JP2013133501A - 耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法および高強度薄鋼板 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、C ：0.025％超0.080％以下、Si：0.3％以下、Mn：0.05％以上0.50％以下、P ：0.05％以下、S ：0.05％以下、Sol.Al：0.01％以上0.10％以下、N ：0.0050％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相を主相とした冷間圧延回復組織とすることにより、圧延方向の引張強さが600MPa以上であり且つ曲げ成形時の耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板となる。
【選択図】 図１
Description
本発明は、建材や家電、自動車などの部材の素材に好適な、成形性、特に曲げ成形時の耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。
建材や家電、自動車などの分野では、製品の軽量化等の観点から使用部材の薄肉化が進められて、これらの部材の素材として広く使用されている0.8mm厚のTS：340MPa級鋼板（SPCC）は、TS：600MPa以上の0.7mm厚、或いは更に0.6mm厚の高強度薄鋼板に取って代わられつつある。というのは、TS：600MPa以上の鋼板を用いれば、板厚0.6mmまで薄くても同一の強度を保つことが可能であるためである。
ここで、部材の特性は、素材となる鋼板の厚さに大きく影響されるが、部材に要求される所望の特性を維持しつつ部材（鋼板）の薄肉化を図ることは容易ではない。
例えば、平板部材の強度や耐デント性Aは、おおむね「A∝t×t×TS」の関係式で表され、部材（或いは素材となる鋼板）の板厚tおよび引張強さTSが大きくなるほど良好となる。そのため、同一鋼種規格による鋼板（部材）の薄肉化は、部材の強度や耐デント性の低下を招き、問題となる。
例えば、平板部材の強度や耐デント性Aは、おおむね「A∝t×t×TS」の関係式で表され、部材（或いは素材となる鋼板）の板厚tおよび引張強さTSが大きくなるほど良好となる。そのため、同一鋼種規格による鋼板（部材）の薄肉化は、部材の強度や耐デント性の低下を招き、問題となる。
そこで、上記の関係式（A∝t×t×TS）に従えば、部材の薄肉化には、素材となる鋼板の高強度化（高TS化）が必須となる。具体的には、「0.8mm厚、TS340MPa級」の鋼板を用いた場合と同等の強度や耐デント性を維持しつつ鋼板の板厚を0.6mmに薄肉化する場合には、鋼板の引張強さTSを600MPa以上とする必要がある。
鋼板の高強度化には、大別して固溶強化増大による固溶強化や、第２相を微細かつ多量に析出させる分散強化が活用されている。しかしながら、これらの強化機構では、多くの固溶強化元素や析出強化元素を添加することが必要となり、製造コストが増大する。また、建材や家電、自動車などの部材となる鋼板には多くの場合、耐食性を確保する目的でめっき処理が施されるが、多くの元素を添加すると、めっき付着性を損なうといった問題も生じる。
このような問題に対し、添加元素を増加させることなく、鋼板製造時、冷間圧延工程での加工硬化によって鋼板の高強度化を図る技術が確立されている。
例えば、特許文献１および特許文献２には、鋼板の製造工程の最後に冷間圧延を施すことにより、鋼板の高強度化を図る技術が提案されている。しかしながら、加工硬化させた鋼は、高強度であるものの加工性に極めて乏しい。そのため、冷間圧延後の焼鈍工程を省略したこれらの技術では、加工性に優れた鋼板を得ることが極めて困難であり、鋼板をプレス加工等によって所望の部材形状に成形する際、様々な支障をきたす。
例えば、特許文献１および特許文献２には、鋼板の製造工程の最後に冷間圧延を施すことにより、鋼板の高強度化を図る技術が提案されている。しかしながら、加工硬化させた鋼は、高強度であるものの加工性に極めて乏しい。そのため、冷間圧延後の焼鈍工程を省略したこれらの技術では、加工性に優れた鋼板を得ることが極めて困難であり、鋼板をプレス加工等によって所望の部材形状に成形する際、様々な支障をきたす。
これらの技術に対し、特許文献３には、各種容器用として用いられる缶用鋼板の製造方法に関し、所定の組成を有する圧延素材に熱間圧延を施して熱延板とし、ついで、該熱延板に冷間圧延を施したのち、連続焼鈍工程で、500 ℃以上でかつ再結晶率が90％未満、好ましくは60％以上90％未満となる温度範囲で均熱する技術が提案されている。そして、係る技術によると、部分再結晶状態で連続焼鈍を行うことで、加工性に優れた高強度缶用極薄冷延鋼板が得られるとされている。しかしながら、部分再結晶状態は強度のバラツキが大きくなるため、強度の安定した高強度鋼板を得ることが困難である。
一方、特許文献４には、電機、建材、自動車などの分野で使用される曲げ加工性に優れた冷延鋼板の製造方法が提案されている。特許文献４で提案された技術は、質量％で、C:0.025％以下、Si:0.1％以下、Mn:0.05〜0.5％、P:0.03％以下、S:0.02％以下、sol.Al:0.01〜0.1％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を、Ar3変態点以上の仕上温度で熱間圧延後、500℃以上650℃以下の巻取温度で巻取り、酸洗後、圧延率が85％以下の範囲で、かつ冷間圧延後の鋼板の引張強度TSが390MPa以上、板厚が0.4mm以上となるように冷間圧延を行い、或いは更に冷間圧延後、回復焼鈍を行う技術である。
そして、特許文献４で提案された技術によると、冷間加工の圧延率（圧下率ともいう）を調整して加工硬化により高強度化を図り、続く回復焼鈍を行うことで、引張強度TSが390MPa以上の高強度化とポンチ先端曲率が2R以下の厳しい90度曲げ加工を可能とする優れた曲げ加工性が両立できるとされている。また、特許文献４で提案された技術では、鋼板をフェライト圧延組織とし、鋼のC含有量を0.0040％以下に抑制してセメンタイトの析出量を抑制することで、密着曲げ加工を施すことも可能になるとされている。
また、特許文献５には、家電・電気機器部品、建築補強部材および自動車部品等に使用可能な良好な曲げ加工性と耐たわみ強度の改善に有効な高比例限を有する鋼板およびその製造方法が提案されている。そして、特許文献５で提案された技術によると、冷間圧延後、さらに再結晶温度以下の特定の温度範囲で焼鈍を行うことにより、過度の回復を抑制しつつ転位の再配列を生じさせて、比例限の向上とともに曲げ加工性も同時に向上させることが可能となるとされている。なお、冷間圧延後の熱処理として、具体的には、バッチ焼鈍炉で8時間の均熱処理により製造された場合が示されている。
