JP3814134B2 - 加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部材等に使用され、効率よく自動車部材の軽量化を達成することのできる加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性の確保のためにも、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進めていくために、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、高強度鋼板に曲げ変形を加えると、加工後の形状はその高強度ゆえに、加工冶具の形状から離れて加工前の形状の方向にもどりやすくなる。加工を与えても元の形状の方向にもどろうとする現象はスプリング・バックと呼ばれている。このスプリング・バックが発生すると、狙いとする加工部品の形状が得られない。従って、従来の自動車の車体では、主として４４０ＭＰａ以下の高強度鋼板に限って使用されてきた。自動車車体にとっては、４９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を使用して車体の軽量化を進めていく必要があるにもかかわらず、スプリング・バックが少なく形状凍結性の良い高強度鋼板が存在しないのが実状である。付け加えるまでもなく、４４０ＭＰａ以下の高強度鋼板や軟鋼板の加工後の形状凍結性を高めることも、自動車や家電製品などの製品の形状精度を高める上で極めて重要であることはいうまでもない。
【０００３】
また、特開平１０−７２６４４号公報には、圧延面に平行な面における｛２００｝集合組織の集積度が１．５以上であることを特徴とするスプリングバック量が小さいオーステナイト系ステンレス冷延鋼板が開示されている。しかし、フェライト系鋼板のスプリングバック量を小さくする技術については何ら記載されていない。
【０００４】
また一方では、高強度鋼板が適用される複雑な形状の自動車部品へプレス成形可能な良好なプレス成形性を確保することも要求される。高強度鋼板のプレス成形性を向上させる方法として、例えば特開平６−１４５８９２号公報には、鋼中に一定量以上のオーステナイトを残留させ、この残留オーステナイトからマルテンサイトへの加工誘起変態を利用する方法が提案されているが、この様な良加工性の高強度鋼板において、上述の形状凍結性を向上させる方法については明確にされていない。
【０００５】
更に、良好な加工性を有しつつ自動車の衝突時の衝撃エネルギー吸収能を高める方法については、例えば特開平１１−０８０８７９号公報に同じく残留オーステナイトを利用する方法が提案されているが、この様な良好な加工性と衝撃エネルギー吸収能を持つ高強度鋼板において、上述の形状凍結性を向上させる方法については明確にされていない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
曲げ加工を施す自動車用部材に適用する鋼板の強度を増すと、鋼板強度の上昇にしたがってスプリング・バックの量が増大し、形状不良が発生し、高強度鋼板の適用が制限されているのが現状である。また、良好なプレス成形性と高い衝撃エネルギー吸収能は高強度鋼板が自動車部品等に適用されるためには欠くことの出来ない特性である。本発明は、この問題を抜本的に解決して、良好な形状凍結性と良好なプレス成形性及び高い衝撃エネルギー吸収能を兼備する高強度鋼板及びその製造方法を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
従来の知見によれば、スプリング・バックを抑えるための方策としては、鋼板の降伏点を低くすることがとりあえず重要であると考えられていた。そして、降伏点を低くするためには、引張強さの低い鋼板を使用せざるをえなかった。しかしこれだけでは、鋼板の曲げ加工性を向上させ、スプリング・バック量を低く抑えるための根本的な解決にはならない。
【０００８】
そこで本発明者らは、曲げ加工性を向上させてスプリング・バックの発生を根本的に解決するために、新たに鋼板の集合組織の曲げ加工性への影響に着目して、その作用効果を詳細に調査、研究した。そして、曲げ加工性に優れた鋼板を見いだしたものである。すなわち、その結果、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群と｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛１１１｝＜１１０＞の各方位のＸ線ランダム強度比を制御すること、さらには圧延方向のｒ値および圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つをできるだけ低い値にすることで、曲げ加工性が飛躍的に向上することを明らかにしたものである。
【０００９】
しかし、圧延方向のｒ値および圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つを低い値にすると、プレス成形性が劣化することが予想され、形状凍結性と加工性の両立が困難となる。そこで、筆者らは鋭意研究の結果、上記集合組織制御とミクロ組織中へのオーステナイトの残留を同時に成立させ、更に残留オーステナイトの性質を制御することによって、形状凍結性と加工性および衝突エネルギー吸収能を同時に高めることが出来ることを明らかにした。
【００１０】
本発明は前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。
【００１１】
（１） 質量％で、
Ｃ；０．０４〜０．３％、
Ｍｎ；３％以下、
Ｐ：０．２％以下
を含み、更に、
Ｓｉ；０．００３〜３％、
Ａｌ；３％
の一方または双方を合計で０．５％以上３％以下含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織がフェライトもしくはベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で３％以上（ただし５％以下を除く）の残留オーステナイトを含む第２相との複合組織であり、少なくとも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以上でかつ｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下、さらに圧延方向のｒ値および圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが０．７以下であることを特徴とする、加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１２】
（２） 残留オーステナイト中の固溶Ｃ質量％Ｃと鋼材の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって決まる値（Ｍ＝６７８−４２８×Ｃ−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８０以下であることを特徴とする前記（１）項記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１３】
（３） 相当ひずみで５％の塑性変形を与えた後の残留オーステナイト体積分率が２％以上でかつ塑性変形前後の残留オーステナイト体積分率の比が０．３５以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）項記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１４】
（４） 質量％で、
Ｎｉ；３％以下、
Ｃｒ；３％以下、
Ｃｕ；２％以下、
Ｍｏ；２％以下、
Ｗ；２％以下、
Ｓｎ；０．３％以下
の中の１種または２種以上を含み、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ及びＳｎの合計が０．５％以上３．５％以下であることを特徴とする前記（１）〜（３）項のいずれか１項に記載の、加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１５】
（５） 質量％で、Ｃｏを０．０１％以上３％以下含むことを特徴とする、前記（１）〜（４）項の何れか１項に記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１６】
（６） 質量％で、
Ｎｂ；０．３％以下、
Ｔｉ；０．３％以下、
Ｖ；０．３％
以下の１種又は２種以上を合計で０．００１％以上０．３％以下含む事を特徴とした前記（１）〜（５）項のいずれか１項に記載の加工時の形状凍結性に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１８】
（７） Ｂを０．０１質量％以下含むことを特徴とした前記（１）〜（６）項のいずれか１項に記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１９】
（８） 質量％で、
Ｃａ ；０．０００５〜０．００５％、
Ｒｅｍ；０．００１〜０．０２％
の一方もしくは双方を含むことを特徴とした前記（１）〜（７）項のいずれか１項に記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００２０】
（９） 前記（１）〜（８）項の何れか１項に記載の鋼板にめっきをした、加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００２３】
（１０） 前記（１）〜（８）項のいずれか１項に記載の冷延鋼板を製造するにあたり、前記（１）、（４）〜（８）項の何れか１項に記載の成分を有する鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、（Ａｒ３−５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以上となるように制御し、（Ａｒ３−５０）℃以上で熱間圧延を終了し、熱間圧延後冷却して（１）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界温度Ｔｏ以下で巻き取った後、酸洗・冷間圧延を施し、連続焼鈍工程にて鋼の化学成分で決まるＡｃ１変態温度以上、Ａｃ３変態温度以下の温度にて焼鈍し、その後１〜２５０℃／秒の冷却速度で冷却する際に、４８０℃以下３００℃以上の温度範囲の滞留時間を１５秒以上３０分以下に制御することを特徴とする加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板の製造方法。
Ｔｏ＝−６５０．４×｛Ｃ％／（１．８２×Ｃ％−０．００１）｝＋Ｂ・ ・ ・（１）
ここで、Ｂは質量％で表現した鋼の成分より求まる。
Ｂ＝−５０．６×Ｍｎｅｑ＋８９４．３
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ％＋０．２４×Ｎｉ％＋０．１３×Ｓｉ％＋０．３８×Ｍｏ％
＋０．５５×Ｃｒ％＋０．１６×Ｃｕ％−０．５０×Ａｌ％
−０．４５×Ｃｏ％＋０．９０×Ｖ％
但し、
Ａｒ ３ ＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×Ｓｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％
−９２×（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％）
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％
＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３×（Ｃ％） １／２ −１５．２×Ｎｉ％
＋４４．７×Ｓｉ％＋３１．５×Ｍｏ％＋１３．１×Ｗ％
−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７０×Ｐ％
＋４０×Ａｌ％
【００２５】
（１１） 前記（１０）項に記載された方法で製造された冷延鋼板に０．４％以上５％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板の製造方法。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の内容を詳細に説明する。
【００２７】
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および｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値について説明する。
【００２８】
