JP3831137B2 - 延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば自動車部材の素材鋼板として使用される高強度鋼板に関するものであり、殊に延性（伸び）と伸びフランジ性の両特性に優れた高強度鋼板を製造する為の有用な方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の安全性向上や燃費向上の観点から、自動車用鋼板の高強度と薄肉化が広く進められている。こうした自動車部材の素材として使用される鋼板は、プレス成形によって所定の部品形状に加工されるのであるが、通常は、高強度化によって成形性が劣化するので、成形性にも優れた各種の鋼板の開発が進められている。
【０００３】
ところで、プレス成形には様々な加工様式があり、求められる加工特性は適用される部材の種類によって異なるのであるが、高強度熱延鋼板として要求される成形性の指標となるのは、伸び（Ｅｌ）と伸びフランジ性（λ）が最も重要な要件である。
【０００４】
上記要求特性のうち、伸びに優れた鋼板としては、近年では残留オーステナイトが成形時にマルテンサイトに変態することによって高い延性を示す変態誘起塑性（以下、「ＴＲＩＰ」と略記することがある）を利用した技術が知られている。こうした技術として、例えば特開平７−２５２５９２号が提案されており、この技術においては、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）で２００００Ｎ／ｍｍ2 ・％以上が達成されている。
【０００５】
一方、或る程度以上の伸び（延性）と伸びフランジ性および低降伏比特性を兼ね備えた鋼板としては、例えば特開昭５７−７０３５７号に開示されている様に、フェライト−ベイナイト−マルテンサイトの３相からなる、いわゆるＴｒｉ−ｐｈａｓｅ鋼板が開発されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象を利用した鋼板では、強度−伸びバランスは比較的良好であるが、伸びフランジ性に関しては、穴広げ率（λ）で０．４程度であり、ユーザーが要求するレベルには至っていない。また、降伏比も比較的高いので、形状凍結性に劣り、形状凍結性が求められる場合には、適しているとは言えない。
【０００７】
一方、Ｔｒｉ−ｐｈａｓｅ鋼板は、伸びフランジ性および低降伏比特性に関しては、残留オーステナイトを含有した鋼板と比較して優れていると言えるが、逆に強度−伸びバランスが十分とは言えない。
【０００８】
尚、残留オーステナイトを或る程度含有し、且つ伸びフランジ性を改善する技術として、鋼材にＡｌを０．１０％以上含有させることも提案されているが（例えば、特開平５−１０５９８６号）、Ａｌを多量に含有させると、介在物に起因して表面欠陥や延性の劣化が問題となって歩留りが低下し、生産性に劣る場合がある。
【０００９】
本発明は、こうした状況の下でなされたものであって、その目的は、延性と伸びフランジ性の両特性に優れた高強度鋼板を製造する為の方法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成し得た本発明方法とは、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．５〜２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ０．０１〜１％を夫々含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不可避不純物中のＰ：０．０５％以下（０％を含む）およびＳ：０．０５％以下（０％を含む）に夫々抑制してなる鋼材を、１１７０℃を超える温度に加熱した後８５０℃以上の温度で仕上げ圧延を行ない、冷却速度３０℃／秒以上で７５０〜６５０℃の温度範囲まで冷却し、その後３〜１０秒空冷し、更に冷却速度３０℃／秒以上で冷却を行ない、３５０〜５００℃の温度範囲にて巻き取ることによって、鋼板中の残留オーステナイトを３〜７体積％とすると共に、フェライト粒径を５μｍ超、３０μｍ以下とする点に要旨を有するものである。
【００１１】
本発明の上記目的は、上記のような化学成分組成を有する鋼材を、１１７０℃を超える温度に加熱した後８５０℃以上の温度で仕上げ圧延を行ない、冷却速度３０℃／秒以上で７５０〜６５０℃の温度範囲まで冷却し、その後３〜１０秒空冷し、更に冷却速度３０℃／秒以上で４００〜５２０℃の温度範囲まで冷却を行ない、その後冷却速度１５℃／秒以下で冷却を行ない、３５０〜４５０℃の温度範囲にて巻き取ることによって、鋼板中の残留オーステナイトを３〜７体積％とすると共に、フェライト粒径を５μｍ超、３０μｍ以下とする様な構成を採用することによっても達成される。
【００１３】
また用いる鋼材は、更に、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）および希土類元素：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される元素の１種以上を含有するものが好ましいものとして挙げられる。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、上記課題を解決するべく、様々な角度から検討した。その結果、まず次の様な知見が得られた。これまでの技術では、残留オーステナイトの持つ加工誘起変態機構を積極的に利用して伸びを向上させ、加工性の改善を図るものであった。つまり、オーステナイト粒を微細化することによってフェライトの微細化を図り、このフェライト微細化によってフェライト／オーステナイト界面を増加させて未変態オーステナイトへのＣ濃縮を促進し、残留オーステナイトを大量に確保することが積極的に行なわれていたのである。しかしながら、過度のＣ濃縮は残留オーステナイト相をいたずらに増加させることになり、これでは加工誘起変態による伸びは高くなるが、高硬度のマルテンサイト相の増加につながり、これが伸びフランジ性を劣化させる原因になっていたものと考えられた。
【００１５】
そこで本発明者らは、上記の様な従来技術の問題に鑑み、良好な伸び（延性）を確保しつつ伸びフランジ性をも劣化させないという観点から、更に鋭意研究を進めた。その結果、残留オーステナイト量を或る程度まで制限し、加工後にマルテンサイトに変態する組織量を低減させて伸びフランジ性を向上させ、且つ残留オーステナイトの低減により不足する伸びはフェライト大きくしてやるようにすれば、良好な延性も確保できて上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。まず本発明で規定した成分範囲限定理由について説明する。
【００１６】
Ｃ：０．０５〜０．１５％
