪量２０％以上の変形領域における一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織を有するフェライト結晶粒の含有割合を５０％以上とすることにより、鋼板変形時のスプリングバック量を１０°以下に安定して低減することができる。

以上から、本発明は、鋼板変形時のスプリングバック量を１０°以下に安定して低減するために、フェライト組織を６０％以上含む引張強度５００ＭＰａ以上の高強度鋼板を対象とし、歪量２０％以上の変形後、該変形領域において一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織を有するフェライト結晶粒が５０％以上含むこととする。

本発明鋼板は、目的とするフェライト組織を６０％以上含む引張強度５００ＭＰａ以上の高強度鋼板の変形時のスプリングバック量を低減するために上記変形領域に形成される転位組織構造が重要であるが、この鋼板の強度および組織を安定して得るためには、鋼板の成分組成とその製造方法をさらに規定することが好ましい。

以下に上記塑性変形領域の転位組織構造を特徴とする本発明鋼板を製造するための好ましい成分組成、及びその製造方法について以下に説明する。

先ず、本発明の鋼板の好ましい成分組成の限定理由について説明する。

なお、以下に示す「％」は特段の説明がない限り「質量％」を意味するものとする。

Ｃは、０．０１％以上０．２５％以下の範囲が好ましい。Ｃ含有量が０．０１％未満となると、引張強度５００ＭＰａ以上の高強度化を容易に達成するのが困難となる。一方、Ｃ含有量が０．２５％を超える場合には、鋼中にセメンタイトの生成や、パーライトやマルテンサイトなどの変態組織の形成を促進し、本発明が目的とするフェライト相を６０％以上とする鋼板組織を得るころが困難となるからである。

Ｍｎは、鋼中に混入する不可避的不純物であるＳと反応させて、ＭｎＳを形成することによりＦｅＳの生成を抑制させ、鋼板製造時の高温割れや、中心偏析を抑制する役割を果たす。また、Ｍｎは強力な固溶強化機能を有する。これらのＭｎの作用を十分に発揮させるためには、Ｍｎ含有量の下限を０．０１％とするのが好ましい。一方で、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、鋼板の延性を低下させるため、その含有量の上限は３．０％とするのが好ましい。

Ｓｉは、０．１％以上２．０％以下の範囲が好ましい。Ｓｉは脱酸元素として有効であり、また、固溶強化元素として強度向上するために、この含有量の下限を０．１％以上とした。一方で、２．０％を超える過剰なＳｉ添加は、鋼板の製造工程においてスケールを制御する観点から好ましくないため、２．０％以下が好ましい。

Ａｌは、脱酸元素として有効であるので、０．００２％以上の添加が好ましい。一方、過剰添加は余分な窒化物などの形成を引き起こし、材質制御が難しくなるため、Ａｌ含有量の上限は１．２％とすることが好ましい。

本発明において、鋼中のＰ、Ｓ、Ｎは不可避的不純物であり、不必要な炭化物を形成し、または、粒界割れなどを引き起こし、鋼板の延性を劣化させる可能性が生じるため、制限することがより好ましい。この理由から、Ｐ含有量は０．００３％以下、Ｓ含有量は０．０１５％以下、Ｎ含有量は０．０１％以下に制限することがより好ましい。

また、本発明において、鋼板の強度向上の目的で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ及びＭｏのうちのいずれか１種または２種以上の炭化物形成元素を添加することができる。これらの元素は、炭化物形成能や基本的な作用効果は共通する元素である。

Ｔｉは、炭化物形成能の作用による強度向上効果を発現するためには０．０１％以上が必要であるが、０．２％より添加すると、炭化物の粗大化が容易に起こるために、本発明の材料組織を実現するための製造条件が厳しくなる。このため、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．２％の範囲が好ましい。

Ｎｂは、炭化物形成能の作用による強度向上効果を発現するためには、Ｎｂ含有量の下限を０．００５％以上とするのが好ましい。一方で、Ｎｂ含有量が０．２％より多いと強度制御の点で、製造条件が厳しいものになる。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．２％の範囲が好ましい。