本発明で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ときの、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値が３．０以上でなくてはならない。これが３．０未満では形状凍結性が劣悪となる。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＞および｛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。たと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。さらに１／２板厚における板面の｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値は３．５以下でなくてはならない。これが３．５超であると、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の強度が適正であっても良好な形状凍結性を得ることが困難となる。｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比も上記の方法に従って計算した３次元集合組織から求めれば良い。より望ましくは、｛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、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の相加平均値が２．５未満である。
【００２９】
以上述べた結晶方位のＸ線強度が曲げ加工時の形状凍結性に対して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。
【００３０】
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。当然のことであるが、上述のＸ線強度の限定が板厚１／２近傍だけでなく、なるべく多くの厚み（特に最表層〜板厚の１／４）について満たされることでより一層形状凍結性が良好になる。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。
【００３１】
圧延方向のｒ値（ｒＬ）および圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）について説明する。
【００３２】
本発明において重要である。すなわち本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位のＸ線強度が適正であっても必ずしも良好な形状凍結性が得られないことが判明した。上記のＸ線強度と同時に、ｒＬおよびｒＣのうち少なくとも１つが０．７以下であることが必須である。より好ましくは０．５５以下である。ｒＬおよびｒＣの下限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、ｒ値はＪＩＳ５号引張試験片を用いた引張試験により評価する。引張歪みは通常１５％であるが、均一伸びが１５％を下回る場合には、均一伸びの範囲でできるだけ１５％に近い歪みで評価すればよい。
【００３３】
なお、曲げ加工を施す方向は加工部品によって異なるので特に限定するものではないが、ｒ値が小さい方向に対して垂直もしくは垂直に近い方向に折り曲げる加工を主とすることが好ましい。
【００３４】
ところで一般に集合組織とｒ値とは相関があることが知られているが、本発明においては、既述の結晶方位のＸ線強度比に関する限定とｒ値に関する限定とは互いに同義ではなく、両方の限定が同時に満たされなくては良好な形状凍結性を得ることはできない。
【００３５】
ミクロ組織について説明する。
【００３６】
フェライトとその他の低温生成物（ベイナイト、マルテンサイト、アシキュラーフェライト、ウィッドマンシュテッテンフェライト等）で比較すると、後者の方が集合組織の発達が強いために、高い形状凍結性を確保するためにはフェライトの体積分率は８０％を越えないい様に調整することが好ましい。
【００３７】
実際の自動車部品においては、１つの部品の中で上記のような曲げ加工に起因する形状凍結性が問題になるだけではなく、同一部品の他の部位においては張り出し性や絞り加工性等の良好なプレス加工性が要求される場合が少なくない。従って、上述の集合組織を制御した曲げ加工時の形状凍結性の向上とともに、鋼板そのもののプレス加工性も向上させる必要がある。本発明者らは、本発明鋼の特徴であるｒＬおよびｒＣのうち少なくとも１つが０．７以下であることを満足しつつ、張り出し成形性とともに絞り成形性を高めるための方法として、鋼板中にオーステナイトを残留させることが最も望ましいことを見いだした。
【００３８】
この時、残留オーステナイトの体積分率が３％未満の場合にはその効果が小さいことから、３％を残留オーステナイト体積分率の下限とした。残留オーステナイトの量は多いほど成形性を良好にするが、体積分率で２５％以上の残留オーステナイトを含む場合にはオーステナイトの加工安定性が低下し、逆に鋼材の加工性が低下するために、２５％を残留オーステナイト体積分率の上限とすることが好ましい。
【００３９】
また、体積分率最大の相がフェライトもしくはベイナイト以外の場合には鋼材の強度を必要以上に向上させてその加工性を劣化させたり、不必要な炭化物析出によって必要な量の残留オーステナイトが確保されないことで鋼板の加工性を著しく劣化させたりすることから、体積分率最大の相はフェライトもしくはベイナイトに限定する。
【００４０】
残留オーステナイトの量は例えばＭｏのＫα線を用いたＸ線解析によりフェライトの（２００）面、（２１１）面及びオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の積分反射強度をもちいて、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，２０６ （１９６８) ｐ６０に示された方法にて算出できる。
【００４１】
また、体積分率最大の相であるフェライト又はベイナイトはナイタール腐食写真を元に画像処理もしくはポイントカウント法などを用いて測定することができる。
【００４２】
次に、フロントサイドメンバー等の衝撃吸収用部材は、特徴的にハット型の断面形状をしており、この様な部材の高速での衝突圧潰時の変形を本発明者らが解析した結果、最大では４０％以上の高い歪みまで変形が進んでいるものの、吸収エネルギー全体の約７０％以上が、高速の応力−歪み線図の１０％以下の歪み範囲で吸収されていることを見いだした。従って、高速での衝突エネルギーの吸収能の指標として、１０％以下での高速変形時の動的変形抵抗を採用した。特に、歪み量として３％〜１０％の範囲が最も重要であることから、高速引張り変形時の相当歪みで３％〜１０％の範囲の平均応力σｄｙｎをもって衝撃エネルギー吸収能の指標とした。この高速変形時の平均応力σｄｙｎは、動的な引張り試験（５×１０2〜５×１０3（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定）によって得られる歪み範囲３％〜１０％の平均応力として定義する。
【００４３】
この高速変形時の３％〜１０％の平均応力σｄｙｎは、鋼材の静的な引張り強度（５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試験における最大応力ＴＳ）の上昇に伴って大きくなることが一般的である。従って鋼材の静的な引張り強度を増加させることは部材の衝撃エネルギー吸収能の向上に直接寄与する。しかしながら、鋼材の強度が上昇すると部材への成形性が劣化し、必要な部材形状を得ることが困難となる。従って、同一のＴＳで高いσｄｙｎを持つ鋼材が好ましい。特に部材への加工時の歪みレベルが主に１０％以下であることから、部材への成型時に考慮すべき形状凍結性等の成形性の指標となる低歪み領域での応力が低いことが成形性向上のためには重要である。従ってσｄｙｎと５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｓｔの差が大きいほど静的には成形性に優れ、動的には高い衝撃エネルギーの吸収能を持つと言える。この関係で、特に（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００≧４０の関係を満足する鋼材は、実部材への成形性に優れると同時に衝撃エネルギー吸収能が他の鋼材に比べて高く、部材の総質量を増加させることなく衝撃エネルギー吸収能を向上させることができる。
【００４４】
次に、本発明者らの実験検討の結果、フロントサイドメンバー等の衝撃吸収用部材の成形加工に相当する予変形の量は、部材中の部位によっては最大２０％以上に達する場合もあるが、相当歪みとして０％超１０％以下の部位が大半であり、またこの範囲の予変形の効果を把握することで、部材全体としての予加工後の挙動を推定することが可能であることを見いだした。従って、本発明においては、部材への加工時に与えられる予変形量として相当歪みにして０％超１０％以下の変形を選択した。
【００４５】
この様な、相当歪みにして０％超１０％以下の予変形がなされた後のσｄｙｎとσｓｔが上記の（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００≧４０を満足すると、予加工後も優れた衝撃エネルギー吸収能を持ち、実際にプレス成形によって製造された自動車用部材のエネルギー吸収能が要求特性を満足することが分かった。
【００４６】
本発明者らの実験検討の結果、同一レベルのＴＳに対して、（σｄｙｎ−σｓｔ）は部材への加工が行われる以前の鋼板中に含まれる残留オーステナイト中の固溶炭素量Ｃと鋼材の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって変化することが見いだされた。残留オーステナイト中の炭素濃度は、Ｘ線解析やメスバウアー分光により実験的に求めることが出来、例えば、板状の資料に対してＣｏ、Ｃｕ、ＦｅのＫα線を用いたＸ線解析により、オーステナイトの（００２）、（０２２）、（１１３）、（２２２）面の反射角度を測定し、「Ｘ線回折要論」、Ｂ．Ｄ．Ｃｕｌｌｉｔｙ著（松村源太郎訳）、株式会社アグネの第１１章に記述されているように、反射角度から格子常数を計算し、ｃｏｓ2θ＝０（但しθは反射角度）に外挿する事で得られる格子常数の値から、オーステナイトの格子常数とオーステナイト中の固溶Ｃ濃度との関係（例えばＲ．Ｃ．Ｒｕｈｌ ａｎｄ Ｍ．Ｃｏｈｅｎ，Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｏｆ Ｔｈｅ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ ＡＩＭＥ，ｖｏｌ ２４５ （１９６９） ｐｐ２４１−２５１に記述されている式［１］即ち、格子常数＝３．５７２＋０．０３３×（質量％Ｃ）の関係）を用いてオーステナイト中のＣ濃度に換算する事によってなされる。また、オーステナイトの格子常数に及ぼすその他の元素の効果はそれほど大きく無いことから、無視しても差し支えないことがわかっている。
【００４７】
本発明者らが行った実験結果から、この様にして得られた残留オーステナイト中の固溶Ｃ（Ｃ）と鋼材に添加されている置換型合金元素から求められるＭｎｅｑを用いて計算される値（Ｍ＝６７８−４２８×Ｃ−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８０以下の場合に、同一の静的な引張り強度ＴＳに対して大きな（σｄｙｎ−σｓｔ）を示すことが見いだされた。このときＭが１８０超では、残留オーステナイトが低歪み領域で硬質のマルテンサイトに変態することから、成形性を支配する低歪み領域での静的な応力を上昇させてしまい、形状凍結性等の成形性を劣化させるのみならず、（σｄｙｎ−σｓｔ）の値を小さくすることから、良好な成形性と高い衝撃エネルギー吸収能の両立が得られないためにＭを１８０以下とした。また、Ｍが−１４０未満の場合には、残留オーステナイトの変態が高い歪み領域に限定されるために、良好な成形性は得られるものの（σｄｙｎ−σｓｔ）を増大させる効果がなくなることからＭの下限を−１４０とした。
【００４８】
相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後の残留オーステナイト体積分率の測定も上記の方法によって行うことができる。プレス加工後に高い衝撃エネルギー吸収能を確保するためには、相当歪みで５％の塑性加工後の残留オーステナイト体積分率が２％以上であることが必要である。予変形後の残留オーステナイト体積分率の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、その量（％）が鋼板のＣ濃度（質量％）の１２０倍を越える場合にはオーステナイトの安定性が十分でなく、結果として成形性や衝撃エネルギー吸収能を低下させるために１２０×Ｃ（％）以下とする事が好ましい。ここで、予変形の様式は、単軸引張り、曲げ、プレス成形、鍛造、圧延、造管、拡管等のどの様な変形様式でもかまわない。
【００４９】
また、相当歪みで５％の予変形前後での残留オーステナイト体積分率の比が０．３５未満である場合には、高い衝撃エネルギー吸収能を確保できないことから、これを下限とした。また、この比の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、今想定している最大の予変形量である相当歪みで１０％の予変形を与えた際に、この比が０．９を越えるような場合には、残留オーステナイトが必要以上に安定となり、効果が小さくなるため、相当歪みで１０％の予変形を与えた際の予変形前後での残留オーステナイト体積分率の比は０．９以下とすることが好ましい。
【００５０】