本発明に係る鋼板は、残留オーステナイトを或る程度制限するものであるが、延性に関しては最小限のオーステナイトを残留させる必要がある。こうした観点から、Ｃ含有量は適切な範囲に調整する必要がある。まず、Ｃ含有量が０．０５％未満になると、ＴＲＩＰ効果によって延性を向上させる上で必要な残留オーステナイト量（例えば、３体積％以上）が確保できなくなる。
【００１７】
一方、Ｃ含有量の増加は、第２相であるベイナイト相の硬度を増大させ、残留オーステナイト量の増加を招くことになる。特に、残留オーステナイトの増加は、前述した様に加工誘起変態によって、硬度の高いマルテンサイト相に変態するので、フェライト相との硬度差が大きくなって、その界面での変形が伝達しにくくなり、この界面がクラックの起点となり、成形性、特に伸びフランジ性が劣化することになる。こうした現象は、Ｃの含有量が０．１５％を超えると顕著になるので、本発明で使用する鋼材におけるＣ含有量は０．１５％以下とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、好ましい上限は０．１３％である。
【００１８】
Ｓｉ：０．５％以上
Ｓｉは、未変態オーステナイト中にＣを濃化させて、残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。また、ベイナイト変態の際に炭化物形成を抑制してＣを残留オーステナイト中へ濃化させる上でも有効な元素である。こうした効果を発揮させる為には、Ｓｉの含有量は０．５％以上とする必要がある。
【００１９】
但し、Ｓｉ含有量が過剰になると、残留オーステナイトの確保の効果が飽和すると共に、フェライト相を過度に固溶硬化させて延性が劣化するので、その含有量は２％以下とするのが好ましい。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．０％であり、より好ましい上限は１．８％である。
【００２０】
本発明で使用する鋼材においては、ＭｎやＡｌ等の基本成分も含み得るものであるが、これらの好ましい範囲は下記の通りである。
【００２１】
Ｍｎ：０．５〜２％
Ｍｎはオーステナイトの安定化元素として、残留オーステナイトの生成に貢献する添加元素である。こうした効果を発揮させる為には、Ｍｎの含有量は０．５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、その効果は飽和し、却って溶接性を劣化させるので好ましくない。こうした観点から、その上限値は２％とするのが良い。尚、Ｍｎ含有量のより好ましい下限は０．８％であり、より好ましい上限は１．８％である。
【００２２】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは鋼の脱酸に必要な元素であり、こうした効果を発揮させる為には、Ａｌ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、アルミナ等の介在物が増加して延性が劣化するので、０．１％以下とするのが良い。尚、Ａｌ含有量のより好ましい下限は、０．０１％であり、より好ましい上限は０．０８％である。
【００２３】
本発明で使用する鋼板における基本的な化学成分組成は上記の通りであり、残部はＦｅおよび不可避不純物からなるものであるが、必要によって（１）上記不可避不純物のうち、ＳやＰを０．０５％以下に抑制したもの、（２）Ｃｒ：０．０１〜１％を含有するもの、（３）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）および希土類元素（以下、「ＲＥＭ」と略記することがある）：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される元素の１種を含有するもの、等を使用することも好ましい。これらの元素の範囲限定理由は、下記の通りである。尚、本発明で使用する鋼板には、上記の成分以外にも鋼板の特性を阻害しない程度の微量成分も含み得るものであり、こうした鋼板も本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２４】
Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）
Ｐは、溶接性、加工性および靱性を劣化させる不純物元素であるが、０．０５％以下であれば、これらの不都合が顕著に現れるないので、使用する鋼材中のＰ含有量は０．０５％以下に抑制することが好ましい。
【００２５】
Ｓ：０．０５％以下（０％を含む）
Ｓは、ＭｎＳ等の介在物を生成して穴広げ性（伸びフランジ性）を劣化させるので、できるだけ低減することが好ましい。こうした観点から、Ｓ含有量の好ましい上限を０．０５％と規定した。
【００２６】
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｃｒは、焼入れ性を高めて所望の組織を得る上で有効な元素であり、こうした効果を発揮させる為には、０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させるとその効果が飽和して不経済となるので、１％以下とすべきである。
【００２７】
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される元素の１種
これらの元素は、硫化物系介在物を球状化して伸びフランジ性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなるが、過剰に含有させると球状化の効果が飽和するばかりか、介在物を増加させることになるので、Ｃａで０．０１％、ＲＥＭで０．０５％を上限とすべきである。尚、ＲＥＭとは、周期表３族に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）、およびランタノイド系列希土類元素等の１７元素の総称であり、これらの元素のいずれを使用しても良い。
【００２８】
本発明は前述の如く、残留オーステナイト量を或る程度制限し、加工後にマルテンサイトに変態する組織量を低減させて伸びフランジ性を向上させ、且つ残留オーステナイトの低減により不足する伸びを、フェライト粒径を大きくしてやるようにしたものである。こうした観点からして、残留オーステナイトやフェライト粒径を適切な範囲となる様に制御することが好ましい。これらの好ましい範囲は、下記の通りである。
【００２９】
残留オーステナイト：３〜７体積％
本発明では、ＴＲＩＰ効果によって良好な延性を確保するためには最小限のオーステナイトを残留させる必要がある。こうした観点から、残留オーステナイト量は、３体積％以上とすることが好ましい。しかしながら、前述した様に残留オーステナイト量が増加し過ぎると、加工誘起変態によって硬度の高いマルテンサイト相に変態してフェライト相との硬度差が大きくなって、その界面での変形が伝達しにくくなり、この界面がクラックの起点となり、成形性、特に伸びフランジ性が劣化することになる。こうした観点から、残留オーステナイト量は、７体積％以下とすることが好ましい。