Ｖは、炭化物の析出がやや遅いので、炭化物形成能の作用による強度向上効果を発現するためには、Ｖ含有量の下限を０．０５％以上とするのが好ましい。一方、０．２％よりも多くＶを添加すると、やはり製造条件が厳しいものになる。したがって、Ｖ含有量は０．０５〜０．２％の範囲が好ましい。

Ｃｒ及びＭｏは、いずれも炭化物形成能の作用による強度向上効果を発現するためには０．０１質量％以上が好ましい。また、０．１質量％以上を添加すると製造コストの増大、及び炭化物の粗大化を引き起こす傾向があるので、好ましくない。したがって、これらの元素含有量は、０．０１〜０．１％の範囲が好ましい。

また、本発明では、鋼板の強度向上の目的で、Ｃｕ及びＮｉを添加することができる。これらの元素は、炭化物は形成しないが、固溶強化、或いは析出物を形成して強化する共通の作用があるので、同様に扱うことができる。

しかし、それぞれの作用効果の程度、つまり、炭化物形成能の程度や鋼中における溶解度積などは厳密には異なるため、それぞれの含有量の範囲を規定することは好ましい。

Ｃｕは、鋼中では単独析出して、強化に寄与する元素である。また固溶強化能力もあり、効果の発現のためには、０．１％以上含有することが望ましい。一方、Ｃｕは２．０％を超えると、スケール制御などの観点で圧延制御が困難になるので、好ましくない。したがって、Ｃｕ含有量は０．１〜２．０％の範囲が好ましい。

Ｎｉは、Ｃｕ同様に固溶強化元素として活用できると共に、Ｃｕと一緒に添加した場合は、そのスケール制御において活用できる元素である。その効果を発現するためには、０．１％以上が好ましい。一方で、１．０％よりも多く添加すると製造コストの増大、またＣｕとの組み合わせにおけるスケール制御の利点が損なわれるようになるので、好ましくない。従って、Ｎｉ含有量は０．１〜１．０％の範囲が好ましい。

以上の成分元素の他に、微量のＢ添加は、二次加工割れを抑制する効果があるので、鋼板成分として適用することができる。

Ｂは、０．０００３％以上添加することで鋼板の二次加工割れを抑制することができるため、Ｂ含有量の下限は０．０００３％とするのが好ましい。

一方で、Ｂ含有量が０．００１５％より多くなると、圧延時の形状確保が難しくなるので、Ｂ含有量の上限を０．００１５％に制限することが好ましい。

また、本発明の鋼板成分は、上記成分組成のみに限定されるものではなく、本願の目的および技術思想に反しない限り、上記以外の成分を含有することは可能である。

次に、上記特徴を有する引張強度が５００ＭＰａ以上で、６０％以上のフェライト組織を主体とするスプリングバック量の小さい高強度鋼板の製造方法について説明する。

本発明の鋼板は、本願発明が規定する上記特徴を有するものが製造できる限りにおいて、以下の場合のみに限定されるものではないが、好ましい実施形態として以下のような製造方法で製造できる。

まず、鋼片の加熱温度は、鋼材中に炭化物形成元素およびＣを充分に分解溶解させるために、１２００℃以上とすることが好ましい。また、鋼材を均一に加熱するためには、加熱保持時間を３０分以上とするのが好ましい。鋼片は連続鋳造設備で製造した直後のスラブであっても良いし、電気炉で製造したものであってもよい。また溶鋼からの直接スラブ製造された後、加熱しないで上記温度に保持してもよい。

熱間圧延条件であるが、ｒ値をむしろ高めない方が形状凍結性が優れ、Ａｒ3点から５０℃程度の温度範囲内で、熱延が終了するようなオーステナイト域圧延が望ましい。さらにその後の冷却速度は速いほうが、目的とする変形後の転位組織が得られる傾向にあり、熱延終了後、１５０℃/ｓ以上の冷速で１秒以上冷却するような条件が好ましい。

また巻き取り温度は、炭素量が０．０５質量％以上の成分系の鋼においては、マルテンサイトなどの硬質相とフェライト相との二相組織を実現する上で低温化が望ましく、４００℃以下が好ましい。製造上の負荷は高まるが、３００℃以下または室温で巻き取っても構わない。