しかしながら、特許文献４で提案された技術では、Ｕ曲げ加工を施す場合には加工部の割れが抑制されるものの、加工部の腰折れが生じる場合があった。このようにＵ曲げ加工時に腰折れが生じると、鋼板をパイプなどの円形形状に成形することが困難になる。また、加工部に腰折れが生じると、鋼板の外観が損なわれるため、意匠性が問われる部材への適用は困難となるという問題がある。
また、特許文献５で提案された技術では、可動転位を固溶C、Nで固着しているために比例限は向上するものの、転位の移動が困難であるため、成形時に不均一変形し易く、ストレッチャーストレインが発生したり、特にＵ曲げ加工時に腰折れが生じ易くなるなどの問題がある。更に、特許文献５で開示されているような、バッチ式焼鈍炉で長時間にわたり均熱処理を施す技術は、生産性等の面で不利である。
以上のように、従来技術では、鋼板を薄肉化するに際し、Ｕ曲げ等の厳しい加工時に割れ、腰折れを発生させない加工性を維持しつつ高強度化を図ることが極めて困難であった。そのため、従来技術では、優れた強度や耐デント性が要求され且つ厳しい加工条件で成形される複雑形状の部材、例えば、建材、家電、自動車などの部材を薄肉化する場合に様々な支障をきたし、更なる改善を必要としていた。
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決し、建材や家電、自動車などの部材の素材に好適な、成形性（特に曲げ加工性）に優れた高強度薄鋼板、具体的には、引張強さTS：600MPa以上であり、Ｕ曲げ加工を施しても曲げ加工部に割れや腰折れが生じない、曲げ加工性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
上記課題を解決すべく、本発明者らは、熱間圧延工程、冷間圧延工程および回復焼鈍処理工程（連続焼鈍）を経て得られたフェライト組織を有する薄鋼板に関し、その強度および曲げ加工性（特にＵ曲げ加工時の耐腰折れ性）に及ぼす各種要因について鋭意検討した。
その結果、熱間圧延工程で得られた熱延板の平均結晶粒径が粗大であるほど、鋼板（回復焼鈍処理後）の耐腰折れ性が低下することを知見した。なお、その理由は定かではないが、熱間圧延終了後の熱延板の結晶粒径が粗大であると、巻取り時にセメンタイトの析出サイトである粒界面積が減少して、バッチ式焼鈍に比べ均熱時間が短い連続焼鈍を施す場合、鋼中に固溶Cがより残存し易くなり、その結果、鋼板の塑性変形時に剪断帯が発生し易く不均一変形が促進されることによって、腰折れなどの不良を起こすためと推測される。また、冷間圧延の圧延率（圧下率ともいう）が高くなるほど、加工硬化が進行して均一伸びが低下し、回復焼鈍処理を施しても腰折れなどの不良が発生し易くなることを知見した。
その結果、熱間圧延工程で得られた熱延板の平均結晶粒径が粗大であるほど、鋼板（回復焼鈍処理後）の耐腰折れ性が低下することを知見した。なお、その理由は定かではないが、熱間圧延終了後の熱延板の結晶粒径が粗大であると、巻取り時にセメンタイトの析出サイトである粒界面積が減少して、バッチ式焼鈍に比べ均熱時間が短い連続焼鈍を施す場合、鋼中に固溶Cがより残存し易くなり、その結果、鋼板の塑性変形時に剪断帯が発生し易く不均一変形が促進されることによって、腰折れなどの不良を起こすためと推測される。また、冷間圧延の圧延率（圧下率ともいう）が高くなるほど、加工硬化が進行して均一伸びが低下し、回復焼鈍処理を施しても腰折れなどの不良が発生し易くなることを知見した。
そこで、本発明者らは、耐腰折れ性が、熱延板の平均結晶粒径D（μm）と冷間圧延の圧延率CR（％）に影響されるものと考え、更に検討を進めた。その結果、所定の組成を有する鋼を用い、且つ、冷間圧延後の冷延板に連続焼鈍により焼鈍処理を施すに際し、次の(1)式に示すように上記D値とCR値に応じた温度AT（℃）で焼鈍することにより、所望の強度（圧延方向引張強さTS：600MPa以上）と良好な耐腰折れ性を兼ね備えた薄鋼板が得られることを知見した。
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦580 … (1)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％）
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦580 … (1)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％）
上記の式を導出するに至った実験、すなわち、熱延板の平均結晶粒径D（μm）、冷間圧延の圧延率CR（％）、および焼鈍温度AT（℃）の各々が、連続焼鈍処理後の薄鋼板の耐腰折れ性に及ぼす影響を調査するための実験について以下に述べる。
鋼（化学成分：0.035C-0.05Si-0.25Mn-0.02P-0.01S-0.05Sol.Al-0.002N）に熱間圧延を施し、該熱間圧延の仕上げ温度と圧下率の条件を変更することで、種々の平均結晶粒径Dを有する熱延板とした。なお、平均結晶粒径Dは、熱延板の圧延方向断面のミクロ組織を観察し、JIS G 0552(1998)に記載の切断法により求めるものとする。次いで、得られた熱延板に圧延率CR：78％で冷間圧延を施して冷延板（板厚：0.6mm）とし、更に、種々の焼鈍温度AT（300℃から600℃までを25℃ずつ上昇させた各種温度）で80s保持する焼鈍処理を施して、フェライト組織を有する薄鋼板とした。得られた各種薄鋼板から、圧延方向垂直方向（C方向）が曲げ方向（試験片長手方向）となるように曲げ試験片（JIS Z 2248）を採取し、R＝2mmのパンチでＵ曲げ加工を施した。曲げ加工後、加工部を観察して腰折れの有無を確認した。
図１は、焼鈍後の薄鋼板に腰折れが発生することなくＵ曲げ加工を施すことが可能となる焼鈍温度の下限値ATp（℃）と、熱延板の平均結晶粒径D（μm）との関係を示す図である。図１から明らかであるように、熱延板の平均結晶粒径Dが1μm小さくなると、下限値ATpが28℃低温側に広がる。
また、上記と同じ組成を有する鋼に熱間圧延を施して平均結晶粒径D： 11.6μmの熱延板とし、次いで、種々の圧延率CR（60〜83％）で冷間圧延を施して冷延板とした。そして、これらの冷延板に、種々の焼鈍温度AT（300℃から600℃までを25℃ずつ上昇させた各種温度）で80s保持する焼鈍処理を施して、フェライト組織を有する薄鋼板とした。得られた各種薄鋼板から、圧延方向に垂直な方向（C方向）が曲げ方向（試験片長手方向）となるように試験片（JIS Z 2248）を採取し、R＝2mmのパンチでＵ曲げ加工を施し、加工部を観察して腰折れの有無を確認した。
図２は、焼鈍後の薄鋼板に腰折れが発生することなくＵ曲げ加工を施すことが可能となる焼鈍温度の下限値（最低焼鈍温度ATp（℃））と、冷間圧延の圧延率CR（％）との関係を示す図である。図２から明らかであるように、圧延率CRが1％低くなると、下限値ATpが6.3℃低温側に広がる。
図１および図２が示すように、最低焼鈍温度ATp（℃）と、熱延板の平均結晶粒径D（μm）、冷間圧延の圧延率CT（％）との間には比例関係が認められ、最低焼鈍温度ATp（℃）は以下の式で表すことができる。
ATp＝28×D＋6.3×CR＋Const.