【００３０】
フェライト粒径：５μｍ超
本発明では前述の如く、残留オーステナイトの低減により不足する伸びを、フェライト粒径を大きくしてやることによって確保するものである。こうした観点から、フェライト粒径は５μｍを超えることが好ましく、この値が５μｍ以下となると、残留オーステナイトの低減により不足する伸びを確保できなくなる。尚、フェライト粒径の上限については、特に限定するものではないが、残留オーステナイトをある程度残すという観点から、３０μｍとすることが好ましい。
【００３１】
次に、本発明で規定する製造条件について説明する。本発明の製造原理は前述の如く、残留オーステナイト量を或る程度まで制限し、加工後にマルテンサイトに変態する組織量を低減させて伸びフランジ性を向上させ、且つ残留オーステナイトの低減により不足する伸びを、フェライト粒径を大きくしてやることによって確保するようにしたものである。こうした観点から、熱間加工時の加熱温度、仕上げ圧延温度、その後の冷却条件を厳密に規定する必要がある。以下、本発明の製造方法の各要件について説明する。
【００３２】
本発明方法では、まず熱間圧延時の加熱温度を、１１７０℃を超える温度とする必要がある。これは、後の熱間圧延、巻取りの後に粒径が比較的大きな（５μｍを超える粒径）のフェライト相を生成させて良好な伸び（延性）を確保する上で重要な要件である。即ち、この加熱温度が１１７０℃以下となると、フェライト粒径が小さくなって、残留オーステナイトの低減により不足する伸びを確保することができなくなる。この加熱温度は、１２００℃以上であることが好ましい。
【００３３】
次に、仕上げ圧延温度は、８５０℃以上とする必要がある。この仕上げ圧延温度が８５０℃未満となると、仕上げ圧延によって加工されて再結晶したオーステナイトが微細になって、フェライト変態時に微細なフェライトが大量に発生し、比較的大きなフェライトを生成することによる良好な伸びの確保ができなくなる。尚、この仕上げ圧延温度は、８８０℃以上とすることが好ましいが、あまり高くなると工業的な製造上不可能となるので、９７０℃以下とするのが良い。
【００３４】
上記の仕上げ圧延が完了した後は、冷却速度３０℃／秒以上で７５０〜６５０℃の温度範囲まで冷却（以下、これを「一次冷却」と呼ぶ）し、その後３〜１０秒空冷（以下、これを「二次冷却」と呼ぶ）する必要があるが、これらの要件はいずれも、フェライトの生成を促進し、その粒成長を十分に行なって粒径が比較的大きなフェライト相を確保する為のものである。即ち、これらの要件のいずれかを欠くと、粒径が５μｍを超えるフェライト相を生成させることができず、十分な伸びを発揮させることができなくなる。また、未変態オーステナイト相へＣ濃化を十分に進行させる為にも上記要件を満足させることが有効である。尚本発明における「空冷」とは、代表的には大気中での放冷を挙げることができる。
【００３５】
上記の様な冷却を行なった後は、更に冷却速度３０℃／秒以上で冷却（以下、これを「三次冷却」と呼ぶ）する必要があるが、この冷却条件は、パーライトの生成を防止する為に必要な要件である。即ち、この三次冷却における冷却速度が３０℃／秒未満となると、パーライトが生成してしまい、このパーライト生成はオーステナイトの消失を招くことになる。
【００３６】
本発明方法においては、最終的に３５０〜５００℃の温度範囲にて巻取る必要がある。この巻取り温度が３５０℃未満となると、残留オーステナイトがマルテンサイトに変態し易くなるので、このマルテンサイト生成を抑制して必要量の残留オーステナイトを確保する上で３５０℃以上とする必要がある。また、巻取り温度が高くなり過ぎると、パーライトが生成すると共に、ベイナイト変態が過度に生じることになる。即ち、パーライトの生成を防止すると共に、過度のベイナイト変態を抑制して必要量の残留オーステナイトを確保する為には、巻取り温度の上限を５００℃とする必要がある。
【００３７】
本発明方法を実施するに当たり、前記二次冷却の後（空冷の後）、冷却速度３０℃／秒以上で４００〜５２０℃の温度範囲まで一旦冷却を行ない（三次冷却に相当）、その後冷却速度１５℃／秒以下で前記巻き取り温度まで徐冷（以下、これを「四次冷却」と呼ぶ）することも有用であり、こうした冷却工程を付加することによって鋼板の特性を更に改善することができる。こうした工程を付加することによる作用は、次の通りである。
【００３８】
高硬度鋼板において、優れた伸びと伸びフランジ性を確保する為には、比較的大きな粒径のフェライト相だけでなく、或る程度以上の残留オーステナイト相も確保する必要がある。上記の様な三段階の冷却だけでは、残留オーステナイト量が不足して伸びが不十分になることがある。この残留オーステナイト量を、伸びフランジ性を劣化させない範囲内で多くする為には、未変態オ−ステナイトへのＣ濃縮が必要であるが、その為には前記三次冷却によるフェライト変態だけでなく、ベイナイト変態も利用してＣ濃縮を図ることが有効である。
【００３９】
フェライト変態にてＣ濃縮が或る程度進行した鋼組織におけるベイナイト変態のノーズ（ＴＴＴ線図におけるノーズ）は、４００〜５００℃付近にある。そして、この温度までパーライト変態を避けて（パーライト変態が生じると、オーステナイトが消失してしまう）、３０℃／秒の冷却速度で一旦冷却し、その後この温度範囲から１５℃／秒以下の冷却速度で徐冷することによって、コイル巻取り前に残留オーステナイトを或る程度確保することができる。即ち、巻取り前にベイナイト変態を進行させると、ベイナイト中のＣやＭｎがオーステナイト中に入ってオーステナイト相を安定化させ、これによって残留オーステナイトを増加させることができるのである。また、残留オーステナイトを或る程度確保することによって、巻取り後に冷却速度が速くなるコイルエッジ部での材質の劣化を防止することもできる。
【００４０】
尚、上記した観点からすれば、四次冷却を実施する場合における三次冷却終点温度の上限はパーライトの生成を防ぐために５２０℃とした。この温度は、より好ましくはベイナイト変態のノーズ付近である５００℃とするのが良い。また、四次冷却を行なう場合においての最終的な巻取り温度は、三次冷却を効果的に行ないつつ巻取り温度制御による作用を発揮させるという観点から、その上限を４５０℃とした。
【００４１】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術後的範囲に含まれるものである。
【００４２】
【実施例】
実施例１