体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの粒径に比べ、残留オーステナイトの平均粒径が大きくなると、残留オーステナイトの安定性そのものが低下し、成形性も衝撃エネルギー吸収能も低下させるために、残留オーステナイト粒はできるだけ細粒にすることが好ましい。従って、体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの粒径に対する残留オーステナイトの平均粒径の比は０．６以下であることが望ましい。この比の下限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、残留オーステナイト粒を極度に細粒化することは必要以上にオーステナイトを安定化することによって残留オーステナイトの効果を小さくするため、体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの粒径に対する残留オーステナイトの平均粒径の比は０．０５以上であることが好ましい。
【００５１】
以下に本発明の化学成分の影響について述べる。
【００５２】
Ｃについて説明する。
【００５３】
Ｃはオーステナイトを室温で安定化させて残留させるために必要なオーステナイトの安定化に貢献する最も安価な元素であるために、本発明において最も重要な元素といえる。鋼材の平均Ｃ量は、室温で確保できる残留オーステナイト体積分率に影響を及ぼすのみならず、製造の加工熱処理中に未変態オーステナイト中に濃化する事で、残留オーステナイトの加工に対する安定性を向上させることが出来る。しかしながら、この添加量が０．０４質量％未満の場合には、最終的に得られる残留オーステナイト体積分率が３％以上を確保することが出来ないので０．０４％を下限とした。一方、鋼材の平均Ｃ量が増加するに従って確保可能な残留オーステナイト体積分率は増加し、残留オーステナイト体積率を確保しつつ残留オーステナイトの安定性を確保することが可能となる。しかしながら、鋼材のＣ添加量が過大になると、必要以上に鋼材の強度を上昇させ、プレス加工等の成形性を阻害するのみならず、静的な強度上昇に比して動的な応力上昇阻害されると共に、溶接性を低下させることによって部品としての鋼材の利用が制限されるようになる。従って鋼材のＣ質量％の上限を０．３％とした。
【００５４】
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎについて説明する。
【００５５】
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎは全てオーステナイトからフェライトへの変態による組織形成を制御するために重要な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量が制限される場合には、この様な元素を適量添加することによって効果的にオーステナイトを残留させることが可能となる。また、これらの元素はＡｌやＳｉ程ではないがセメンタイトの生成を抑制する効果があり、オーステナイトへのＣの濃化を助ける働きもする。更に、これらの元素はＡｌ、Ｓｉと共にマトリックスであるフェライトやベイナイトを固溶強化させることによって、高速での動的変形抵抗を高める働きも持つ。しかしながら、これらの元素の１種もしくは２種以上の添加の合計が０．５質量％未満の場合には、必要な残留オーステナイトの確保が出来なくなるとともに、鋼材の強度が低くなり、有効な車体軽量化が達成できなくなることから、下限を０．５質量％とした。一方、Ｍｎ；３％超、Ｎｉ；３％超、Ｃｒ；３％超、Ｃｕ；２％超、Ｍｏ；２％超、Ｗ；２％超、若しくはＳｎ；０．３超、又はこれらの合計が３．５質量％を超える場合には、母相であるフェライトもしくはベイナイトの硬質化を招き、歪み速度上昇による変形抵抗の増加を阻害するばかりでなく、鋼材の加工性の低下、靭性の低下、さらには鋼材コストの上昇を招くために、各元素の含有量に上限を設けると共に合計量の上限を３．５質量％とした。
【００５６】
Ａｌ、Ｓｉについて説明する。
【００５７】
ＡｌとＳｉは共にフェライトの安定化元素であり、フェライト体積率を増加させることによって鋼材の加工性を向上させる働きがある。また、Ａｌ、Ｓｉ共にセメンタイトの生成を抑制することから、効果的にオーステナイト中へのＣを濃化させることを可能とすることから、室温で適当な体積分率のオーステナイトを残留させるためには不可避的な添加元素である。この様な機能を持つ添加元素としては、Ａｌ、Ｓｉ以外に、ＰやＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等があげられ、この様な元素を適当に添加することも同様な効果が期待される。しかしながら、Ｓｉが０．０００３％未満又はＡｌとＳｉの一種もしくは双方の合計が０．５質量％未満の場合には、セメンタイト生成抑制の効果が十分でなく、オーステナイトの安定化に最も効果的な添加されたＣの多くが炭化物の形で浪費され、本発明に必要な残留オーステナイト体積率を確保することが出来ないかもしくは残留オーステナイトの確保に必要な製造条件が大量生産工程の条件に適しない。従ってＳｉの含有量を０．００３％以上とすると共に、ＡｌとＳｉの一種もしくは双方の合計量の下限を０．５質量％とした。また、ＡｌとＳｉの一種もしくは双方の合計が３％を越える場合には、母相であるフェライトもしくはベイナイトの硬質化や脆化を招き、歪み速度上昇による変形抵抗の増加を阻害するばかりでなく、鋼材の加工性の低下、靱性の低下、さらには鋼材コストの上昇を招き、また化成処理性等の表面処理特性が著しく劣化するために、ＡｌとＳｉの一種もしくは双方の合計量として３質量％を上限値とした。
【００５８】
Ｃｏについて説明する。
【００５９】
Ｃｏは相変態を通じてミクロ組織を制御するために有効な元素であると同時に、残留オーステナイトを安定化することによって衝撃エネルギー吸収能を高める。しかしながら、この添加量が質量％で０．０１％以下の場合にはその効果が小さいためにこれを下限値とした。また、過剰の添加は、コストの上昇と共に延性低下を招くことから、質量％で３％を上限値とした。
【００６０】
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖについて説明する。
【００６１】
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼材を高強度化する事が出来るが、それらの１種又は２種以上の合計が０．３％を越えた場合には母相であるフェライトやベイナイト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出し、高速変形時の可動転位発生源となって、高い動的変形抵抗を得ることが出来なくなる。また、炭化物の生成は、本発明にとって最も重要な残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害し、Ｃを浪費することから上限を０．３質量％とした。但し、これらの元素の添加によって高強度化するためには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの合計で０．００１質量％以上添加することが好ましい。
【００６２】
Ｐについて説明する。
【００６３】
Ｐは、鋼材の高強度化や前述のように残留オーステナイトの確保に有効ではあるが、０．２質量％を越えて添加された場合には体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの変形抵抗を必要以上に高め、かつ高速変形時の変形抵抗の上昇を阻害する。更に、耐置き割れ性の劣化や疲労特性、靱性の劣化を招くことから、０．２質量％をその上限とした。但し、Ｐの添加の効果を得るためには、０．００５質量％以上含有することが好ましい。
【００６４】
Ｂについて説明する。
【００６５】
Ｂは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．０１質量％を越えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、高速変形時の変形抵抗の上昇を阻害すると共に、部品への加工性も低下させることから、上限を０．０１質量％とした。但し、Ｂの添加効果を得るためには、０．０００２質量％以上含有することが好ましい。
【００６６】
Ｃａ、希土類元素（Ｒｅｍ）について説明する。
【００６７】
介在物制御に有効な元素で、適量添加は熱間加工性を向上させるが、過剰の添加は逆に熱間脆化を助長させるため、必要に応じてそれぞれ、Ｃａ：０．０００５〜０．００５質量％、Ｒｅｍ：０．００１〜０．０２質量％とした。ここで、希土類元素とは、Ｙ、Ｓｒおよびランタノイド系の元素を指し、工業的には、これらの混合物であるミッシュメタルとして添加することがコスト的に有利である。
【００６８】
鋼板中のＮはＣと同様にオーステナイトを安定化する事ができるが、同時に鋼材の靱性や延性を劣化させる傾向があるために０．０１質量％以下とすることが望ましい。
【００６９】
またＯは酸化物を形成し介在物として鋼材の加工性、特に伸びフランジ成形性に代表されるような極限変形能や鋼材の疲労強度、靱性を劣化させることから、０．０１質量％以下に制御することが望ましい。
【００７０】
以下に本発明の製造方法について述べる。
【００７１】
スラブ再加熱温度について説明する。
【００７２】
所定の成分に調整された鋼は、鋳造後直接もしくは一旦Ａｒ3変態温度以下まで冷却された後に再加熱された後に熱間圧延される。この時の再加熱温度が１０００℃未満の場合には、熱間圧延を完了するまでに、何らかの加熱装置を設置しなければ熱間圧延完了温度を本発明の範囲内にすることができないためにこれを下限とした。また再加熱温度が１３００℃を越える場合には、加熱時のスケール生成による歩留まり劣化を招くと同時に、製造コストの上昇も招くことから、これを再加熱温度の上限値とした。
【００７３】
熱間圧延条件について説明する。
【００７４】
熱間圧延及びその後の冷却によって所定のミクロ組織と集合組織に制御される。最終的に得られる鋼板の集合組織は熱間圧延の温度領域によって大きく変化する。熱間圧延が（Ａｒ3−５０）℃未満になった場合には熱間圧延完了後に残留しているオーステナイト量が十分でなく、その後のミクロ組織制御ができず、また、多量の加工フェライトが残留することから、これを熱間圧延終了温度の下限とした。熱間圧延終了温度の上限は上記の加熱温度以下であれば特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、低温での圧延ほど鋼板の集合組織の発達が顕著となり、更にミクロ組織の細粒化によって延性が改善されることから、（Ａｒ3＋１５０）℃以下とすることが好ましい。
【００７５】
また、熱間圧延において、（Ａｒ3−５０）℃〜（Ａｒ3＋１００）℃の温度範囲における圧下率は最終的な鋼板の集合組織形成に大きな影響を及ぼし、この温度範囲での圧延率が２５％未満の場合には集合組織の発達が十分でなく、最終的に得られる鋼板が良好な形状凍結性を示さないために、この圧下率を（Ａｒ3−５０）℃〜（Ａｒ3＋１００）℃の温度範囲における圧下率の下限値とした。この圧下率が高いほど所望の集合組織が発達することから、５０％以上であることが好ましく、また７５％以上であれば更に好ましい。
但し、
とする。
【００７６】
この温度範囲での熱間圧延は通常の条件で行われても最終的な鋼板の形状凍結性は高いが、この温度範囲で行われる熱間圧延の少なくとも１パス以上においてその摩擦係数が０．２以下となるように制御した場合には更に最終的な鋼板の形状凍結性が高くなる。
【００７７】
また、仕上げ熱延に先立ってスケール除去を目的とした加工や高圧水噴射、微粒子噴射等が行われることは最終鋼板の表面品位を高める効果があり、好ましい。
【００７８】
熱間圧延後の冷却は、巻取り温度を制御することが最も重要であるが、平均の冷却速度が１５℃／秒以上であることが好ましい。冷却は熱間圧延後速やかに開始されることが望ましい。また冷却の途中に空冷をもうけることも最終的な鋼板の特性を劣化させない。
【００７９】
この様にして形成されたオーステナイトの集合組織を最終的な熱延鋼板に受け継がせるためには、（１）式に示すＴｏ温度以下で巻き取る必要がある。従って鋼の成分で決まるＴｏを巻き取り温度の上限とした。このＴｏ温度は、オーステナイトとオーステナイトと同一成分のフェライトが同一の自由エネルギーを持つ温度として熱力学的に定義され、Ｃ以外の成分の影響も考慮して、（１）式を用いて簡易的に計算することができる。Ｔｏ温度に及ぼす本発明に規定されたこれら以外の成分の影響はそれほど大きくないので、ここでは無視した。冷却が鋼材の化学成分で決まる温度Ｔｏ以上で完了しそのまま巻取り処理が行われた場合には、上記の熱間圧延条件が満足されていた場合でも最終的に得られる鋼板で所望の集合組織が十分に発達せず、鋼板の形状凍結性が高くならない。
ここで、Ｂは質量％で表現した鋼の成分より求まる。
【００８０】
また、巻取り温度が４８０℃超の場合には鋼板中に十分な量のオーステナイトが残留しないことから、これを巻き取り温度の上限値とした。一方巻取り温度が３００℃未満となると、鋼板中の残留オーステナイトが不安定となり、鋼板の加工性を大きく劣化させるために、これを巻き取り温度の下限値とした。
【００８１】
冷間圧延および焼鈍条件について説明する。
【００８２】