なお、上記の式において、Const.は定数である。
ATp＝28×D＋6.3×CR＋Const.
なお、上記の式において、Const.は定数である。
また、以上の実験により得られた各データ（ATp,CR,D）を上記の式に代入してデータ毎に定数（Const.）を算出し、これらの平均値を定数（Const.＝−370）として用い、更に上記の式を変形すると、以下に示すように最低焼鈍温度ATp（℃）を表す式が得られる。
ATp(℃)＝28×D＋6.3×CR−370
したがって、焼鈍処理後の薄鋼板の耐腰折れ性を確保するうえでは、焼鈍温度AT（℃）を、上記の最低焼鈍温度ATp（＝28×D＋6.3×CR−370）以上の温度とすればよいことになる。
ATp(℃)＝28×D＋6.3×CR−370
したがって、焼鈍処理後の薄鋼板の耐腰折れ性を確保するうえでは、焼鈍温度AT（℃）を、上記の最低焼鈍温度ATp（＝28×D＋6.3×CR−370）以上の温度とすればよいことになる。
一方、焼鈍温度AT（℃）が過剰に高くなると、再結晶が生じて鋼板強度が急激に低下し、問題となる。そこで、再結晶を抑制する目的で焼鈍温度AT（℃）の上限（580℃）を設けると、焼鈍温度AT（℃）を示す以下の(1)式が導出される。
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦580 … (1)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％）
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦580 … (1)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％）
また、以上の実験により得られた焼鈍後薄鋼板から、圧延方向を引張方向とする引張試験片（JIS 5号）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、圧延方向引張強さTSを測定した。その結果、冷間圧延の圧延率CRが60％以上であれば、圧延方向引張強さが600MPa以上となることが確認された。
更に、以上の実験により得られた焼鈍後薄鋼板について、組織観察を行った。その結果、以上の実験により得られた焼鈍後薄鋼板のうち、圧延方向引張強さが600MPa以上であり且つＵ曲げ加工時に腰折れが生じなかった薄鋼板はいずれも、フェライト相を主相とした回復組織を有していることが明らかとなった。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］ 鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、さらに前記冷延板を所定の温度まで加熱し、該加熱温度に一定時間保持し、その後冷却する焼鈍処理を施す連続焼鈍処理工程と、歪みを導入する工程とを順次施し薄鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.025％超0.080％以下、 Si：0.3％以下、
Mn：0.05％以上0.50％以下、 P ：0.05％以下、
S ：0.05％以下、 Sol.Al：0.01％以上0.10％以下、
N ：0.0050％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記熱間圧延工程の加熱温度を1000℃以上とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度をAr3点以上920℃以下とし、前記巻き取りの巻取り温度を700℃以下とし、前記冷間圧延工程の圧延率CRを60％以上85％以下とし、前記連続焼鈍処理工程の加熱温度ATを下記(1)式を満足する温度とし、さらに前記歪みを導入する工程での該歪量を調質圧延における伸長率相当量で0.3％以上とすることを特徴とする耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
記
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦580 … (1)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％）
［１］ 鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、さらに前記冷延板を所定の温度まで加熱し、該加熱温度に一定時間保持し、その後冷却する焼鈍処理を施す連続焼鈍処理工程と、歪みを導入する工程とを順次施し薄鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.025％超0.080％以下、 Si：0.3％以下、
Mn：0.05％以上0.50％以下、 P ：0.05％以下、
S ：0.05％以下、 Sol.Al：0.01％以上0.10％以下、
N ：0.0050％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記熱間圧延工程の加熱温度を1000℃以上とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度をAr3点以上920℃以下とし、前記巻き取りの巻取り温度を700℃以下とし、前記冷間圧延工程の圧延率CRを60％以上85％以下とし、前記連続焼鈍処理工程の加熱温度ATを下記(1)式を満足する温度とし、さらに前記歪みを導入する工程での該歪量を調質圧延における伸長率相当量で0.3％以上とすることを特徴とする耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
記
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦580 … (1)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％）
［２］ ［１］において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.002％以上0.05％以下、B：0.0002％以上0.002％以下、Nb：0.002％以上0.03％以下のうちの１種または２種以上を含有し、前記連続焼鈍処理工程の加熱温度ATを前記(1)式に代えて下記(2)式を満足する温度とすることを特徴とする耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
記
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦750… (2)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％）
記
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦750… (2)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％）
［３］ ［１］または［２］において、前記連続焼鈍処理工程の加熱温度ATを450℃以上とし、前記連続焼鈍処理工程の冷却停止温度を500℃以下とし、前記連続焼鈍処理工程後歪みを導入する工程の前に、溶融亜鉛めっき処理工程を設けることを特徴とする耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