下記表１に示す化学成分組成の鋼板を、真空溶解炉にて溶解し、厚み：３０ｍｍまで粗圧延した後、厚みが３ｍｍになる様に熱間圧延した。その後、各種の冷却条件で冷却した後、巻取りを行なった。圧延条件（加熱温度、仕上げ圧延温度）、冷却条件および巻取り温度等を、下記表２に示す。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
得られた鋼板について、残留オーステナイト量（残留γ量）、フェライト粒径、引張り強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）および伸びフランジ性について調査した。このとき、伸びフランジ性については、１０ｍｍφの打ち抜き穴を、バリの無い面から６０°円錐ポンチで押し広げ、クラックが板厚を貫通した時点での穴径（ｄ）と、初期穴径（ｄ0 ）との比（ｄ／ｄ0 ）で評価し、１．６以上を○と評価した。これらの結果を、下記表３に示す。
【００４６】
【表３】
【００４７】
これらの結果から、次の様に考察できる。まず、Ｎｏ．１〜６のものは、本発明で規定する要件の全てを満足する実施例であり、いずれも伸び：３５％以上で、穴広げ性（ｄ／ｄ0 ）：１．６以上の良好な伸びフランジ性が達成されていた。
【００４８】
これに対して、Ｎｏ．７〜１３のものは、本発明で規定する要件のいずれかを欠く比較例であり、伸びまたは伸びフランジ性のいずれかが劣っているものである。即ち、Ｎｏ．７のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する下限に満たないものであるので、残留γ量が不足して伸びが低くなっている。Ｎｏ．８のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する上限を超え、且つＳｉ含有量が本発明で規定する下限に満たないものであるので、残留γ量が不足して伸びが低くなっている。
【００４９】
Ｎｏ．９のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する上限を超えるものであるので、残留γ量が過剰に生成して伸びフランジ性が悪くなっている。Ｎｏ．１０、１１のものでは、熱間圧延時における加熱温度や仕上げ圧延温度が本発明で規定する範囲を外れているので、残留γ量が過剰に生成して伸びフランジ性が悪くなっている。また、Ｎｏ．１２のものでは、巻取り温度が本発明で規定する範囲を外れているので、伸びが低くなっており、Ｎｏ．１３のものでは、空冷保持時間と三次冷却速度が本発明で規定する範囲を外れるので、パーライトが生成し、伸びおよび伸びフランジ性のいずれも劣化している。
【００５０】
実施例２
前記表１に示した化学成分組成の鋼板を、実施例１と同様にして、溶解、熱間圧延した。その後、各種の冷却条件で冷却した後、巻取りを行なった。得られた鋼板について、実施例１と同様にして残留オーステナイト量（残留γ量）、フェライト粒径、引張り強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）および伸びフランジ性について調査した。圧延条件（加熱温度、仕上げ圧延温度）、冷却条件および巻取り温度を下記表４に、調査結果を下記表５に示す。
【００５１】
【表４】
【００５２】
【表５】
【００５３】
これらの結果から、次の様に考察できる。まず、Ｎｏ．１〜６，１０，１１，１６，１７のものは、本発明で規定する要件の全てを満足する実施例であり、いずれも伸び：３５％以上で、穴広げ性（ｄ／ｄ0 ）：１．６以上の良好な伸びフランジ性が達成されていた。
【００５４】
これに対して、Ｎｏ．７〜９，１２〜１５，１８〜２１のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠く比較例であり、伸びまたは伸びフランジ性のいずれかが劣っているものである。即ち、Ｎｏ．７のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する下限に満たないものであるので、残留γ量が不足して伸びが低くなっている。Ｎｏ．８のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する上限を超え、且つＳｉ含有量が本発明で規定する下限に満たないものであるので、残留γ量が不足して伸びが低くなっている。
【００５５】
Ｎｏ．９のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する上限を超えるものであるので、残留γ量が過剰に生成して伸びフランジ性が悪くなっている。Ｎｏ．１２，１３のものでは、熱間圧延時における加熱温度や仕上げ圧延温度が本発明で既定する範囲を外れているので、残留γ量が過剰に生成して伸びフランジ性が悪くなっている。
【００５６】
Ｎｏ．１４のものでは、三次冷却速度が本発明で規定する範囲を外れているので、パーライトが生成し、伸びおよび伸びフランジ性のいずれも劣化している。Ｎｏ．１５のものでは、四次冷却速度が本発明で規定する範囲を外れるので、残留γ量が不足して伸びが低くなっている。
【００５７】
Ｎｏ．１８，１９のものでは、夫々一次冷却終点温度、四次冷却速度が本発明で規定する範囲を外れているので、残留γ量が不足して伸びが低くなっている。Ｎｏ．２０，２１のものでは、巻取り温度が本発明で規定する範囲を外れており、このうちＮｏ．２０では伸びフランジ性が良いが残留γ量が不足して伸びが低くなっており、Ｎｏ．２１のものでは残留オーステナイトが存在せず、伸びおよび伸びフランジ性のいずれも劣化している。
【００５８】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、伸びおよび伸びフランジ性の両特性を具備した高強度鋼板が得られた。
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば自動車部材の素材鋼板として使用される高強度鋼板に関するものであり、殊に延性（伸び）と伸びフランジ性の両特性に優れた高強度鋼板を製造する為の有用な方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の安全性向上や燃費向上の観点から、自動車用鋼板の高強度と薄肉化が広く進められている。こうした自動車部材の素材として使用される鋼板は、プレス成形によって所定の部品形状に加工されるのであるが、通常は、高強度化によって成形性が劣化するので、成形性にも優れた各種の鋼板の開発が進められている。
【０００３】
ところで、プレス成形には様々な加工様式があり、求められる加工特性は適用される部材の種類によって異なるのであるが、高強度熱延鋼板として要求される成形性の指標となるのは、伸び（Ｅｌ）と伸びフランジ性（λ）が最も重要な要件である。
【０００４】