本願発明の鋼板を冷間圧延―焼鈍によって製造する場合には、熱間圧延後に所望の集合組織を十分に発達させておくことが必要である。このためには、上述の理由によって、加熱温度は１０００℃〜１３００℃とし、熱間圧延を（Ａｒ3−５０）℃以上で終了し、この時の（Ａｒ3−５０）℃〜（Ａｒ3＋１００）℃の温度範囲における圧下率の下限値を２５％とする必要がある。この温度範囲での熱間圧延において、少なくとも１パス以上においてその摩擦係数が０．２以下となるように制御した場合には更に最終的な鋼板の形状凍結性が高くなる。熱延後の冷却された後の巻取り温度が上述のＴｏ超となった場合には、その後の冷間圧延―焼鈍によって所望の集合組織を発達させることができないために、良好な形状凍結性を達成することができない。従って（１）式で示すＴｏを巻取り温度の上限とした。巻取り温度はＴｏ以下であれば良いが、３００℃未満では冷間圧延時の変形抵抗が大きくなることから、３００℃以上で巻き取ることが望ましい。また、仕上げ熱延開始以前にスケール除去の目的で加工や高圧水噴射、微粒子噴射等が行われることは最終鋼板の表面品位を高める効果があり、好ましい。
【００８３】
以上の方法によって製造された熱延鋼板を酸洗・冷延する際に、冷間圧延圧下率が９５％を越える場合には冷間圧延の負荷が増加しすぎることから、９５％以下の圧下率で冷間圧延されることが望ましい。
【００８４】
冷間圧延後の焼鈍は連続焼鈍ラインにおいて行われる。焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まるＡｃ１温度以下では最終的な鋼板のミクロ組織に残留オーステナイトを含まないことから、これを焼鈍温度の下限とする。また、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まるＡｃ３超である場合には、熱間圧延によって造り込まれた集合組織の多くが壊され、最終的に得られる鋼板の形状凍結性が損なわれるために、これを焼鈍温度の上限値とした。最終的に得られる鋼板の形状凍結性と加工性を両立させるためには、焼鈍温度が（Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／３以下であることが望ましい。
但し、
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％
＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３×（Ｃ％） １／２ −１５．２×Ｎｉ％
＋４４．７×Ｓｉ％＋３１．５×Ｍｏ％＋１３．１×Ｗ％
−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７０×Ｐ％
＋４０×Ａｌ％
とする。
【００８５】
焼鈍後の冷却の平均冷却速度が１℃／秒未満の場合には、最終的に得られる鋼板の集合組織の発達が十分でなく、良好な形状凍結性が得られないために、これを冷却速度の下限とした。また、実用上有意義である０．４ｍｍ〜３．２ｍｍの板厚範囲全ての板厚に対して平均冷却速度を２５０℃／秒超とすることは、過剰の設備投資を必要とすることから、これを冷却速度の下限とした。この冷却は、焼鈍後１０℃／秒以下の低冷却速度での冷却と２０℃／秒以上の鋼冷却速度を組み合わせても良い。
【００８６】
冷却後４８０℃以下３００℃以上の温度領域における合計滞留時間が１５秒未満の場合には最終的に得られる鋼板中の残留オーステナイトの安定性が低く、高い加工性が得られないためにこれを４８０℃以下３００℃以上の温度領域における合計滞留時間の下限値とした。また、この滞留時間が３０分を越える場合には、過剰な長さの炉が必要となり経済的に大きなデメリットを生じるため、これを４８０℃以下３００℃以上の温度領域における合計滞留時間の上限とした。冷却後４８０℃以下３００℃以上の温度領域において滞留させる前に一旦２００℃〜３００℃に冷却された後に再加熱され、４８０℃以下３００℃以上の温度領域において滞留させても良い。
【００８７】
スキンパス圧延について説明する。
【００８８】
以上の方法で製造された本発明鋼に出荷前にスキンパス圧延を施すことは、鋼板の形状を良好にするばかりではなく、鋼板の衝突エネルギー吸収能を高める。この時、スキンパス圧下率が０．４％未満ではこの効果が小さいことからこれをスキンパス圧下率の下限とした。また、５％超のスキンパス圧延を行うためには通常のスキンパス圧延機の改造が必要となり、経済的なデメリットを生じると共に、加工性を著しく劣化させることから、これをスキンパス圧下率の上限とした。
【００８９】
得られた鋼板の加工性が良好であるためには、通常のＪＩＳ５号引張り試験で得られる破断強度（ＴＳ／ＭＰａ）と全伸び（Ｅｌ／％）の積（ＴＳ×Ｅｌ／ＭＰａ・％）が１９０００以上であることが望ましい。また、プレス成形・曲げ成形や液圧成形によって部材に成形された後に良好な衝突エネルギー吸収能を示すためには相当歪みにして１０％の予歪みを加えた前後の残留オーステナイト体積率の比が０．３５以上であること、及び相当歪みにして１０％の予歪みを加えた後の５〜１０％の加工硬化指数が０．１３０以上を満足することが望ましい。
【００９０】
めっきについて説明する。
【００９１】
めっきの種類や方法は特に限定するものではなく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき等の何れでも本発明の効果が得られる。
【００９２】
本発明の鋼板は曲げ加工だけではなく、曲げ、張り出し、絞り等、曲げ加工を主体とする複合成形にも適用できる。
【００９３】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す２５種類の鋼材を１２００℃に加熱し、本発明の範囲内の熱延条件で熱延した鋼帯を酸洗後、冷延して１．０ｍｍ厚とした。その後、本発明の焼鈍条件の範囲内である、各鋼の成分から計算されるＡｃ１変態温度とＡｃ3によって表現される温度（Ａｃ1＋Ａｃ3）／２に９０秒加熱し、５℃／秒で６７０℃まで冷却した後１００℃／秒で３００℃まで冷却し、再加熱後４００℃で５分のベイナイト変態処理を行った後に室温まで冷却した冷延鋼板の冷延方向（Ｌ方向）と直行する方向（Ｃ方向）に単軸引張りにより５％の予変形を付加し、焼き付け処理を模擬するために１７０℃×２０分の熱処理を行った後に鋼材の動的な特性を調査し、予変形する前の静的な特性と比較した結果を表２に示した。
【００９４】
形状凍結性の評価は、２７０ｍｍ長さ×５０ｍｍ幅×板厚の短冊状のサンプルを用い、パンチ幅８０ｍｍ、パンチ肩Ｒ５ｍｍ、ダイ肩Ｒ５ｍｍにて、種々のしわ押さえ厚でハット型に成形した後、壁部の反り量を曲率ρ（ｍｍ）として測定し、その逆数１０００／ρにて行った。１０００／ρが小さいほど形状凍結性は良好である。一般に鋼板の強度が上昇すると形状凍結性が劣化することが知られている。本発明者らが実際の部品成形を行った結果から、上記方法によって測定されたしわ押さえ圧９０ｋＮでの１０００／ρが鋼板の引張り強度ＴＳに対して（０．０１５×ＴＳ−４．５）以下となる場合には、際だって形状凍結性が良好となるために、１０００／ρ≦（０．０１５×ＴＳ−４．５）を良好な形状凍結性の条件として、評価した。ここで、しわ押さえ圧を増加すると、１０００／ρは減少する傾向にある。しかしながら、どの様なしわ押さえ圧を選択しても鋼板の形状凍結性の優位性の順位は変化しない。従って、しわ押さえ圧９０ｋＮでの評価は鋼板の形状凍結性を良く代表している。
【００９５】
高速での変形挙動は、ｏｎｅ−ｂａｒ法高速引張り試験装置を用いて、平均歪み速度が５００〜１５００／ｓとなる条件で引っ張り試験を行い、得られた応力歪み曲線からσｄｙｎを測定した。また静的な引張り試験はインストロン型の引張り試験機を用い、歪み速度が０．００１〜０．００５／ｓとなる条件で引張り試験を行い、得られた応力歪み曲線からσｓｔおよびＴＳを測定した。
【００９６】
鋼の成分が本発明の範囲内のものについては表中の＊１の欄に示した値が正すなわち、目的通り（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００が４０以上であり、かつ＊２に示したように、形状凍結性の指標１０００／ρが（０．０１５×ＴＳ−４．５）以下であることから、これらの鋼が良好な形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能を兼ね備えていることがわかる。これらの関係を図１に示す。
【００９７】
【表１】
【００９８】
【表２】
【０１０１】
（実施例３）
表１のＰ２鋼を１０５０℃から１２８０℃の範囲に加熱し、本発明の範囲で５．０ｍｍ厚までの熱延・冷却・巻き取りを行った後、１．４ｍｍ厚に冷延し、表４に示す条件で焼鈍した。その後実施例１と同様の方法で形状凍結性および静的・動的変形特性を調査し、その結果を表４に示した。冷延後の焼鈍条件又はベイナイト処理温度が本発明の範囲外であるＮｏ．１、Ｎｏ．７、Ｎｏ．９は衝撃エネルギー吸収能を示す表中＊１、および形状凍結性の指標である表中＊２のいずれかもしくは両方が発明の範囲外となっている。一方その他の本発明の範囲内で冷延後焼鈍された鋼板は、いずれも良好な衝撃エネルギー吸収特性と形状凍結性を兼ね備えていることが分かる。
【０１０２】
【表４】
【０１０３】
【発明の効果】
本発明によって、スプリング・バック量が少なく、形状凍結性に優れると同時に高い衝撃エネルギー吸収能を兼備する薄鋼板が提供できるようになり、従来は形状不良の問題から高強度鋼板の適用が難しかった部品にも高強度鋼板が使用できるようになると同時に効率的に自動車の安全性と車体の軽量化を両立することが可能となり、ＣＯ2排出削減等の環境・社会からの要請に応える自動車製造に大きく貢献することが出来る。従って、本発明は、工業的に極めて高い価値のある発明である。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１に示した例の説明図であり、本発明における、衝突時の衝撃エネルギー吸収能の指標である、５×１０2〜５×１０3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎと静的５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｓｔおよび、静的な引張り試験のＴＳを用いた式（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００と形状凍結性の指標である１０００／ρ−（０．０１５×ＴＳ−４．５）との関係を示す図であり、横軸が４０以上、縦軸が０以下の範囲が本発明の範囲であることを示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部材等に使用され、効率よく自動車部材の軽量化を達成することのできる加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性の確保のためにも、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進めていくために、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、高強度鋼板に曲げ変形を加えると、加工後の形状はその高強度ゆえに、加工冶具の形状から離れて加工前の形状の方向にもどりやすくなる。加工を与えても元の形状の方向にもどろうとする現象はスプリング・バックと呼ばれている。このスプリング・バックが発生すると、狙いとする加工部品の形状が得られない。従って、従来の自動車の車体では、主として４４０ＭＰａ以下の高強度鋼板に限って使用されてきた。自動車車体にとっては、４９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を使用して車体の軽量化を進めていく必要があるにもかかわらず、スプリング・バックが少なく形状凍結性の良い高強度鋼板が存在しないのが実状である。付け加えるまでもなく、４４０ＭＰａ以下の高強度鋼板や軟鋼板の加工後の形状凍結性を高めることも、自動車や家電製品などの製品の形状精度を高める上で極めて重要であることはいうまでもない。
【０００３】
また、特開平１０−７２６４４号公報には、圧延面に平行な面における｛２００｝集合組織の集積度が１．５以上であることを特徴とするスプリングバック量が小さいオーステナイト系ステンレス冷延鋼板が開示されている。しかし、フェライト系鋼板のスプリングバック量を小さくする技術については何ら記載されていない。
【０００４】
また一方では、高強度鋼板が適用される複雑な形状の自動車部品へプレス成形可能な良好なプレス成形性を確保することも要求される。高強度鋼板のプレス成形性を向上させる方法として、例えば特開平６−１４５８９２号公報には、鋼中に一定量以上のオーステナイトを残留させ、この残留オーステナイトからマルテンサイトへの加工誘起変態を利用する方法が提案されているが、この様な良加工性の高強度鋼板において、上述の形状凍結性を向上させる方法については明確にされていない。
【０００５】
更に、良好な加工性を有しつつ自動車の衝突時の衝撃エネルギー吸収能を高める方法については、例えば特開平１１−０８０８７９号公報に同じく残留オーステナイトを利用する方法が提案されているが、この様な良好な加工性と衝撃エネルギー吸収能を持つ高強度鋼板において、上述の形状凍結性を向上させる方法については明確にされていない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
曲げ加工を施す自動車用部材に適用する鋼板の強度を増すと、鋼板強度の上昇にしたがってスプリング・バックの量が増大し、形状不良が発生し、高強度鋼板の適用が制限されているのが現状である。また、良好なプレス成形性と高い衝撃エネルギー吸収能は高強度鋼板が自動車部品等に適用されるためには欠くことの出来ない特性である。本発明は、この問題を抜本的に解決して、良好な形状凍結性と良好なプレス成形性及び高い衝撃エネルギー吸収能を兼備する高強度鋼板及びその製造方法を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