［４］ ［３］において、前記溶融亜鉛めっき処理工程後に合金化処理温度を580℃以下とする合金化処理工程を設けることを特徴とする耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
［５］ ［１］ないし［４］のいずれかに記載の方法により製造された高強度薄鋼板であって、フェライト相を主相とした冷間圧延回復組織を有し、圧延方向の引張強さが600MPa以上であることを特徴とする耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板。
本発明によれば、建材や家電、自動車などの部材の素材に好適な、引張強さが600MPa以上であり且つ成形性、特にＵ曲げ加工時の耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板を得ることができる。すなわち、本発明の高強度薄鋼板によると、板厚を0.6mmに薄肉化した場合であっても、現行の0.8mm厚TS340MPa級鋼板と同等以上の強度や耐デント性を確保することができるため、建材や家電、自動車などの軽量化に大きく貢献する。また、本発明の高強度薄鋼板は、Ｕ曲げ等の厳しい加工条件に耐え得る加工性を有するため、複雑な形状を有する部材への適用も可能となり、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
C ：0.025％超0.08％以下
Cは、鋼を強化するうえで有効な元素である。C含有量が0.025％以下になると、所望の鋼板強度を確保することが困難になるとともに、製造コストの上昇を招く。一方、C含有量が0.080％を超えると、鋼板の曲げ加工時に割れの起点となる炭化物の析出量が過度に多くなり、曲げ加工性を損なう。したがって、C含有量は0.025％超0.080％以下とする。好ましくは0.025％超0.05％以下である。
まず、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
C ：0.025％超0.08％以下
Cは、鋼を強化するうえで有効な元素である。C含有量が0.025％以下になると、所望の鋼板強度を確保することが困難になるとともに、製造コストの上昇を招く。一方、C含有量が0.080％を超えると、鋼板の曲げ加工時に割れの起点となる炭化物の析出量が過度に多くなり、曲げ加工性を損なう。したがって、C含有量は0.025％超0.080％以下とする。好ましくは0.025％超0.05％以下である。
Si：0.3％以下
Si含有量が0.3％を超えると、所望の鋼板強度（圧延方向引張強さ）と延性が得られなくなる。したがって、Si含有量は0.3％以下とする。好ましくは0.1％以下である。
Si含有量が0.3％を超えると、所望の鋼板強度（圧延方向引張強さ）と延性が得られなくなる。したがって、Si含有量は0.3％以下とする。好ましくは0.1％以下である。
Mn：0.05％以上0.50％以下
Mnは、硫化物を形成してSによる熱間脆性を改善する元素であり、本発明ではMn含有量を0.05％以上とする。好ましくは、0.1％以上である。一方、Mnは、曲げ加工時の割れの起点となるMnSを形成する元素であり、Mn含有量が過剰になると熱間圧延工程で粗大なMnSが析出し、鋼板の曲げ加工性に悪影響を及ぼす。したがって、Mn含有量は0.50％以下とする。好ましくは0.20％以下である。
Mnは、硫化物を形成してSによる熱間脆性を改善する元素であり、本発明ではMn含有量を0.05％以上とする。好ましくは、0.1％以上である。一方、Mnは、曲げ加工時の割れの起点となるMnSを形成する元素であり、Mn含有量が過剰になると熱間圧延工程で粗大なMnSが析出し、鋼板の曲げ加工性に悪影響を及ぼす。したがって、Mn含有量は0.50％以下とする。好ましくは0.20％以下である。
P ：0.05％以下
Pは、鋼板の延性を劣化させる元素であり、その含有量が0.05％を超えると延性の劣化が顕著となるため、P含有量は0.05％以下とする。好ましくは0.015％以下である。
Pは、鋼板の延性を劣化させる元素であり、その含有量が0.05％を超えると延性の劣化が顕著となるため、P含有量は0.05％以下とする。好ましくは0.015％以下である。
S ：0.05％以下
Sは、鋼中では硫化物として存在し、鋼板の延性および伸びフランジ性を劣化させる原因となる。そのため、本発明ではSを極力低減することが好ましく、0.05％以下とする。好ましくは0.01％以下である。
Sは、鋼中では硫化物として存在し、鋼板の延性および伸びフランジ性を劣化させる原因となる。そのため、本発明ではSを極力低減することが好ましく、0.05％以下とする。好ましくは0.01％以下である。
Sol.Al：0.01％以上0.10％以下
Alは、固溶強化元素であり、鋼の降伏強度を高めるうえで有効な元素であり、このような効果を得るためにはSol.Alで0.01％以上含有することが望ましい。しかしながら、Alは、鋼板の延性を劣化させる元素でもあるため、Sol.Al含有量は0.10％以下とする。好ましくは0.06％以下である。
Alは、固溶強化元素であり、鋼の降伏強度を高めるうえで有効な元素であり、このような効果を得るためにはSol.Alで0.01％以上含有することが望ましい。しかしながら、Alは、鋼板の延性を劣化させる元素でもあるため、Sol.Al含有量は0.10％以下とする。好ましくは0.06％以下である。
N ：0.0050％以下
Nは侵入型固溶元素であり、鋼板中に固溶状態で存在すると曲げ加工時に剪断帯を発生させ、歪が局所的になって耐腰折れ性を劣化させる原因になる。したがって、N含有量は0.0050％以下とする。好ましくは0.0029％以下である。なお、N含有量を0.0005％未満に低減しようとすると、生産コストが非常に大きくなるため、N含有量の下限は0.0005％程度とすることが好ましい。
Nは侵入型固溶元素であり、鋼板中に固溶状態で存在すると曲げ加工時に剪断帯を発生させ、歪が局所的になって耐腰折れ性を劣化させる原因になる。したがって、N含有量は0.0050％以下とする。好ましくは0.0029％以下である。なお、N含有量を0.0005％未満に低減しようとすると、生産コストが非常に大きくなるため、N含有量の下限は0.0005％程度とすることが好ましい。
以上が、本発明における基本組成であるが、基本組成に加えてさらに、Ti、B、Nbの一種または二種以上を含有することができる。
Ti：0.002％以上0.05％以下、B：0.0002％以上0.002％以下、Nb：0.002％以上0.03％以下
Ti、B、Nbはいずれも、Nと窒化物を形成し、耐腰折れ性を劣化させる固溶Nを抑制する効果を有する。このような効果を発現させるためには、Tiの場合は0.002％以上、Bの場合は0.0002％以上、Nbの場合は0.002％以上含有させることが好ましい。但し、これらの元素の含有量が過剰になると、炭化物など他の析出物を形成し、鋼板の延性を損なうことになる。したがって、これらの元素の含有量は、Tiの場合は0.05％以下、Bの場合は0.002％以下、Nbの場合は0.03％以下とすることが好ましい。
Ti：0.002％以上0.05％以下、B：0.0002％以上0.002％以下、Nb：0.002％以上0.03％以下
Ti、B、Nbはいずれも、Nと窒化物を形成し、耐腰折れ性を劣化させる固溶Nを抑制する効果を有する。このような効果を発現させるためには、Tiの場合は0.002％以上、Bの場合は0.0002％以上、Nbの場合は0.002％以上含有させることが好ましい。但し、これらの元素の含有量が過剰になると、炭化物など他の析出物を形成し、鋼板の延性を損なうことになる。したがって、これらの元素の含有量は、Tiの場合は0.05％以下、Bの場合は0.002％以下、Nbの場合は0.03％以下とすることが好ましい。