上記要求特性のうち、伸びに優れた鋼板としては、近年では残留オーステナイトが成形時にマルテンサイトに変態することによって高い延性を示す変態誘起塑性（以下、「ＴＲＩＰ」と略記することがある）を利用した技術が知られている。こうした技術として、例えば特開平７−２５２５９２号が提案されており、この技術においては、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）で２００００Ｎ／ｍｍ2 ・％以上が達成されている。
【０００５】
一方、或る程度以上の伸び（延性）と伸びフランジ性および低降伏比特性を兼ね備えた鋼板としては、例えば特開昭５７−７０３５７号に開示されている様に、フェライト−ベイナイト−マルテンサイトの３相からなる、いわゆるＴｒｉ−ｐｈａｓｅ鋼板が開発されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象を利用した鋼板では、強度−伸びバランスは比較的良好であるが、伸びフランジ性に関しては、穴広げ率（λ）で０．４程度であり、ユーザーが要求するレベルには至っていない。また、降伏比も比較的高いので、形状凍結性に劣り、形状凍結性が求められる場合には、適しているとは言えない。
【０００７】
一方、Ｔｒｉ−ｐｈａｓｅ鋼板は、伸びフランジ性および低降伏比特性に関しては、残留オーステナイトを含有した鋼板と比較して優れていると言えるが、逆に強度−伸びバランスが十分とは言えない。
【０００８】
尚、残留オーステナイトを或る程度含有し、且つ伸びフランジ性を改善する技術として、鋼材にＡｌを０．１０％以上含有させることも提案されているが（例えば、特開平５−１０５９８６号）、Ａｌを多量に含有させると、介在物に起因して表面欠陥や延性の劣化が問題となって歩留りが低下し、生産性に劣る場合がある。
【０００９】
本発明は、こうした状況の下でなされたものであって、その目的は、延性と伸びフランジ性の両特性に優れた高強度鋼板を製造する為の方法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成し得た本発明方法とは、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．５〜２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ０．０１〜１％を夫々含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不可避不純物中のＰ：０．０５％以下（０％を含む）およびＳ：０．０５％以下（０％を含む）に夫々抑制してなる鋼材を、１１７０℃を超える温度に加熱した後８５０℃以上の温度で仕上げ圧延を行ない、冷却速度３０℃／秒以上で７５０〜６５０℃の温度範囲まで冷却し、その後３〜１０秒空冷し、更に冷却速度３０℃／秒以上で冷却を行ない、３５０〜５００℃の温度範囲にて巻き取ることによって、鋼板中の残留オーステナイトを３〜７体積％とすると共に、フェライト粒径を５μｍ超、３０μｍ以下とする点に要旨を有するものである。
【００１１】
本発明の上記目的は、上記のような化学成分組成を有する鋼材を、１１７０℃を超える温度に加熱した後８５０℃以上の温度で仕上げ圧延を行ない、冷却速度３０℃／秒以上で７５０〜６５０℃の温度範囲まで冷却し、その後３〜１０秒空冷し、更に冷却速度３０℃／秒以上で４００〜５２０℃の温度範囲まで冷却を行ない、その後冷却速度１５℃／秒以下で冷却を行ない、３５０〜４５０℃の温度範囲にて巻き取ることによって、鋼板中の残留オーステナイトを３〜７体積％とすると共に、フェライト粒径を５μｍ超、３０μｍ以下とする様な構成を採用することによっても達成される。
【００１３】
また用いる鋼材は、更に、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）および希土類元素：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される元素の１種以上を含有するものが好ましいものとして挙げられる。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、上記課題を解決するべく、様々な角度から検討した。その結果、まず次の様な知見が得られた。これまでの技術では、残留オーステナイトの持つ加工誘起変態機構を積極的に利用して伸びを向上させ、加工性の改善を図るものであった。つまり、オーステナイト粒を微細化することによってフェライトの微細化を図り、このフェライト微細化によってフェライト／オーステナイト界面を増加させて未変態オーステナイトへのＣ濃縮を促進し、残留オーステナイトを大量に確保することが積極的に行なわれていたのである。しかしながら、過度のＣ濃縮は残留オーステナイト相をいたずらに増加させることになり、これでは加工誘起変態による伸びは高くなるが、高硬度のマルテンサイト相の増加につながり、これが伸びフランジ性を劣化させる原因になっていたものと考えられた。
【００１５】
そこで本発明者らは、上記の様な従来技術の問題に鑑み、良好な伸び（延性）を確保しつつ伸びフランジ性をも劣化させないという観点から、更に鋭意研究を進めた。その結果、残留オーステナイト量を或る程度まで制限し、加工後にマルテンサイトに変態する組織量を低減させて伸びフランジ性を向上させ、且つ残留オーステナイトの低減により不足する伸びはフェライト大きくしてやるようにすれば、良好な延性も確保できて上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。まず本発明で規定した成分範囲限定理由について説明する。
【００１６】
Ｃ：０．０５〜０．１５％
本発明に係る鋼板は、残留オーステナイトを或る程度制限するものであるが、延性に関しては最小限のオーステナイトを残留させる必要がある。こうした観点から、Ｃ含有量は適切な範囲に調整する必要がある。まず、Ｃ含有量が０．０５％未満になると、ＴＲＩＰ効果によって延性を向上させる上で必要な残留オーステナイト量（例えば、３体積％以上）が確保できなくなる。
【００１７】
一方、Ｃ含有量の増加は、第２相であるベイナイト相の硬度を増大させ、残留オーステナイト量の増加を招くことになる。特に、残留オーステナイトの増加は、前述した様に加工誘起変態によって、硬度の高いマルテンサイト相に変態するので、フェライト相との硬度差が大きくなって、その界面での変形が伝達しにくくなり、この界面がクラックの起点となり、成形性、特に伸びフランジ性が劣化することになる。こうした現象は、Ｃの含有量が０．１５％を超えると顕著になるので、本発明で使用する鋼材におけるＣ含有量は０．１５％以下とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、好ましい上限は０．１３％である。
【００１８】
Ｓｉ：０．５％以上