上記の熱間圧延後、必要に応じて酸洗処理を施して冷間加工を施し、その後、再結晶焼鈍を７５０℃〜８５０℃の温度範囲で行い、冷延鋼板としても構わない。ただしこの場合、熱延後の組織と再結晶条件の兼ね合いで、ｒ値が向上してしまうと本発明からはよくない方向にいく。もちろん、亜鉛めっき処理や、合金化溶融亜鉛めっき処理等を施しても、鋼板内部のフェライト粒の状態は変化しないので、本発明の効果を同様に得ることができる。

本発明の実施例を、比較例と共に説明する。

表１に示した成分組成を有する鋼を種々溶解し、得られた鋼材を鋼板の熱延工程に供した。なお、表１において、Ａ〜Ｅが本発明の鋼板組織を安定して得るための好ましい成分組成を示し、ＦとＧは好ましい炭素量の範囲からはずれた鋼材である。

次に、各鋼に対して、表２に示す条件で熱延し、厚さ１．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。それぞれの鋼板より、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を加工して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法にそって、引張り試験を行った。そこで得られた引張り強度を示す。単位はＭＰａである。本発明では、この引張り強度が５００ＭＰａ以上の鋼板を対象とする。

さらに、得られた熱延鋼板を酸洗後、幅５０ｍｍ、長さ２７０ｍｍの試験片に加工し、ポンチ幅７８ｍｍ、ポンチ肩：Ｒ５、ダイ肩：Ｒ５の金型を用いて、ハット曲げ試験を行った。曲げ試験を行った試験片については、三次元形状測定装置にて板幅中心部の形状を測定し、図６に示したように、点（１）と点（２）の接線と点（３）と点（４）の接線の交点の角度を求め、そこから９０°を引いた値の左右での平均値をスプリングバック量とした。それぞれの点の間隔は２ｍｍである。

次に、スプリングバック量の試験と平行して、塑性加工部位におけるフェライト粒の転位セル構造の組織形態に関する試験を行った。まず、試料Ａを用いて、製造試験番号１の条件で作製した熱延鋼板から、圧延方向に平行となる単純せん断試験片を準備した。サイズは、30ｍｍ長さ×20ｍｍ幅×1.4ｍｍ厚みである。さらに、これらの試験片について単純せん断試験機を用いて、ひずみ量が0.1〜0.6の範囲で0.1毎となるように変形量を設定し単純せん断試験を実施した。公称相当歪み速度は、10^-3/secである。

次に、単純せん断変形された試料片について、せん断方向に平行となる断面についてサンプリングを行った。まず、試料片の中心部から精密切断機などを用いてサイズ30ｍｍ長さ×1.4ｍｍ幅×0.2ｍｍ厚みの鋼板の断面を露出させた微小試料片を切り出した。切断された微小試料片からエメリー紙などの研磨紙を用いた機械研磨により、厚み100μｍ前後の試料片を作製した。この箔状の試料片から専用のパンチを用いて、3ｍｍ×1.4ｍｍの短冊状のサンプルを準備した。続いて、直径３ｍｍの円形上に打ち抜き、その後、過塩素酸５％−酢酸95％溶液を用いた電解研磨法により、透過電子顕微鏡観察用の薄片試料を作製した。

次に、上記の手順で作製を行った薄片試料を加速電圧200ｋVの透過電子顕微鏡に挿入し、フェライト結晶粒内に形成された転位セル構造について、像倍率が5000〜20000倍の範囲で観察を実施した。そして観察された転位セル構造を透過電子顕微鏡に装着された専用のＣＣＤカメラを用いてデジタル画像として、パーソナルコンピューターに保存した。

次に、得られた転位セル構造の画像データをパーソナルコンピューター専用のモニターに表示し、市販されている顕微鏡画像の解析ソフトを用いて、一方向に並んだ転位セル構造についてセル間隔の測定を行いその平均値を求めた。測定箇所は20箇所である。この転位セルの平均間隔の計測を30個のフェライト結晶粒について計測を行い、その全体の平均値をひとつの試験片に対するデータとした。得られたデータを転位セルの平均間隔と歪み量との関係をグラフにまとめた。そのグラフを図５に示す。もちろん、この転位セル構造の間隔の測定は、電子顕微鏡写真から十分なＮ数を稼いで、目視で間隔測定を行ってもよい。