本発明の鋼板において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Cu、Niなどが挙げられる。これらは合計で0.3％以下の含有が許容される。好ましくは0.1％以下である。
次に、本発明鋼板の組織の限定理由について説明する。
本発明の鋼板は、フェライト相を主相とした冷間圧延回復組織を有するものとする。
本発明では、鋼板の成形性（特に曲げ加工性）を確保すべく、フェライト相を主相とした鋼板組織とする。ここで、主相とは、組織全体に対する体積率で92％以上、好ましくは95％以上である場合を言う。なお、主相以外の第二相としては、セメンタイト、パーライト等が挙げられる。また、第二相は、体積率で8％以下、好ましくは5％以下とする。第二相の体積率が8％超になると、鋼板の延性低下が著しくなる。特に良好な延性が必要とされる場合には、第二相の体積率を5％以下とすることが好ましく、5％未満とすることがより好ましい。
本発明の鋼板は、フェライト相を主相とした冷間圧延回復組織を有するものとする。
本発明では、鋼板の成形性（特に曲げ加工性）を確保すべく、フェライト相を主相とした鋼板組織とする。ここで、主相とは、組織全体に対する体積率で92％以上、好ましくは95％以上である場合を言う。なお、主相以外の第二相としては、セメンタイト、パーライト等が挙げられる。また、第二相は、体積率で8％以下、好ましくは5％以下とする。第二相の体積率が8％超になると、鋼板の延性低下が著しくなる。特に良好な延性が必要とされる場合には、第二相の体積率を5％以下とすることが好ましく、5％未満とすることがより好ましい。
また、冷間圧延ままの鋼板では、延性が著しく低下しており、鋼板にＵ曲げ等の厳しい加工を施した場合、腰折れや割れを抑制することができない。そのため、本発明では、鋼板の曲げ加工性を改善する目的で、後述するように冷間圧延後の鋼板に焼鈍処理を施し、鋼板組織を冷間圧延回復組織とする。なお、鋼板組織が再結晶組織になると、強度が低下するため好ましくない。
ここで、冷間圧延回復組織とは、冷間圧延により熱延板のフェライト粒が圧延方向に伸長され、さらに熱処理によって導入された転位が回復した組織を意味する。
また、本発明の鋼板は、表面にめっき皮膜を有するものとしてもよい。めっき皮膜としては、電気亜鉛めっき皮膜、溶融亜鉛めっき皮膜や合金化溶融亜鉛めっき皮膜、また亜鉛−ニッケルなどの合金めっき皮膜が好ましい。また、めっき前またはめっき後の表面に化成処理を施してもよい。
次に、本発明の薄鋼板の製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成の鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、さらに前記冷延板を所定の温度まで加熱し、該加熱温度に一定時間保持し、その後冷却する連続焼鈍処理を施す連続焼鈍処理工程と、歪みを導入する工程とを順次施し薄鋼板とする。この際、前記熱間圧延工程の加熱温度を1000℃以上とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度をAr3点以上920℃以下とし、前記巻き取りの巻取り温度CTを700℃以下とし、前記冷間圧延工程の圧延率CRを60％以上85％以下とする。そして、前記連続焼鈍処理工程の加熱温度ATを下記(1)式を満足する温度とする。更に、前記歪みを導入する工程にて0.3％以上の歪みを導入する。
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦580 … (1)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％）
本発明では、上記した組成の鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、さらに前記冷延板を所定の温度まで加熱し、該加熱温度に一定時間保持し、その後冷却する連続焼鈍処理を施す連続焼鈍処理工程と、歪みを導入する工程とを順次施し薄鋼板とする。この際、前記熱間圧延工程の加熱温度を1000℃以上とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度をAr3点以上920℃以下とし、前記巻き取りの巻取り温度CTを700℃以下とし、前記冷間圧延工程の圧延率CRを60％以上85％以下とする。そして、前記連続焼鈍処理工程の加熱温度ATを下記(1)式を満足する温度とする。更に、前記歪みを導入する工程にて0.3％以上の歪みを導入する。
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦580 … (1)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％）
本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。
鋼素材の加熱温度：1000℃以上
上記の如く得られた鋼素材に、加熱、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して熱延板とするが、本発明においては、粗圧延前の鋼素材を1000℃以上に加熱する。加熱温度が1000℃未満である場合、鋼素材中に析出物が粗大なまま残存し、鋼板に曲げ加工を施した場合に割れ発生の起点となる。このような観点から、加熱温度は高いほど好ましいが、過度に加熱を行うと、厚い酸化スケールが鋼表面に生成し、酸洗処理コストが増大する。したがって、鋼素材の加熱温度は1280℃以下とすることが好ましい。
上記の如く得られた鋼素材に、加熱、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して熱延板とするが、本発明においては、粗圧延前の鋼素材を1000℃以上に加熱する。加熱温度が1000℃未満である場合、鋼素材中に析出物が粗大なまま残存し、鋼板に曲げ加工を施した場合に割れ発生の起点となる。このような観点から、加熱温度は高いほど好ましいが、過度に加熱を行うと、厚い酸化スケールが鋼表面に生成し、酸洗処理コストが増大する。したがって、鋼素材の加熱温度は1280℃以下とすることが好ましい。
なお、鋳造後粗圧延前の鋼素材が、所定温度以上（1000℃以上）の温度を保持している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延しても良い。また、粗圧延条件については特に限定する必要はない。
仕上げ圧延終了温度：Ar3点以上920℃以下
仕上げ圧延終了温度がAr3点未満であると、歪み誘起で成長した粗大粒が生成し、鋼組織が粗大化する。一方、仕上げ圧延終了温度が920℃超と過剰に高くなると、鋼組織が粗大化する。このように、鋼組織が粗大化すると、炭化物の析出サイトが減少するため、固溶Cが残存してしまう。その結果、鋼板の曲げ加工時に剪断帯の生成を促し、腰折れ性が劣化する。したがって、仕上げ圧延終了温度はAr3点以上920℃以下とする。好ましくは、Ar3点以上880℃以下である。