Ｓｉは、未変態オーステナイト中にＣを濃化させて、残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。また、ベイナイト変態の際に炭化物形成を抑制してＣを残留オーステナイト中へ濃化させる上でも有効な元素である。こうした効果を発揮させる為には、Ｓｉの含有量は０．５％以上とする必要がある。
【００１９】
但し、Ｓｉ含有量が過剰になると、残留オーステナイトの確保の効果が飽和すると共に、フェライト相を過度に固溶硬化させて延性が劣化するので、その含有量は２％以下とするのが好ましい。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．０％であり、より好ましい上限は１．８％である。
【００２０】
本発明で使用する鋼材においては、ＭｎやＡｌ等の基本成分も含み得るものであるが、これらの好ましい範囲は下記の通りである。
【００２１】
Ｍｎ：０．５〜２％
Ｍｎはオーステナイトの安定化元素として、残留オーステナイトの生成に貢献する添加元素である。こうした効果を発揮させる為には、Ｍｎの含有量は０．５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、その効果は飽和し、却って溶接性を劣化させるので好ましくない。こうした観点から、その上限値は２％とするのが良い。尚、Ｍｎ含有量のより好ましい下限は０．８％であり、より好ましい上限は１．８％である。
【００２２】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは鋼の脱酸に必要な元素であり、こうした効果を発揮させる為には、Ａｌ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、アルミナ等の介在物が増加して延性が劣化するので、０．１％以下とするのが良い。尚、Ａｌ含有量のより好ましい下限は、０．０１％であり、より好ましい上限は０．０８％である。
【００２３】
本発明で使用する鋼板における基本的な化学成分組成は上記の通りであり、残部はＦｅおよび不可避不純物からなるものであるが、必要によって（１）上記不可避不純物のうち、ＳやＰを０．０５％以下に抑制したもの、（２）Ｃｒ：０．０１〜１％を含有するもの、（３）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）および希土類元素（以下、「ＲＥＭ」と略記することがある）：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される元素の１種を含有するもの、等を使用することも好ましい。これらの元素の範囲限定理由は、下記の通りである。尚、本発明で使用する鋼板には、上記の成分以外にも鋼板の特性を阻害しない程度の微量成分も含み得るものであり、こうした鋼板も本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２４】
Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）
Ｐは、溶接性、加工性および靱性を劣化させる不純物元素であるが、０．０５％以下であれば、これらの不都合が顕著に現れるないので、使用する鋼材中のＰ含有量は０．０５％以下に抑制することが好ましい。
【００２５】
Ｓ：０．０５％以下（０％を含む）
Ｓは、ＭｎＳ等の介在物を生成して穴広げ性（伸びフランジ性）を劣化させるので、できるだけ低減することが好ましい。こうした観点から、Ｓ含有量の好ましい上限を０．０５％と規定した。
【００２６】
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｃｒは、焼入れ性を高めて所望の組織を得る上で有効な元素であり、こうした効果を発揮させる為には、０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させるとその効果が飽和して不経済となるので、１％以下とすべきである。
【００２７】
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される元素の１種
これらの元素は、硫化物系介在物を球状化して伸びフランジ性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなるが、過剰に含有させると球状化の効果が飽和するばかりか、介在物を増加させることになるので、Ｃａで０．０１％、ＲＥＭで０．０５％を上限とすべきである。尚、ＲＥＭとは、周期表３族に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）、およびランタノイド系列希土類元素等の１７元素の総称であり、これらの元素のいずれを使用しても良い。
【００２８】
本発明は前述の如く、残留オーステナイト量を或る程度制限し、加工後にマルテンサイトに変態する組織量を低減させて伸びフランジ性を向上させ、且つ残留オーステナイトの低減により不足する伸びを、フェライト粒径を大きくしてやるようにしたものである。こうした観点からして、残留オーステナイトやフェライト粒径を適切な範囲となる様に制御することが好ましい。これらの好ましい範囲は、下記の通りである。
【００２９】
残留オーステナイト：３〜７体積％
本発明では、ＴＲＩＰ効果によって良好な延性を確保するためには最小限のオーステナイトを残留させる必要がある。こうした観点から、残留オーステナイト量は、３体積％以上とすることが好ましい。しかしながら、前述した様に残留オーステナイト量が増加し過ぎると、加工誘起変態によって硬度の高いマルテンサイト相に変態してフェライト相との硬度差が大きくなって、その界面での変形が伝達しにくくなり、この界面がクラックの起点となり、成形性、特に伸びフランジ性が劣化することになる。こうした観点から、残留オーステナイト量は、７体積％以下とすることが好ましい。
【００３０】
フェライト粒径：５μｍ超
本発明では前述の如く、残留オーステナイトの低減により不足する伸びを、フェライト粒径を大きくしてやることによって確保するものである。こうした観点から、フェライト粒径は５μｍを超えることが好ましく、この値が５μｍ以下となると、残留オーステナイトの低減により不足する伸びを確保できなくなる。尚、フェライト粒径の上限については、特に限定するものではないが、残留オーステナイトをある程度残すという観点から、３０μｍとすることが好ましい。
【００３１】
次に、本発明で規定する製造条件について説明する。本発明の製造原理は前述の如く、残留オーステナイト量を或る程度まで制限し、加工後にマルテンサイトに変態する組織量を低減させて伸びフランジ性を向上させ、且つ残留オーステナイトの低減により不足する伸びを、フェライト粒径を大きくしてやることによって確保するようにしたものである。こうした観点から、熱間加工時の加熱温度、仕上げ圧延温度、その後の冷却条件を厳密に規定する必要がある。以下、本発明の製造方法の各要件について説明する。