従来の知見によれば、スプリング・バックを抑えるための方策としては、鋼板の降伏点を低くすることがとりあえず重要であると考えられていた。そして、降伏点を低くするためには、引張強さの低い鋼板を使用せざるをえなかった。しかしこれだけでは、鋼板の曲げ加工性を向上させ、スプリング・バック量を低く抑えるための根本的な解決にはならない。
【０００８】
そこで本発明者らは、曲げ加工性を向上させてスプリング・バックの発生を根本的に解決するために、新たに鋼板の集合組織の曲げ加工性への影響に着目して、その作用効果を詳細に調査、研究した。そして、曲げ加工性に優れた鋼板を見いだしたものである。すなわち、その結果、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群と｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛１１１｝＜１１０＞の各方位のＸ線ランダム強度比を制御すること、さらには圧延方向のｒ値および圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つをできるだけ低い値にすることで、曲げ加工性が飛躍的に向上することを明らかにしたものである。
【０００９】
しかし、圧延方向のｒ値および圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つを低い値にすると、プレス成形性が劣化することが予想され、形状凍結性と加工性の両立が困難となる。そこで、筆者らは鋭意研究の結果、上記集合組織制御とミクロ組織中へのオーステナイトの残留を同時に成立させ、更に残留オーステナイトの性質を制御することによって、形状凍結性と加工性および衝突エネルギー吸収能を同時に高めることが出来ることを明らかにした。
【００１０】
本発明は前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。
【００１１】
（１） 質量％で、
Ｃ；０．０４〜０．３％、
Ｍｎ；３％以下、
Ｐ：０．２％以下
を含み、更に、
Ｓｉ；０．００３〜３％、
Ａｌ；３％
の一方または双方を合計で０．５％以上３％以下含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織がフェライトもしくはベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で３％以上（ただし５％以下を除く）の残留オーステナイトを含む第２相との複合組織であり、少なくとも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以上でかつ｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下、さらに圧延方向のｒ値および圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが０．７以下であることを特徴とする、加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１２】
（２） 残留オーステナイト中の固溶Ｃ質量％Ｃと鋼材の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって決まる値（Ｍ＝６７８−４２８×Ｃ−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８０以下であることを特徴とする前記（１）項記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１３】
（３） 相当ひずみで５％の塑性変形を与えた後の残留オーステナイト体積分率が２％以上でかつ塑性変形前後の残留オーステナイト体積分率の比が０．３５以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）項記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１４】
（４） 質量％で、
Ｎｉ；３％以下、
Ｃｒ；３％以下、
Ｃｕ；２％以下、
Ｍｏ；２％以下、
Ｗ；２％以下、
Ｓｎ；０．３％以下
の中の１種または２種以上を含み、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ及びＳｎの合計が０．５％以上３．５％以下であることを特徴とする前記（１）〜（３）項のいずれか１項に記載の、加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１５】
（５） 質量％で、Ｃｏを０．０１％以上３％以下含むことを特徴とする、前記（１）〜（４）項の何れか１項に記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１６】
（６） 質量％で、
Ｎｂ；０．３％以下、
Ｔｉ；０．３％以下、
Ｖ；０．３％
以下の１種又は２種以上を合計で０．００１％以上０．３％以下含む事を特徴とした前記（１）〜（５）項のいずれか１項に記載の加工時の形状凍結性に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１８】
（７） Ｂを０．０１質量％以下含むことを特徴とした前記（１）〜（６）項のいずれか１項に記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００１９】
（８） 質量％で、
Ｃａ ；０．０００５〜０．００５％、
Ｒｅｍ；０．００１〜０．０２％
の一方もしくは双方を含むことを特徴とした前記（１）〜（７）項のいずれか１項に記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００２０】
（９） 前記（１）〜（８）項の何れか１項に記載の鋼板にめっきをした、加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
【００２３】
（１０） 前記（１）〜（８）項のいずれか１項に記載の冷延鋼板を製造するにあたり、前記（１）、（４）〜（８）項の何れか１項に記載の成分を有する鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、（Ａｒ３−５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以上となるように制御し、（Ａｒ３−５０）℃以上で熱間圧延を終了し、熱間圧延後冷却して（１）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界温度Ｔｏ以下で巻き取った後、酸洗・冷間圧延を施し、連続焼鈍工程にて鋼の化学成分で決まるＡｃ１変態温度以上、Ａｃ３変態温度以下の温度にて焼鈍し、その後１〜２５０℃／秒の冷却速度で冷却する際に、４８０℃以下３００℃以上の温度範囲の滞留時間を１５秒以上３０分以下に制御することを特徴とする加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板の製造方法。
Ｔｏ＝−６５０．４×｛Ｃ％／（１．８２×Ｃ％−０．００１）｝＋Ｂ・ ・ ・（１）
ここで、Ｂは質量％で表現した鋼の成分より求まる。
Ｂ＝−５０．６×Ｍｎｅｑ＋８９４．３
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ％＋０．２４×Ｎｉ％＋０．１３×Ｓｉ％＋０．３８×Ｍｏ％
＋０．５５×Ｃｒ％＋０．１６×Ｃｕ％−０．５０×Ａｌ％
−０．４５×Ｃｏ％＋０．９０×Ｖ％
但し、
Ａｒ ３ ＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×Ｓｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％
−９２×（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％）
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％
＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３×（Ｃ％） １／２ −１５．２×Ｎｉ％
＋４４．７×Ｓｉ％＋３１．５×Ｍｏ％＋１３．１×Ｗ％
−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７０×Ｐ％
＋４０×Ａｌ％
【００２５】
（１１） 前記（１０）項に記載された方法で製造された冷延鋼板に０．４％以上５％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板の製造方法。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の内容を詳細に説明する。
【００２７】
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および｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値について説明する。
【００２８】
本発明で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ときの、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値が３．０以上でなくてはならない。これが３．０未満では形状凍結性が劣悪となる。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＞および｛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。たと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。さらに１／２板厚における板面の｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値は３．５以下でなくてはならない。これが３．５超であると、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の強度が適正であっても良好な形状凍結性を得ることが困難となる。｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比も上記の方法に従って計算した３次元集合組織から求めれば良い。より望ましくは、｛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、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の相加平均値が２．５未満である。
【００２９】
以上述べた結晶方位のＸ線強度が曲げ加工時の形状凍結性に対して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。
【００３０】
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。当然のことであるが、上述のＸ線強度の限定が板厚１／２近傍だけでなく、なるべく多くの厚み（特に最表層〜板厚の１／４）について満たされることでより一層形状凍結性が良好になる。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。
【００３１】
圧延方向のｒ値（ｒＬ）および圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）について説明する。
【００３２】
本発明において重要である。すなわち本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位のＸ線強度が適正であっても必ずしも良好な形状凍結性が得られないことが判明した。上記のＸ線強度と同時に、ｒＬおよびｒＣのうち少なくとも１つが０．７以下であることが必須である。より好ましくは０．５５以下である。ｒＬおよびｒＣの下限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、ｒ値はＪＩＳ５号引張試験片を用いた引張試験により評価する。引張歪みは通常１５％であるが、均一伸びが１５％を下回る場合には、均一伸びの範囲でできるだけ１５％に近い歪みで評価すればよい。
【００３３】
なお、曲げ加工を施す方向は加工部品によって異なるので特に限定するものではないが、ｒ値が小さい方向に対して垂直もしくは垂直に近い方向に折り曲げる加工を主とすることが好ましい。
【００３４】
ところで一般に集合組織とｒ値とは相関があることが知られているが、本発明においては、既述の結晶方位のＸ線強度比に関する限定とｒ値に関する限定とは互いに同義ではなく、両方の限定が同時に満たされなくては良好な形状凍結性を得ることはできない。
【００３５】
ミクロ組織について説明する。
【００３６】