仕上げ圧延終了温度がAr3点未満であると、歪み誘起で成長した粗大粒が生成し、鋼組織が粗大化する。一方、仕上げ圧延終了温度が920℃超と過剰に高くなると、鋼組織が粗大化する。このように、鋼組織が粗大化すると、炭化物の析出サイトが減少するため、固溶Cが残存してしまう。その結果、鋼板の曲げ加工時に剪断帯の生成を促し、腰折れ性が劣化する。したがって、仕上げ圧延終了温度はAr3点以上920℃以下とする。好ましくは、Ar3点以上880℃以下である。
巻取り温度CT：700℃以下
巻取り温度CTが700℃を超えると、鋼板組織が粗大化するため、上記と同様の理由により鋼板の腰折れ性が劣化する。したがって、巻取り温度CTは700℃以下とする。好ましくは679℃以下である。一方、巻取り温度CTが650℃未満では、鋼板の耐腰折れ性を劣化させる固溶Nが増加する傾向がある。したがって、特に良好な耐腰折れ性が要求される場合には、巻取り温度CTを650℃以上とすることが好ましい。
巻取り温度CTが700℃を超えると、鋼板組織が粗大化するため、上記と同様の理由により鋼板の腰折れ性が劣化する。したがって、巻取り温度CTは700℃以下とする。好ましくは679℃以下である。一方、巻取り温度CTが650℃未満では、鋼板の耐腰折れ性を劣化させる固溶Nが増加する傾向がある。したがって、特に良好な耐腰折れ性が要求される場合には、巻取り温度CTを650℃以上とすることが好ましい。
なお、鋼板組織の粗大化を抑制する観点からは、仕上げ圧延終了後の冷却を水冷とすることが好ましく、仕上げ圧延終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度は10℃/s以上とすることが好ましい。
冷間圧延工程の圧延率CR：60％以上85％以下
以上のようにして得られた熱延板を、通常の方法に従い酸洗し、冷間圧延を施して冷延板とする。ここで、冷間圧延工程の圧延率CRが60％未満であると、十分に加工硬化せず、所望の鋼板強度を確保することができない。一方、上記圧延率CRが85％を超えると、鋼板の延性が著しく低下することに加え、冷間圧延の負荷が増して大幅なコスト上昇につながる。したがって、冷間圧延工程の圧延率CRは60％以上85％以下とする。好ましくは71％以上80％以下である。
以上のようにして得られた熱延板を、通常の方法に従い酸洗し、冷間圧延を施して冷延板とする。ここで、冷間圧延工程の圧延率CRが60％未満であると、十分に加工硬化せず、所望の鋼板強度を確保することができない。一方、上記圧延率CRが85％を超えると、鋼板の延性が著しく低下することに加え、冷間圧延の負荷が増して大幅なコスト上昇につながる。したがって、冷間圧延工程の圧延率CRは60％以上85％以下とする。好ましくは71％以上80％以下である。
連続焼鈍処理工程の加熱温度AT
以上のようにして得られた冷延板に、回復による軟化を目的とした連続焼鈍処理を施す。ここで、鋼板の耐腰折れ性は、鋼板の結晶粒径が粗大であるほど低下する。また、鋼板の耐腰折れ性は冷間圧延の圧延率CTが高いほど低下する。そのため、連続焼鈍処理を施すに際し、粗な組織を有する鋼板や、冷間圧延工程で高い圧延率が付与された鋼板には、より十分な回復を行い、延性および耐腰折れ性を向上させる必要がある。
以上のようにして得られた冷延板に、回復による軟化を目的とした連続焼鈍処理を施す。ここで、鋼板の耐腰折れ性は、鋼板の結晶粒径が粗大であるほど低下する。また、鋼板の耐腰折れ性は冷間圧延の圧延率CTが高いほど低下する。そのため、連続焼鈍処理を施すに際し、粗な組織を有する鋼板や、冷間圧延工程で高い圧延率が付与された鋼板には、より十分な回復を行い、延性および耐腰折れ性を向上させる必要がある。
そこで、本発明では、熱延板の平均結晶粒径D（μm）と冷間圧延の圧延率CR（％）に対応した適正な加熱温度、すなわち上記(1)式を満足する焼鈍温度AT（℃）で連続焼鈍処理を施すものとする。加熱温度（焼鈍温度）ATが（28×D(μm)＋6.3×CR(％)−370）℃未満であると、回復焼鈍を施しても鋼板の耐腰折れ性を十分に確保することができない。一方、加熱温度（焼鈍温度）ATが580℃を超えると再結晶が生じ、鋼板強度が急激に低下する。したがって、本発明においては、連続焼鈍処理工程の加熱温度ATを(1)式を満足する温度とすることが極めて重要である。
また、Ti、B、Nb はいずれも、フェライトの再結晶温度を高める元素である。そのため、Ti、B、Nbの一種または二種以上含有する鋼を用いる場合には、連続焼鈍処理工程の加熱温度ATを、上記(1)式に代えて以下に示す(2)式を満足する温度とする。
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦750… (2)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％）
なお、焼鈍温度が高い場合、鋼板強度が低下し易いため、上記加熱温度ATは720℃以下とすることが好ましく、690℃以下とすることがより好ましい。
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦750… (2)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％）
なお、焼鈍温度が高い場合、鋼板強度が低下し易いため、上記加熱温度ATは720℃以下とすることが好ましく、690℃以下とすることがより好ましい。
前記連続焼鈍処理工程の加熱温度（焼鈍温度）ATでの保持時間は特に規定されず、例えば0s超600s以下とすることができる。好ましくは、5s以上300s以下である。連続焼鈍処理工程の加熱温度（焼鈍温度）ATで所定時間保持した後の冷却条件は特に規定されないが、連続焼鈍での生産性を低下させないために冷却速度を3℃/s以上とすることが好ましい。より好ましくは5℃/s以上である。
歪みを導入する工程での歪み導入量：調質圧延における伸長率相当量で0.3％以上
連続焼鈍処理後には、可動転位を導入して成形時のストレッチャーストレインや腰折れの発生を防ぐために、調質圧延における伸長率相当量で0.3％以上の歪みを導入する必要がある。好ましくは0.6％以上である。歪みの導入手法は、板形状の矯正などを兼ねた調質圧延やレベリングが好ましく、例えば調質圧延の場合、伸長率で0.3％以上とし、レベリングの場合、これに相当する量とすればよい。但し、過度の歪みの導入は鋼板の延性劣化を招くため、1.5％以下とすることが好ましい。
連続焼鈍処理後には、可動転位を導入して成形時のストレッチャーストレインや腰折れの発生を防ぐために、調質圧延における伸長率相当量で0.3％以上の歪みを導入する必要がある。好ましくは0.6％以上である。歪みの導入手法は、板形状の矯正などを兼ねた調質圧延やレベリングが好ましく、例えば調質圧延の場合、伸長率で0.3％以上とし、レベリングの場合、これに相当する量とすればよい。但し、過度の歪みの導入は鋼板の延性劣化を招くため、1.5％以下とすることが好ましい。
以上により、曲げ加工性に優れた高強度薄鋼板、すなわち、Ｕ曲げ加工を施した際に腰折れが生じない、圧延方向引張強さTS：600MPa以上の高強度薄鋼板が得られる。なお、圧延方向引張強さTSは、加工時のプレス荷重が過剰に高くなることを回避する観点から990MPa以下とすることが好ましい。圧延方向引張強さTSは、焼鈍温度AT（℃）、冷間圧延工程の圧延率CR（％）、鋼組成を調整することにより、600MPa以上の所望の値に制御することができる。
本発明においては、以上のようにして製造された薄鋼板に対し、めっき処理を施すことにより、鋼板表面にめっき皮膜を形成してもよい。例えば、めっき処理として溶融亜鉛めっき処理を施し溶融亜鉛めっき皮膜を形成し、或いは溶融亜鉛めっき処理後、更に合金化処理を施すことにより、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成してもよい。