【００３２】
本発明方法では、まず熱間圧延時の加熱温度を、１１７０℃を超える温度とする必要がある。これは、後の熱間圧延、巻取りの後に粒径が比較的大きな（５μｍを超える粒径）のフェライト相を生成させて良好な伸び（延性）を確保する上で重要な要件である。即ち、この加熱温度が１１７０℃以下となると、フェライト粒径が小さくなって、残留オーステナイトの低減により不足する伸びを確保することができなくなる。この加熱温度は、１２００℃以上であることが好ましい。
【００３３】
次に、仕上げ圧延温度は、８５０℃以上とする必要がある。この仕上げ圧延温度が８５０℃未満となると、仕上げ圧延によって加工されて再結晶したオーステナイトが微細になって、フェライト変態時に微細なフェライトが大量に発生し、比較的大きなフェライトを生成することによる良好な伸びの確保ができなくなる。尚、この仕上げ圧延温度は、８８０℃以上とすることが好ましいが、あまり高くなると工業的な製造上不可能となるので、９７０℃以下とするのが良い。
【００３４】
上記の仕上げ圧延が完了した後は、冷却速度３０℃／秒以上で７５０〜６５０℃の温度範囲まで冷却（以下、これを「一次冷却」と呼ぶ）し、その後３〜１０秒空冷（以下、これを「二次冷却」と呼ぶ）する必要があるが、これらの要件はいずれも、フェライトの生成を促進し、その粒成長を十分に行なって粒径が比較的大きなフェライト相を確保する為のものである。即ち、これらの要件のいずれかを欠くと、粒径が５μｍを超えるフェライト相を生成させることができず、十分な伸びを発揮させることができなくなる。また、未変態オーステナイト相へＣ濃化を十分に進行させる為にも上記要件を満足させることが有効である。尚本発明における「空冷」とは、代表的には大気中での放冷を挙げることができる。
【００３５】
上記の様な冷却を行なった後は、更に冷却速度３０℃／秒以上で冷却（以下、これを「三次冷却」と呼ぶ）する必要があるが、この冷却条件は、パーライトの生成を防止する為に必要な要件である。即ち、この三次冷却における冷却速度が３０℃／秒未満となると、パーライトが生成してしまい、このパーライト生成はオーステナイトの消失を招くことになる。
【００３６】
本発明方法においては、最終的に３５０〜５００℃の温度範囲にて巻取る必要がある。この巻取り温度が３５０℃未満となると、残留オーステナイトがマルテンサイトに変態し易くなるので、このマルテンサイト生成を抑制して必要量の残留オーステナイトを確保する上で３５０℃以上とする必要がある。また、巻取り温度が高くなり過ぎると、パーライトが生成すると共に、ベイナイト変態が過度に生じることになる。即ち、パーライトの生成を防止すると共に、過度のベイナイト変態を抑制して必要量の残留オーステナイトを確保する為には、巻取り温度の上限を５００℃とする必要がある。
【００３７】
本発明方法を実施するに当たり、前記二次冷却の後（空冷の後）、冷却速度３０℃／秒以上で４００〜５２０℃の温度範囲まで一旦冷却を行ない（三次冷却に相当）、その後冷却速度１５℃／秒以下で前記巻き取り温度まで徐冷（以下、これを「四次冷却」と呼ぶ）することも有用であり、こうした冷却工程を付加することによって鋼板の特性を更に改善することができる。こうした工程を付加することによる作用は、次の通りである。
【００３８】
高硬度鋼板において、優れた伸びと伸びフランジ性を確保する為には、比較的大きな粒径のフェライト相だけでなく、或る程度以上の残留オーステナイト相も確保する必要がある。上記の様な三段階の冷却だけでは、残留オーステナイト量が不足して伸びが不十分になることがある。この残留オーステナイト量を、伸びフランジ性を劣化させない範囲内で多くする為には、未変態オ−ステナイトへのＣ濃縮が必要であるが、その為には前記三次冷却によるフェライト変態だけでなく、ベイナイト変態も利用してＣ濃縮を図ることが有効である。
【００３９】
フェライト変態にてＣ濃縮が或る程度進行した鋼組織におけるベイナイト変態のノーズ（ＴＴＴ線図におけるノーズ）は、４００〜５００℃付近にある。そして、この温度までパーライト変態を避けて（パーライト変態が生じると、オーステナイトが消失してしまう）、３０℃／秒の冷却速度で一旦冷却し、その後この温度範囲から１５℃／秒以下の冷却速度で徐冷することによって、コイル巻取り前に残留オーステナイトを或る程度確保することができる。即ち、巻取り前にベイナイト変態を進行させると、ベイナイト中のＣやＭｎがオーステナイト中に入ってオーステナイト相を安定化させ、これによって残留オーステナイトを増加させることができるのである。また、残留オーステナイトを或る程度確保することによって、巻取り後に冷却速度が速くなるコイルエッジ部での材質の劣化を防止することもできる。
【００４０】
尚、上記した観点からすれば、四次冷却を実施する場合における三次冷却終点温度の上限はパーライトの生成を防ぐために５２０℃とした。この温度は、より好ましくはベイナイト変態のノーズ付近である５００℃とするのが良い。また、四次冷却を行なう場合においての最終的な巻取り温度は、三次冷却を効果的に行ないつつ巻取り温度制御による作用を発揮させるという観点から、その上限を４５０℃とした。
【００４１】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術後的範囲に含まれるものである。
【００４２】
【実施例】
実施例１
下記表１に示す化学成分組成の鋼板を、真空溶解炉にて溶解し、厚み：３０ｍｍまで粗圧延した後、厚みが３ｍｍになる様に熱間圧延した。その後、各種の冷却条件で冷却した後、巻取りを行なった。圧延条件（加熱温度、仕上げ圧延温度）、冷却条件および巻取り温度等を、下記表２に示す。
【００４３】
【表１】
【表２】
得られた鋼板について、残留オーステナイト量（残留γ量）、フェライト粒径、引張り強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）および伸びフランジ性について調査した。このとき、伸びフランジ性については、１０ｍｍφの打ち抜き穴を、バリの無い面から６０°円錐ポンチで押し広げ、クラックが板厚を貫通した時点での穴径（ｄ）と、初期穴径（ｄ0 ）との比（ｄ／ｄ0 ）で評価し、１．６以上を○と評価した。これらの結果を、下記表３に示す。
【００４６】
【表３】
これらの結果から、次の様に考察できる。まず、Ｎｏ．１〜６のものは、本発明で規定する要件の全てを満足する実施例であり、いずれも伸び：３５％以上で、穴広げ性（ｄ／ｄ0 ）：１．６以上の良好な伸びフランジ性が達成されていた。
【００４８】