フェライトとその他の低温生成物（ベイナイト、マルテンサイト、アシキュラーフェライト、ウィッドマンシュテッテンフェライト等）で比較すると、後者の方が集合組織の発達が強いために、高い形状凍結性を確保するためにはフェライトの体積分率は８０％を越えないい様に調整することが好ましい。
【００３７】
実際の自動車部品においては、１つの部品の中で上記のような曲げ加工に起因する形状凍結性が問題になるだけではなく、同一部品の他の部位においては張り出し性や絞り加工性等の良好なプレス加工性が要求される場合が少なくない。従って、上述の集合組織を制御した曲げ加工時の形状凍結性の向上とともに、鋼板そのもののプレス加工性も向上させる必要がある。本発明者らは、本発明鋼の特徴であるｒＬおよびｒＣのうち少なくとも１つが０．７以下であることを満足しつつ、張り出し成形性とともに絞り成形性を高めるための方法として、鋼板中にオーステナイトを残留させることが最も望ましいことを見いだした。
【００３８】
この時、残留オーステナイトの体積分率が３％未満の場合にはその効果が小さいことから、３％を残留オーステナイト体積分率の下限とした。残留オーステナイトの量は多いほど成形性を良好にするが、体積分率で２５％以上の残留オーステナイトを含む場合にはオーステナイトの加工安定性が低下し、逆に鋼材の加工性が低下するために、２５％を残留オーステナイト体積分率の上限とすることが好ましい。
【００３９】
また、体積分率最大の相がフェライトもしくはベイナイト以外の場合には鋼材の強度を必要以上に向上させてその加工性を劣化させたり、不必要な炭化物析出によって必要な量の残留オーステナイトが確保されないことで鋼板の加工性を著しく劣化させたりすることから、体積分率最大の相はフェライトもしくはベイナイトに限定する。
【００４０】
残留オーステナイトの量は例えばＭｏのＫα線を用いたＸ線解析によりフェライトの（２００）面、（２１１）面及びオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の積分反射強度をもちいて、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，２０６ （１９６８) ｐ６０に示された方法にて算出できる。
【００４１】
また、体積分率最大の相であるフェライト又はベイナイトはナイタール腐食写真を元に画像処理もしくはポイントカウント法などを用いて測定することができる。
【００４２】
次に、フロントサイドメンバー等の衝撃吸収用部材は、特徴的にハット型の断面形状をしており、この様な部材の高速での衝突圧潰時の変形を本発明者らが解析した結果、最大では４０％以上の高い歪みまで変形が進んでいるものの、吸収エネルギー全体の約７０％以上が、高速の応力−歪み線図の１０％以下の歪み範囲で吸収されていることを見いだした。従って、高速での衝突エネルギーの吸収能の指標として、１０％以下での高速変形時の動的変形抵抗を採用した。特に、歪み量として３％〜１０％の範囲が最も重要であることから、高速引張り変形時の相当歪みで３％〜１０％の範囲の平均応力σｄｙｎをもって衝撃エネルギー吸収能の指標とした。この高速変形時の平均応力σｄｙｎは、動的な引張り試験（５×１０2〜５×１０3（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定）によって得られる歪み範囲３％〜１０％の平均応力として定義する。
【００４３】
この高速変形時の３％〜１０％の平均応力σｄｙｎは、鋼材の静的な引張り強度（５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試験における最大応力ＴＳ）の上昇に伴って大きくなることが一般的である。従って鋼材の静的な引張り強度を増加させることは部材の衝撃エネルギー吸収能の向上に直接寄与する。しかしながら、鋼材の強度が上昇すると部材への成形性が劣化し、必要な部材形状を得ることが困難となる。従って、同一のＴＳで高いσｄｙｎを持つ鋼材が好ましい。特に部材への加工時の歪みレベルが主に１０％以下であることから、部材への成型時に考慮すべき形状凍結性等の成形性の指標となる低歪み領域での応力が低いことが成形性向上のためには重要である。従ってσｄｙｎと５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｓｔの差が大きいほど静的には成形性に優れ、動的には高い衝撃エネルギーの吸収能を持つと言える。この関係で、特に（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００≧４０の関係を満足する鋼材は、実部材への成形性に優れると同時に衝撃エネルギー吸収能が他の鋼材に比べて高く、部材の総質量を増加させることなく衝撃エネルギー吸収能を向上させることができる。
【００４４】
次に、本発明者らの実験検討の結果、フロントサイドメンバー等の衝撃吸収用部材の成形加工に相当する予変形の量は、部材中の部位によっては最大２０％以上に達する場合もあるが、相当歪みとして０％超１０％以下の部位が大半であり、またこの範囲の予変形の効果を把握することで、部材全体としての予加工後の挙動を推定することが可能であることを見いだした。従って、本発明においては、部材への加工時に与えられる予変形量として相当歪みにして０％超１０％以下の変形を選択した。
【００４５】
この様な、相当歪みにして０％超１０％以下の予変形がなされた後のσｄｙｎとσｓｔが上記の（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００≧４０を満足すると、予加工後も優れた衝撃エネルギー吸収能を持ち、実際にプレス成形によって製造された自動車用部材のエネルギー吸収能が要求特性を満足することが分かった。
【００４６】
本発明者らの実験検討の結果、同一レベルのＴＳに対して、（σｄｙｎ−σｓｔ）は部材への加工が行われる以前の鋼板中に含まれる残留オーステナイト中の固溶炭素量Ｃと鋼材の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって変化することが見いだされた。残留オーステナイト中の炭素濃度は、Ｘ線解析やメスバウアー分光により実験的に求めることが出来、例えば、板状の資料に対してＣｏ、Ｃｕ、ＦｅのＫα線を用いたＸ線解析により、オーステナイトの（００２）、（０２２）、（１１３）、（２２２）面の反射角度を測定し、「Ｘ線回折要論」、Ｂ．Ｄ．Ｃｕｌｌｉｔｙ著（松村源太郎訳）、株式会社アグネの第１１章に記述されているように、反射角度から格子常数を計算し、ｃｏｓ2θ＝０（但しθは反射角度）に外挿する事で得られる格子常数の値から、オーステナイトの格子常数とオーステナイト中の固溶Ｃ濃度との関係（例えばＲ．Ｃ．Ｒｕｈｌ ａｎｄ Ｍ．Ｃｏｈｅｎ，Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｏｆ Ｔｈｅ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ ＡＩＭＥ，ｖｏｌ ２４５ （１９６９） ｐｐ２４１−２５１に記述されている式［１］即ち、格子常数＝３．５７２＋０．０３３×（質量％Ｃ）の関係）を用いてオーステナイト中のＣ濃度に換算する事によってなされる。また、オーステナイトの格子常数に及ぼすその他の元素の効果はそれほど大きく無いことから、無視しても差し支えないことがわかっている。
【００４７】
本発明者らが行った実験結果から、この様にして得られた残留オーステナイト中の固溶Ｃ（Ｃ）と鋼材に添加されている置換型合金元素から求められるＭｎｅｑを用いて計算される値（Ｍ＝６７８−４２８×Ｃ−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８０以下の場合に、同一の静的な引張り強度ＴＳに対して大きな（σｄｙｎ−σｓｔ）を示すことが見いだされた。このときＭが１８０超では、残留オーステナイトが低歪み領域で硬質のマルテンサイトに変態することから、成形性を支配する低歪み領域での静的な応力を上昇させてしまい、形状凍結性等の成形性を劣化させるのみならず、（σｄｙｎ−σｓｔ）の値を小さくすることから、良好な成形性と高い衝撃エネルギー吸収能の両立が得られないためにＭを１８０以下とした。また、Ｍが−１４０未満の場合には、残留オーステナイトの変態が高い歪み領域に限定されるために、良好な成形性は得られるものの（σｄｙｎ−σｓｔ）を増大させる効果がなくなることからＭの下限を−１４０とした。
【００４８】
相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後の残留オーステナイト体積分率の測定も上記の方法によって行うことができる。プレス加工後に高い衝撃エネルギー吸収能を確保するためには、相当歪みで５％の塑性加工後の残留オーステナイト体積分率が２％以上であることが必要である。予変形後の残留オーステナイト体積分率の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、その量（％）が鋼板のＣ濃度（質量％）の１２０倍を越える場合にはオーステナイトの安定性が十分でなく、結果として成形性や衝撃エネルギー吸収能を低下させるために１２０×Ｃ（％）以下とする事が好ましい。ここで、予変形の様式は、単軸引張り、曲げ、プレス成形、鍛造、圧延、造管、拡管等のどの様な変形様式でもかまわない。
【００４９】
また、相当歪みで５％の予変形前後での残留オーステナイト体積分率の比が０．３５未満である場合には、高い衝撃エネルギー吸収能を確保できないことから、これを下限とした。また、この比の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、今想定している最大の予変形量である相当歪みで１０％の予変形を与えた際に、この比が０．９を越えるような場合には、残留オーステナイトが必要以上に安定となり、効果が小さくなるため、相当歪みで１０％の予変形を与えた際の予変形前後での残留オーステナイト体積分率の比は０．９以下とすることが好ましい。
【００５０】
体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの粒径に比べ、残留オーステナイトの平均粒径が大きくなると、残留オーステナイトの安定性そのものが低下し、成形性も衝撃エネルギー吸収能も低下させるために、残留オーステナイト粒はできるだけ細粒にすることが好ましい。従って、体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの粒径に対する残留オーステナイトの平均粒径の比は０．６以下であることが望ましい。この比の下限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、残留オーステナイト粒を極度に細粒化することは必要以上にオーステナイトを安定化することによって残留オーステナイトの効果を小さくするため、体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの粒径に対する残留オーステナイトの平均粒径の比は０．０５以上であることが好ましい。
【００５１】
以下に本発明の化学成分の影響について述べる。
【００５２】
Ｃについて説明する。
【００５３】
Ｃはオーステナイトを室温で安定化させて残留させるために必要なオーステナイトの安定化に貢献する最も安価な元素であるために、本発明において最も重要な元素といえる。鋼材の平均Ｃ量は、室温で確保できる残留オーステナイト体積分率に影響を及ぼすのみならず、製造の加工熱処理中に未変態オーステナイト中に濃化する事で、残留オーステナイトの加工に対する安定性を向上させることが出来る。しかしながら、この添加量が０．０４質量％未満の場合には、最終的に得られる残留オーステナイト体積分率が３％以上を確保することが出来ないので０．０４％を下限とした。一方、鋼材の平均Ｃ量が増加するに従って確保可能な残留オーステナイト体積分率は増加し、残留オーステナイト体積率を確保しつつ残留オーステナイトの安定性を確保することが可能となる。しかしながら、鋼材のＣ添加量が過大になると、必要以上に鋼材の強度を上昇させ、プレス加工等の成形性を阻害するのみならず、静的な強度上昇に比して動的な応力上昇阻害されると共に、溶接性を低下させることによって部品としての鋼材の利用が制限されるようになる。従って鋼材のＣ質量％の上限を０．３％とした。
【００５４】
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎについて説明する。
【００５５】
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎは全てオーステナイトからフェライトへの変態による組織形成を制御するために重要な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量が制限される場合には、この様な元素を適量添加することによって効果的にオーステナイトを残留させることが可能となる。また、これらの元素はＡｌやＳｉ程ではないがセメンタイトの生成を抑制する効果があり、オーステナイトへのＣの濃化を助ける働きもする。更に、これらの元素はＡｌ、Ｓｉと共にマトリックスであるフェライトやベイナイトを固溶強化させることによって、高速での動的変形抵抗を高める働きも持つ。しかしながら、これらの元素の１種もしくは２種以上の添加の合計が０．５質量％未満の場合には、必要な残留オーステナイトの確保が出来なくなるとともに、鋼材の強度が低くなり、有効な車体軽量化が達成できなくなることから、下限を０．５質量％とした。一方、Ｍｎ；３％超、Ｎｉ；３％超、Ｃｒ；３％超、Ｃｕ；２％超、Ｍｏ；２％超、Ｗ；２％超、若しくはＳｎ；０．３超、又はこれらの合計が３．５質量％を超える場合には、母相であるフェライトもしくはベイナイトの硬質化を招き、歪み速度上昇による変形抵抗の増加を阻害するばかりでなく、鋼材の加工性の低下、靭性の低下、さらには鋼材コストの上昇を招くために、各元素の含有量に上限を設けると共に合計量の上限を３．５質量％とした。