溶融亜鉛めっき処理を施す場合、前記連続焼鈍処理工程の加熱温度（焼鈍温度）ATが450℃未満であると、表面品質の低下が懸念される。したがって、上記加熱温度（焼鈍温度）ATを、上記(1)式あるいは(2)式を満足するとともに、450℃以上とすることが好ましい。また、上記加熱温度（焼鈍温度）に所定時間保持したのち、500℃以下の温度まで冷却し、次いで溶融亜鉛めっき処理を施して冷却する。上記において、冷却停止温度を500℃以下とする理由は、焼鈍後薄鋼板の亜鉛ポット侵入温度が高すぎると表面品質が低下するためである。なお、溶融亜鉛めっき処理条件は特に限定されず、常法に従い溶融亜鉛めっき処理を施すことができる。
また、上記溶融亜鉛めっき処理後の薄鋼板に、合金化処理を施してもよい。合金化処理を施す場合には、めっき密着性を良好に保つ目的で合金化処理温度を580℃以下とすることが好ましい。なお、鋼板表面に溶融亜鉛めっき皮膜あるいは合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成する場合には、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化処理の後、前記歪みを導入する処理を施すことが好ましい。
更に、鋼板に耐食性や耐指紋性などの特性を付加するため、焼鈍後の薄鋼板、或いはめっき処理を施した薄鋼板に、化成処理皮膜を形成してもよい。
更に、鋼板に耐食性や耐指紋性などの特性を付加するため、焼鈍後の薄鋼板、或いはめっき処理を施した薄鋼板に、化成処理皮膜を形成してもよい。
表１に示す成分の溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して肉厚250mmのスラブ（鋼素材）とした。これらのスラブを、1250℃に加熱後、粗圧延し、表２に示す仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延終了温度から巻取り温度までの温度域を30℃/sの平均冷却速度で冷却し、表２に示す巻取り温度で巻取り、熱延板とした。なお、表２に示す仕上げ圧延終了温度は、全てAr3変態点以上の温度である。また、熱延板の板厚は、表２に示す冷延率により後述する冷延板の板厚となるよう、調整した。
以上のようにして得られた各種の熱延板のミクロ組織を前述の方法で観察し、熱延板の平均結晶粒径D（μm）を測定した。測定結果を、表２に示す。
次いで、各種の熱延板を酸洗したのち、表２に示す圧延率で冷間圧延を施して冷延板（板厚0.55mm）とし、更に連続焼鈍設備あるいは連続溶融亜鉛めっき設備にて連続焼鈍処理を施した。連続焼鈍処理時の加熱温度（焼鈍温度）AT、該加熱温度（焼鈍温度）での保持時間は表２のとおりである。また、一部の冷延板については連続焼鈍処理後、460℃まで冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理、或いは更に合金化処理を施した。合金化処理は、合金化処理温度：500℃に5s保持することにより行った。
以上のようにして得られた焼鈍後（或いは溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理後）の鋼板に、伸長率0.8％の調質圧延を施した後、試験片を採取し、組織観察、引張試験、Ｕ曲げ加工試験を行い、フェライト相の体積率、圧延方向引張強さTSを求めるとともに、Ｕ曲げ加工性の評価を行った。試験方法は以下のとおりである。
＜引張試験＞
焼鈍後（或いは溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理後）の鋼板から、圧延方向を長さ方向（引張り方向）としたJIS 5号サイズの試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠した引張試験を行い、圧延方向引張強さTSを求めた。
焼鈍後（或いは溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理後）の鋼板から、圧延方向を長さ方向（引張り方向）としたJIS 5号サイズの試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠した引張試験を行い、圧延方向引張強さTSを求めた。
＜組織観察＞
焼鈍後（或いは溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理後）の鋼板から、試験片を採取し、試験片の圧延方向断面を機械的に研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡（SEM）で倍率：500倍にて撮影した組織写真（SEM写真）を用い、画像解析装置によりフェライト相、フェライト相以外の組織の種類、および、それらの面積率を求め、各相の体積率とした。
焼鈍後（或いは溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理後）の鋼板から、試験片を採取し、試験片の圧延方向断面を機械的に研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡（SEM）で倍率：500倍にて撮影した組織写真（SEM写真）を用い、画像解析装置によりフェライト相、フェライト相以外の組織の種類、および、それらの面積率を求め、各相の体積率とした。
＜Ｕ曲げ加工試験＞
焼鈍後（或いは溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理後）の鋼板（厚さ：0.55mm）から、圧延方向：25mm、圧延垂直方向：60mの試験片を採取し、圧延垂直方向が曲げ方向となるようＵ曲げ加工を施した。Ｕ曲げのパンチRは2.0mmとした。
耐腰折れ性の評価は、Ｕ曲げ試験過程の試験片を観察し、図３に示すように曲げパンチと試験片の間に空隙が確認された場合は「耐腰折れ性：不良（×）」、とし、図４に示すように曲げパンチと試験片の間に空隙が確認されない場合は「耐腰折れ性：良好（○）」とした。また、Ｕ曲げ試験後の曲げ部を観察し、割れの有無を確認した。
以上の結果を、表３に示す。
焼鈍後（或いは溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理後）の鋼板（厚さ：0.55mm）から、圧延方向：25mm、圧延垂直方向：60mの試験片を採取し、圧延垂直方向が曲げ方向となるようＵ曲げ加工を施した。Ｕ曲げのパンチRは2.0mmとした。
耐腰折れ性の評価は、Ｕ曲げ試験過程の試験片を観察し、図３に示すように曲げパンチと試験片の間に空隙が確認された場合は「耐腰折れ性：不良（×）」、とし、図４に示すように曲げパンチと試験片の間に空隙が確認されない場合は「耐腰折れ性：良好（○）」とした。また、Ｕ曲げ試験後の曲げ部を観察し、割れの有無を確認した。
以上の結果を、表３に示す。
本発明例はいずれも、Ｕ曲げ加工時に腰折れや割れが発生せず、優れた曲げ加工性を有するとともに圧延方向引張強さTSが600MPa以上である高強度薄鋼板となっている。また、本発明例はいずれも、フェライト相を主相とする冷間圧延回復組織を有していた。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所定の高強度が確保できていないか、Ｕ曲げ加工時に腰折れや割れが発生している。
Claims (5)