これに対して、Ｎｏ．７〜１３のものは、本発明で規定する要件のいずれかを欠く比較例であり、伸びまたは伸びフランジ性のいずれかが劣っているものである。即ち、Ｎｏ．７のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する下限に満たないものであるので、残留γ量が不足して伸びが低くなっている。Ｎｏ．８のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する上限を超え、且つＳｉ含有量が本発明で規定する下限に満たないものであるので、残留γ量が不足して伸びが低くなっている。
【００４９】
Ｎｏ．９のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する上限を超えるものであるので、残留γ量が過剰に生成して伸びフランジ性が悪くなっている。Ｎｏ．１０、１１のものでは、熱間圧延時における加熱温度や仕上げ圧延温度が本発明で規定する範囲を外れているので、残留γ量が過剰に生成して伸びフランジ性が悪くなっている。また、Ｎｏ．１２のものでは、巻取り温度が本発明で規定する範囲を外れているので、伸びが低くなっており、Ｎｏ．１３のものでは、空冷保持時間と三次冷却速度が本発明で規定する範囲を外れるので、パーライトが生成し、伸びおよび伸びフランジ性のいずれも劣化している。
【００５０】
実施例２
前記表１に示した化学成分組成の鋼板を、実施例１と同様にして、溶解、熱間圧延した。その後、各種の冷却条件で冷却した後、巻取りを行なった。得られた鋼板について、実施例１と同様にして残留オーステナイト量（残留γ量）、フェライト粒径、引張り強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）および伸びフランジ性について調査した。圧延条件（加熱温度、仕上げ圧延温度）、冷却条件および巻取り温度を下記表４に、調査結果を下記表５に示す。
【００５１】
【表４】
【表５】
これらの結果から、次の様に考察できる。まず、Ｎｏ．１〜６，１０，１１，１６，１７のものは、本発明で規定する要件の全てを満足する実施例であり、いずれも伸び：３５％以上で、穴広げ性（ｄ／ｄ0 ）：１．６以上の良好な伸びフランジ性が達成されていた。
【００５４】
これに対して、Ｎｏ．７〜９，１２〜１５，１８〜２１のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠く比較例であり、伸びまたは伸びフランジ性のいずれかが劣っているものである。即ち、Ｎｏ．７のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する下限に満たないものであるので、残留γ量が不足して伸びが低くなっている。Ｎｏ．８のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する上限を超え、且つＳｉ含有量が本発明で規定する下限に満たないものであるので、残留γ量が不足して伸びが低くなっている。
【００５５】
Ｎｏ．９のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する上限を超えるものであるので、残留γ量が過剰に生成して伸びフランジ性が悪くなっている。Ｎｏ．１２，１３のものでは、熱間圧延時における加熱温度や仕上げ圧延温度が本発明で既定する範囲を外れているので、残留γ量が過剰に生成して伸びフランジ性が悪くなっている。
【００５６】
Ｎｏ．１４のものでは、三次冷却速度が本発明で規定する範囲を外れているので、パーライトが生成し、伸びおよび伸びフランジ性のいずれも劣化している。Ｎｏ．１５のものでは、四次冷却速度が本発明で規定する範囲を外れるので、残留γ量が不足して伸びが低くなっている。
【００５７】
Ｎｏ．１８，１９のものでは、夫々一次冷却終点温度、四次冷却速度が本発明で規定する範囲を外れているので、残留γ量が不足して伸びが低くなっている。Ｎｏ．２０，２１のものでは、巻取り温度が本発明で規定する範囲を外れており、このうちＮｏ．２０では伸びフランジ性が良いが残留γ量が不足して伸びが低くなっており、Ｎｏ．２１のものでは残留オーステナイトが存在せず、伸びおよび伸びフランジ性のいずれも劣化している。
【００５８】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、伸びおよび伸びフランジ性の両特性を具備した高強度鋼板が得られた。
Claims (3)
- Ｃ：０．０５〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．５〜２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ０．０１〜１％を夫々含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不可避不純物中のＰ：０．０５％以下（０％を含む）およびＳ：０．０５％以下（０％を含む）に夫々抑制してなる鋼材を、１１７０℃を超える温度に加熱した後８５０℃以上の温度で仕上げ圧延を行ない、冷却速度３０℃／秒以上で７５０〜６５０℃の温度範囲まで冷却し、その後３〜１０秒空冷し、更に冷却速度３０℃／秒以上で冷却を行ない、３５０〜５００℃の温度範囲にて巻き取ることによって、鋼板中の残留オーステナイトを３〜７体積％とすると共に、フェライト粒径を５μｍ超、３０μｍ以下とすることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．５〜２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ０．０１〜１％を夫々含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不可避不純物中のＰ：０．０５％以下（０％を含む）およびＳ：０．０５％以下（０％を含む）に夫々抑制してなる鋼材を、１１７０℃を超える温度に加熱した後８５０℃以上の温度で仕上げ圧延を行ない、冷却速度３０℃／秒以上で７５０〜６５０℃の温度範囲まで冷却し、その後３〜１０秒空冷し、更に冷却速度３０℃／秒以上で４００〜５２０℃の温度範囲まで冷却を行ない、その後冷却速度１５℃／秒以下で冷却を行ない、３５０〜４５０℃の温度範囲にて巻き取ることによって、鋼板中の残留オーステナイトを３〜７体積％とすると共に、フェライト粒径を５μｍ超、３０μｍ以下とすることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 鋼材として、更に、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）および希土類元素：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される元素の１種以上を含有するものを使用する請求項１または２に記載の製造方法。
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