【００５６】
Ａｌ、Ｓｉについて説明する。
【００５７】
ＡｌとＳｉは共にフェライトの安定化元素であり、フェライト体積率を増加させることによって鋼材の加工性を向上させる働きがある。また、Ａｌ、Ｓｉ共にセメンタイトの生成を抑制することから、効果的にオーステナイト中へのＣを濃化させることを可能とすることから、室温で適当な体積分率のオーステナイトを残留させるためには不可避的な添加元素である。この様な機能を持つ添加元素としては、Ａｌ、Ｓｉ以外に、ＰやＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等があげられ、この様な元素を適当に添加することも同様な効果が期待される。しかしながら、Ｓｉが０．０００３％未満又はＡｌとＳｉの一種もしくは双方の合計が０．５質量％未満の場合には、セメンタイト生成抑制の効果が十分でなく、オーステナイトの安定化に最も効果的な添加されたＣの多くが炭化物の形で浪費され、本発明に必要な残留オーステナイト体積率を確保することが出来ないかもしくは残留オーステナイトの確保に必要な製造条件が大量生産工程の条件に適しない。従ってＳｉの含有量を０．００３％以上とすると共に、ＡｌとＳｉの一種もしくは双方の合計量の下限を０．５質量％とした。また、ＡｌとＳｉの一種もしくは双方の合計が３％を越える場合には、母相であるフェライトもしくはベイナイトの硬質化や脆化を招き、歪み速度上昇による変形抵抗の増加を阻害するばかりでなく、鋼材の加工性の低下、靱性の低下、さらには鋼材コストの上昇を招き、また化成処理性等の表面処理特性が著しく劣化するために、ＡｌとＳｉの一種もしくは双方の合計量として３質量％を上限値とした。
【００５８】
Ｃｏについて説明する。
【００５９】
Ｃｏは相変態を通じてミクロ組織を制御するために有効な元素であると同時に、残留オーステナイトを安定化することによって衝撃エネルギー吸収能を高める。しかしながら、この添加量が質量％で０．０１％以下の場合にはその効果が小さいためにこれを下限値とした。また、過剰の添加は、コストの上昇と共に延性低下を招くことから、質量％で３％を上限値とした。
【００６０】
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖについて説明する。
【００６１】
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼材を高強度化する事が出来るが、それらの１種又は２種以上の合計が０．３％を越えた場合には母相であるフェライトやベイナイト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出し、高速変形時の可動転位発生源となって、高い動的変形抵抗を得ることが出来なくなる。また、炭化物の生成は、本発明にとって最も重要な残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害し、Ｃを浪費することから上限を０．３質量％とした。但し、これらの元素の添加によって高強度化するためには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの合計で０．００１質量％以上添加することが好ましい。
【００６２】
Ｐについて説明する。
【００６３】
Ｐは、鋼材の高強度化や前述のように残留オーステナイトの確保に有効ではあるが、０．２質量％を越えて添加された場合には体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの変形抵抗を必要以上に高め、かつ高速変形時の変形抵抗の上昇を阻害する。更に、耐置き割れ性の劣化や疲労特性、靱性の劣化を招くことから、０．２質量％をその上限とした。但し、Ｐの添加の効果を得るためには、０．００５質量％以上含有することが好ましい。
【００６４】
Ｂについて説明する。
【００６５】
Ｂは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．０１質量％を越えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、高速変形時の変形抵抗の上昇を阻害すると共に、部品への加工性も低下させることから、上限を０．０１質量％とした。但し、Ｂの添加効果を得るためには、０．０００２質量％以上含有することが好ましい。
【００６６】
Ｃａ、希土類元素（Ｒｅｍ）について説明する。
【００６７】
介在物制御に有効な元素で、適量添加は熱間加工性を向上させるが、過剰の添加は逆に熱間脆化を助長させるため、必要に応じてそれぞれ、Ｃａ：０．０００５〜０．００５質量％、Ｒｅｍ：０．００１〜０．０２質量％とした。ここで、希土類元素とは、Ｙ、Ｓｒおよびランタノイド系の元素を指し、工業的には、これらの混合物であるミッシュメタルとして添加することがコスト的に有利である。
【００６８】
鋼板中のＮはＣと同様にオーステナイトを安定化する事ができるが、同時に鋼材の靱性や延性を劣化させる傾向があるために０．０１質量％以下とすることが望ましい。
【００６９】
またＯは酸化物を形成し介在物として鋼材の加工性、特に伸びフランジ成形性に代表されるような極限変形能や鋼材の疲労強度、靱性を劣化させることから、０．０１質量％以下に制御することが望ましい。
【００７０】
以下に本発明の製造方法について述べる。
【００７１】
スラブ再加熱温度について説明する。
【００７２】
所定の成分に調整された鋼は、鋳造後直接もしくは一旦Ａｒ3変態温度以下まで冷却された後に再加熱された後に熱間圧延される。この時の再加熱温度が１０００℃未満の場合には、熱間圧延を完了するまでに、何らかの加熱装置を設置しなければ熱間圧延完了温度を本発明の範囲内にすることができないためにこれを下限とした。また再加熱温度が１３００℃を越える場合には、加熱時のスケール生成による歩留まり劣化を招くと同時に、製造コストの上昇も招くことから、これを再加熱温度の上限値とした。
【００７３】
熱間圧延条件について説明する。
【００７４】
熱間圧延及びその後の冷却によって所定のミクロ組織と集合組織に制御される。最終的に得られる鋼板の集合組織は熱間圧延の温度領域によって大きく変化する。熱間圧延が（Ａｒ3−５０）℃未満になった場合には熱間圧延完了後に残留しているオーステナイト量が十分でなく、その後のミクロ組織制御ができず、また、多量の加工フェライトが残留することから、これを熱間圧延終了温度の下限とした。熱間圧延終了温度の上限は上記の加熱温度以下であれば特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、低温での圧延ほど鋼板の集合組織の発達が顕著となり、更にミクロ組織の細粒化によって延性が改善されることから、（Ａｒ3＋１５０）℃以下とすることが好ましい。
【００７５】
また、熱間圧延において、（Ａｒ3−５０）℃〜（Ａｒ3＋１００）℃の温度範囲における圧下率は最終的な鋼板の集合組織形成に大きな影響を及ぼし、この温度範囲での圧延率が２５％未満の場合には集合組織の発達が十分でなく、最終的に得られる鋼板が良好な形状凍結性を示さないために、この圧下率を（Ａｒ3−５０）℃〜（Ａｒ3＋１００）℃の温度範囲における圧下率の下限値とした。この圧下率が高いほど所望の集合組織が発達することから、５０％以上であることが好ましく、また７５％以上であれば更に好ましい。
但し、
【００７６】
この温度範囲での熱間圧延は通常の条件で行われても最終的な鋼板の形状凍結性は高いが、この温度範囲で行われる熱間圧延の少なくとも１パス以上においてその摩擦係数が０．２以下となるように制御した場合には更に最終的な鋼板の形状凍結性が高くなる。
【００７７】
また、仕上げ熱延に先立ってスケール除去を目的とした加工や高圧水噴射、微粒子噴射等が行われることは最終鋼板の表面品位を高める効果があり、好ましい。
【００７８】
熱間圧延後の冷却は、巻取り温度を制御することが最も重要であるが、平均の冷却速度が１５℃／秒以上であることが好ましい。冷却は熱間圧延後速やかに開始されることが望ましい。また冷却の途中に空冷をもうけることも最終的な鋼板の特性を劣化させない。
【００７９】
この様にして形成されたオーステナイトの集合組織を最終的な熱延鋼板に受け継がせるためには、（１）式に示すＴｏ温度以下で巻き取る必要がある。従って鋼の成分で決まるＴｏを巻き取り温度の上限とした。このＴｏ温度は、オーステナイトとオーステナイトと同一成分のフェライトが同一の自由エネルギーを持つ温度として熱力学的に定義され、Ｃ以外の成分の影響も考慮して、（１）式を用いて簡易的に計算することができる。Ｔｏ温度に及ぼす本発明に規定されたこれら以外の成分の影響はそれほど大きくないので、ここでは無視した。冷却が鋼材の化学成分で決まる温度Ｔｏ以上で完了しそのまま巻取り処理が行われた場合には、上記の熱間圧延条件が満足されていた場合でも最終的に得られる鋼板で所望の集合組織が十分に発達せず、鋼板の形状凍結性が高くならない。
また、巻取り温度が４８０℃超の場合には鋼板中に十分な量のオーステナイトが残留しないことから、これを巻き取り温度の上限値とした。一方巻取り温度が３００℃未満となると、鋼板中の残留オーステナイトが不安定となり、鋼板の加工性を大きく劣化させるために、これを巻き取り温度の下限値とした。
【００８１】
冷間圧延および焼鈍条件について説明する。
【００８２】
本願発明の鋼板を冷間圧延―焼鈍によって製造する場合には、熱間圧延後に所望の集合組織を十分に発達させておくことが必要である。このためには、上述の理由によって、加熱温度は１０００℃〜１３００℃とし、熱間圧延を（Ａｒ3−５０）℃以上で終了し、この時の（Ａｒ3−５０）℃〜（Ａｒ3＋１００）℃の温度範囲における圧下率の下限値を２５％とする必要がある。この温度範囲での熱間圧延において、少なくとも１パス以上においてその摩擦係数が０．２以下となるように制御した場合には更に最終的な鋼板の形状凍結性が高くなる。熱延後の冷却された後の巻取り温度が上述のＴｏ超となった場合には、その後の冷間圧延―焼鈍によって所望の集合組織を発達させることができないために、良好な形状凍結性を達成することができない。従って（１）式で示すＴｏを巻取り温度の上限とした。巻取り温度はＴｏ以下であれば良いが、３００℃未満では冷間圧延時の変形抵抗が大きくなることから、３００℃以上で巻き取ることが望ましい。また、仕上げ熱延開始以前にスケール除去の目的で加工や高圧水噴射、微粒子噴射等が行われることは最終鋼板の表面品位を高める効果があり、好ましい。
【００８３】
以上の方法によって製造された熱延鋼板を酸洗・冷延する際に、冷間圧延圧下率が９５％を越える場合には冷間圧延の負荷が増加しすぎることから、９５％以下の圧下率で冷間圧延されることが望ましい。
【００８４】
冷間圧延後の焼鈍は連続焼鈍ラインにおいて行われる。焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まるＡｃ１温度以下では最終的な鋼板のミクロ組織に残留オーステナイトを含まないことから、これを焼鈍温度の下限とする。また、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まるＡｃ３超である場合には、熱間圧延によって造り込まれた集合組織の多くが壊され、最終的に得られる鋼板の形状凍結性が損なわれるために、これを焼鈍温度の上限値とした。最終的に得られる鋼板の形状凍結性と加工性を両立させるためには、焼鈍温度が（Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／３以下であることが望ましい。
但し、
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％
＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３×（Ｃ％） １／２ −１５．２×Ｎｉ％
＋４４．７×Ｓｉ％＋３１．５×Ｍｏ％＋１３．１×Ｗ％
−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７０×Ｐ％
＋４０×Ａｌ％
とする。
【００８５】
焼鈍後の冷却の平均冷却速度が１℃／秒未満の場合には、最終的に得られる鋼板の集合組織の発達が十分でなく、良好な形状凍結性が得られないために、これを冷却速度の下限とした。また、実用上有意義である０．４ｍｍ〜３．２ｍｍの板厚範囲全ての板厚に対して平均冷却速度を２５０℃／秒超とすることは、過剰の設備投資を必要とすることから、これを冷却速度の下限とした。この冷却は、焼鈍後１０℃／秒以下の低冷却速度での冷却と２０℃／秒以上の鋼冷却速度を組み合わせても良い。
【００８６】
冷却後４８０℃以下３００℃以上の温度領域における合計滞留時間が１５秒未満の場合には最終的に得られる鋼板中の残留オーステナイトの安定性が低く、高い加工性が得られないためにこれを４８０℃以下３００℃以上の温度領域における合計滞留時間の下限値とした。また、この滞留時間が３０分を越える場合には、過剰な長さの炉が必要となり経済的に大きなデメリットを生じるため、これを４８０℃以下３００℃以上の温度領域における合計滞留時間の上限とした。冷却後４８０℃以下３００℃以上の温度領域において滞留させる前に一旦２００℃〜３００℃に冷却された後に再加熱され、４８０℃以下３００℃以上の温度領域において滞留させても良い。