- 鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、さらに前記冷延板を所定の温度まで加熱し、該加熱温度に一定時間保持し、その後冷却する焼鈍処理を施す連続焼鈍処理工程と、歪みを導入する工程とを順次施し薄鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.025％超0.080％以下、 Si：0.3％以下、
Mn：0.05％以上0.50％以下、 P ：0.05％以下、
S ：0.05％以下、 Sol.Al：0.01％以上0.10％以下、
N ：0.0050％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記熱間圧延工程の加熱温度を1000℃以上とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度をAr3点以上920℃以下とし、前記巻き取りの巻取り温度を700℃以下とし、前記冷間圧延工程の圧延率CRを60％以上85％以下とし、前記連続焼鈍処理工程の加熱温度ATを下記(1)式を満足する温度とし、さらに前記歪みを導入する工程での該歪量を、調質圧延における伸長率相当量で0.3％以上とすることを特徴とする耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
記
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦580 … (1)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.002％以上0.05％以下、B：0.0002％以上0.002％以下、Nb：0.002％以上0.03％以下のうちの１種または２種以上を含有し、前記連続焼鈍処理工程の加熱温度ATを前記(1)式に代えて下記(2)式を満足する温度とすることを特徴とする請求項１に記載の耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
記
28×D＋6.3×CR−370 ≦ AT（℃）≦750… (2)
ここで、AT：連続焼鈍処理工程の加熱温度（℃）、
D：冷間圧延工程前の熱延板の平均結晶粒径（μm）、
CR：冷間圧延工程の圧延率（％） - 前記連続焼鈍処理工程の加熱温度ATを450℃以上とし、前記連続焼鈍処理工程の冷却停止温度を500℃以下とし、前記連続焼鈍処理工程後歪みを導入する工程の前に、溶融亜鉛めっき処理工程を設けることを特徴とする請求項１または２に記載の耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
- 前記溶融亜鉛めっき処理工程後に合金化処理温度を580℃以下とする合金化処理工程を設けることを特徴とする請求項３に記載の耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
- 請求項１ないし４のいずれかに記載の方法により製造された高強度薄鋼板であって、フェライト相を主相とした冷間圧延回復組織を有し、圧延方向の引張強さが600MPa以上であることを特徴とする耐腰折れ性に優れた高強度薄鋼板。
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| CN110846569A (zh) * | 2019-10-23 | 2020-02-28 | 首钢集团有限公司 | 一种低碳冷轧钢及其制备方法、应用 |
| CN114645132A (zh) * | 2020-07-14 | 2022-06-21 | 柳州钢铁股份有限公司 | 性能接近罩退产品的连退spcc钢带 |
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Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008202113A (ja) * | 2007-02-21 | 2008-09-04 | Jfe Steel Kk | 缶用鋼板の製造方法 |
| JP2010138444A (ja) * | 2008-12-11 | 2010-06-24 | Nisshin Steel Co Ltd | 曲げ加工性に優れた高比例限鋼板およびその製造方法 |
| JP2010150571A (ja) * | 2008-12-24 | 2010-07-08 | Jfe Steel Corp | 製缶用鋼板の製造方法 |
| JP2010229545A (ja) * | 2009-03-05 | 2010-10-14 | Jfe Steel Corp | 曲げ加工性に優れた冷延鋼板、その製造方法およびそれを用いた部材 |
| JP2011144426A (ja) * | 2010-01-15 | 2011-07-28 | Jfe Steel Corp | 冷延鋼板およびその製造方法 |
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Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008202113A (ja) * | 2007-02-21 | 2008-09-04 | Jfe Steel Kk | 缶用鋼板の製造方法 |
| JP2010138444A (ja) * | 2008-12-11 | 2010-06-24 | Nisshin Steel Co Ltd | 曲げ加工性に優れた高比例限鋼板およびその製造方法 |
| JP2010150571A (ja) * | 2008-12-24 | 2010-07-08 | Jfe Steel Corp | 製缶用鋼板の製造方法 |
| JP2010229545A (ja) * | 2009-03-05 | 2010-10-14 | Jfe Steel Corp | 曲げ加工性に優れた冷延鋼板、その製造方法およびそれを用いた部材 |
| JP2011144426A (ja) * | 2010-01-15 | 2011-07-28 | Jfe Steel Corp | 冷延鋼板およびその製造方法 |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110846569A (zh) * | 2019-10-23 | 2020-02-28 | 首钢集团有限公司 | 一种低碳冷轧钢及其制备方法、应用 |
| CN114645132A (zh) * | 2020-07-14 | 2022-06-21 | 柳州钢铁股份有限公司 | 性能接近罩退产品的连退spcc钢带 |
| CN114645132B (zh) * | 2020-07-14 | 2023-11-17 | 柳州钢铁股份有限公司 | 性能接近罩退产品的连退spcc钢带 |
| CN115369213A (zh) * | 2022-09-13 | 2022-11-22 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种提高家电用普碳钢延展性及塑性的生产方法 |
| CN115369213B (zh) * | 2022-09-13 | 2023-08-08 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种提高家电用普碳钢延展性及塑性的生产方法 |
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