さて、前述のハット曲げ試験を行った加工材料について、スプリングバック量を測定したコーナー部分から、１０ｍｍｘ１０ｍｍｘ２ｍｍサイズの試料を切り出し、その一部から、前述した方法と同様な方法で、透過電子顕微鏡で観察できるような薄片試料を作製した。

そして、観察部分のフェライト粒に見られる一方向性の転位セル構造の平均間隔を測定し、図５を利用して歪み量を評価した。一連の結果は、表２に示すが、塑性歪み量として、２５％〜３５％の変形を受けていることが判った。そして同時に、観察されるフェライト粒には、一方向性の転位セルが交差しているフェライト結晶粒が多数存在するので、その存在割合を求めた。その結果を、表２へ示す。さらに、そのような転位セルを有する結晶粒はたくさんあるが、３０個以上のフェライト結晶粒母集団に対して、何割程度が交差した転位セル構造を有しているかを計測した。それらの結果を表２にまとめる。

次に、表２の各データについて、その概略を説明する。

試料Ａを用いた試験１〜３において、試験１では圧延終了温度が高く、一方向性の転位セル構造を有するフェライト粒が大きく、スプリングバック量は１１．７°と大きい。

試料Ｂを用いた試験４〜７においては、試験４の製造条件では、オーステナイト域圧延であり、フェライト粒が大きく成長し、塑性加工後は一方向性の転位セル構造を有するフェライト粒が多く、スプリングバック量は１２．５°と大きい。

試料Ｃを用いた試験８〜１０においては、やはり試験８の製造条件では、塑性加工後は一方向性の転位セル構造を有するフェライト粒が多く、スプリングバック量は１２．２°と大きい。

試料Ｄを用いた試験１１〜１４においては、試験１１、１２では、硬質相の生成が増加し、フェライト粒の存在割合が２５％、および５５％と小さかった。その結果、スプリングバック現象の抑制は十分ではない。

試料Ｅを用いた試験１５〜１７においては、炭素量が多いため、製造条件の製鎖試験１５の製造条件では、硬質相の割合が大きく、フェライト粒の存在割合が３５％と小さい。また試験１７においては、低温での巻取りが利きすぎて、やはり硬質相が出現し、十分なフェライト粒を確保することがない。

試料Ｆを用いた試験１８と１９においては、炭素量が好ましい範囲を超えているので、製造条件が困難なものとなる。試験１８は焼入れ性の良い製造条件になっている。熱延後の冷却速度を100℃℃／secと急速加熱を行うことで、本発明のスプリングバック量の抑制に成功した。

単純せん断変形試験で得られた単結晶鋼の応力−ひずみ曲線。 一方向に並んだ転位セル構造の形態を示す説明図である。 一方向に並んだ転位セル構造が交差した形態を示す説明図である。 方向性を有さない転位セル構造の形態を示す説明図である。 一方向性の転位セル構造のセル平均間隔と歪み量の関係を示すグラフ。 スプリングバック量を評価するための形状測定部位を示す説明図である。 塑性変形部のフェライト粒の中で交差する転位セル構造を有するフェライト結晶粒の存在割合に対するスプリングバック量の変化を示すグラフ。 塑性変形部のフェライト粒の存在割合に対するスプリングバック量の変化を示すグラフ。

Claims (3)

1. フェライト組織を６０％以上含む引張強度５００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、歪量２０％以上の変形後、該変形領域において一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織を有するフェライト結晶粒が５０％以上含むことを特徴とする形状凍結性に優れた高強度鋼板。
2. 前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．００２〜１．２％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％以下、Ｖ：０．０５〜０．２％、Ｃｒ：０．０１〜０．１％、および、Ｍｏ：０．０１〜０．１％のうちの１種または２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする請求項１に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
3. 前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．1〜２．０％、および、Ｎｉ：０．１〜１．０％のうちの１種または２種を含有したことを特徴とする請求項１または２に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。

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