【００８７】
スキンパス圧延について説明する。
【００８８】
以上の方法で製造された本発明鋼に出荷前にスキンパス圧延を施すことは、鋼板の形状を良好にするばかりではなく、鋼板の衝突エネルギー吸収能を高める。この時、スキンパス圧下率が０．４％未満ではこの効果が小さいことからこれをスキンパス圧下率の下限とした。また、５％超のスキンパス圧延を行うためには通常のスキンパス圧延機の改造が必要となり、経済的なデメリットを生じると共に、加工性を著しく劣化させることから、これをスキンパス圧下率の上限とした。
【００８９】
得られた鋼板の加工性が良好であるためには、通常のＪＩＳ５号引張り試験で得られる破断強度（ＴＳ／ＭＰａ）と全伸び（Ｅｌ／％）の積（ＴＳ×Ｅｌ／ＭＰａ・％）が１９０００以上であることが望ましい。また、プレス成形・曲げ成形や液圧成形によって部材に成形された後に良好な衝突エネルギー吸収能を示すためには相当歪みにして１０％の予歪みを加えた前後の残留オーステナイト体積率の比が０．３５以上であること、及び相当歪みにして１０％の予歪みを加えた後の５〜１０％の加工硬化指数が０．１３０以上を満足することが望ましい。
【００９０】
めっきについて説明する。
【００９１】
めっきの種類や方法は特に限定するものではなく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき等の何れでも本発明の効果が得られる。
【００９２】
本発明の鋼板は曲げ加工だけではなく、曲げ、張り出し、絞り等、曲げ加工を主体とする複合成形にも適用できる。
【００９３】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す２５種類の鋼材を１２００℃に加熱し、本発明の範囲内の熱延条件で熱延した鋼帯を酸洗後、冷延して１．０ｍｍ厚とした。その後、本発明の焼鈍条件の範囲内である、各鋼の成分から計算されるＡｃ１変態温度とＡｃ3によって表現される温度（Ａｃ1＋Ａｃ3）／２に９０秒加熱し、５℃／秒で６７０℃まで冷却した後１００℃／秒で３００℃まで冷却し、再加熱後４００℃で５分のベイナイト変態処理を行った後に室温まで冷却した冷延鋼板の冷延方向（Ｌ方向）と直行する方向（Ｃ方向）に単軸引張りにより５％の予変形を付加し、焼き付け処理を模擬するために１７０℃×２０分の熱処理を行った後に鋼材の動的な特性を調査し、予変形する前の静的な特性と比較した結果を表２に示した。
【００９４】
形状凍結性の評価は、２７０ｍｍ長さ×５０ｍｍ幅×板厚の短冊状のサンプルを用い、パンチ幅８０ｍｍ、パンチ肩Ｒ５ｍｍ、ダイ肩Ｒ５ｍｍにて、種々のしわ押さえ厚でハット型に成形した後、壁部の反り量を曲率ρ（ｍｍ）として測定し、その逆数１０００／ρにて行った。１０００／ρが小さいほど形状凍結性は良好である。一般に鋼板の強度が上昇すると形状凍結性が劣化することが知られている。本発明者らが実際の部品成形を行った結果から、上記方法によって測定されたしわ押さえ圧９０ｋＮでの１０００／ρが鋼板の引張り強度ＴＳに対して（０．０１５×ＴＳ−４．５）以下となる場合には、際だって形状凍結性が良好となるために、１０００／ρ≦（０．０１５×ＴＳ−４．５）を良好な形状凍結性の条件として、評価した。ここで、しわ押さえ圧を増加すると、１０００／ρは減少する傾向にある。しかしながら、どの様なしわ押さえ圧を選択しても鋼板の形状凍結性の優位性の順位は変化しない。従って、しわ押さえ圧９０ｋＮでの評価は鋼板の形状凍結性を良く代表している。
【００９５】
高速での変形挙動は、ｏｎｅ−ｂａｒ法高速引張り試験装置を用いて、平均歪み速度が５００〜１５００／ｓとなる条件で引っ張り試験を行い、得られた応力歪み曲線からσｄｙｎを測定した。また静的な引張り試験はインストロン型の引張り試験機を用い、歪み速度が０．００１〜０．００５／ｓとなる条件で引張り試験を行い、得られた応力歪み曲線からσｓｔおよびＴＳを測定した。
【００９６】
鋼の成分が本発明の範囲内のものについては表中の＊１の欄に示した値が正すなわち、目的通り（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００が４０以上であり、かつ＊２に示したように、形状凍結性の指標１０００／ρが（０．０１５×ＴＳ−４．５）以下であることから、これらの鋼が良好な形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能を兼ね備えていることがわかる。これらの関係を図１に示す。
【００９７】
【表１】
【表２】
（実施例３）
表１のＰ２鋼を１０５０℃から１２８０℃の範囲に加熱し、本発明の範囲で５．０ｍｍ厚までの熱延・冷却・巻き取りを行った後、１．４ｍｍ厚に冷延し、表４に示す条件で焼鈍した。その後実施例１と同様の方法で形状凍結性および静的・動的変形特性を調査し、その結果を表４に示した。冷延後の焼鈍条件又はベイナイト処理温度が本発明の範囲外であるＮｏ．１、Ｎｏ．７、Ｎｏ．９は衝撃エネルギー吸収能を示す表中＊１、および形状凍結性の指標である表中＊２のいずれかもしくは両方が発明の範囲外となっている。一方その他の本発明の範囲内で冷延後焼鈍された鋼板は、いずれも良好な衝撃エネルギー吸収特性と形状凍結性を兼ね備えていることが分かる。
【０１０２】
【表４】
【発明の効果】
本発明によって、スプリング・バック量が少なく、形状凍結性に優れると同時に高い衝撃エネルギー吸収能を兼備する薄鋼板が提供できるようになり、従来は形状不良の問題から高強度鋼板の適用が難しかった部品にも高強度鋼板が使用できるようになると同時に効率的に自動車の安全性と車体の軽量化を両立することが可能となり、ＣＯ2排出削減等の環境・社会からの要請に応える自動車製造に大きく貢献することが出来る。従って、本発明は、工業的に極めて高い価値のある発明である。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１に示した例の説明図であり、本発明における、衝突時の衝撃エネルギー吸収能の指標である、５×１０2〜５×１０3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎと静的５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｓｔおよび、静的な引張り試験のＴＳを用いた式（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００と形状凍結性の指標である１０００／ρ−（０．０１５×ＴＳ−４．５）との関係を示す図であり、横軸が４０以上、縦軸が０以下の範囲が本発明の範囲であることを示す図である。
Claims (11)
- 質量％で、
Ｃ ；０．０４〜０．３％、
Ｍｎ；３％以下、
Ｐ：０．２％以下
を含み、更に、
Ｓｉ；０．００３〜３％、
Ａｌ；３％
以下の一方または双方を合計で０．５％以上３％以下含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織がフェライトもしくはベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で３％以上（ただし５％以下を除く）の残留オーステナイトを含む第２相との複合組織であり、少なくとも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以上でかつ｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下、さらに圧延方向のｒ値および圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが０．７以下であることを特徴とする、加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。 - 残留オーステナイト中の固溶Ｃ質量％Ｃと鋼材の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって決まる値（Ｍ＝６７８−４２８×Ｃ−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８０以下であることを特徴とする請求項１記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
- 相当ひずみで５％の塑性変形を与えた後の残留オーステナイト体積分率が２％以上でかつ塑性変形前後の残留オーステナイト体積分率の比が０．３５以上であることを特徴とする請求項１又は２記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
- 質量％で、
Ｎｉ；３％以下、
Ｃｒ；３％以下、
Ｃｕ；２％以下、
Ｍｏ；２％以下、
Ｗ；２％以下、
Ｓｎ；０．３％以下
の中の１種または２種以上を含み、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ及びＳｎの合計が０．５％以上３．５％以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の、加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。 - 質量％で、Ｃｏを０．０１％以上３％以下含むことを特徴とする、請求項１〜４の何れか１項に記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
- 質量％で、
Ｎｂ；０．３％以下、
Ｔｉ；０．３％以下、
Ｖ ；０．３％以下
の１種又は２種以上を合計で０．００１％以上０．３％以下含む事を特徴とした請求項１〜５のいずれか１項に記載の加工時の形状凍結性に優れた高加工性高強度冷延鋼板。 - Ｂを０．０１質量％以下含むことを特徴とした請求項１〜６のいずれか１項に記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
- 質量％で、
Ｃａ；０．０００５〜０．００５％、
Ｒｅｍ；０．００１〜０．０２％
の一方もしくは双方を含むことを特徴とした請求項１〜７のいずれか１項に記載の加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。 - 請求項１〜８の何れか１項に記載の冷延鋼板にめっきをした、加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板。
- 請求項１〜８のいずれか１項に記載の冷延鋼板を製造するにあたり、請求項１、４〜８の何れか１項に記載の成分を有する鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、（Ａｒ３−５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以上となるように制御し、（Ａｒ３−５０）℃以上で熱間圧延を終了し、熱間圧延後冷却して（１）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界温度Ｔｏ以下で巻き取った後、酸洗・冷間圧延を施し、連続焼鈍工程にて鋼の化学成分で決まるＡｃ１変態温度以上、Ａｃ３変態温度以下の温度にて焼鈍し、その後１〜２５０℃／秒の冷却速度で冷却する際に、４８０℃以下３００℃以上の温度範囲の滞留時間を１５秒以上３０分以下に制御することを特徴とする加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板の製造方法。
Ｔｏ＝−６５０．４×｛Ｃ％／（１．８２×Ｃ％−０．００１）｝＋Ｂ・ ・ ・（１）
ここで、Ｂは質量％で表現した鋼の成分より求まる。
Ｂ＝−５０．６×Ｍｎｅｑ＋８９４．３
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ％＋０．２４×Ｎｉ％＋０．１３×Ｓｉ％＋０．３８×Ｍｏ％
＋０．５５×Ｃｒ％＋０．１６×Ｃｕ％−０．５０×Ａｌ％
−０．４５×Ｃｏ％＋０．９０×Ｖ％
但し、
Ａｒ ３ ＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×Ｓｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％
−９２×（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％）
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％
＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３×（Ｃ％） １／２ −１５．２×Ｎｉ％
＋４４．７×Ｓｉ％＋３１．５×Ｍｏ％＋１３．１×Ｗ％−３０×Ｍｎ％
−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７０×Ｐ％＋４０×Ａｌ％ - 請求項１０に記載された方法で製造された冷延鋼板に０．４％以上５％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板の製造方法。
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