JP5163835B2 - 熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法 - Google Patents

熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、曲げ、伸びフランジ、バーリング加工などの局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない、主に自動車部品等に使用される熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法に関する。上記熱延鋼板には、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板等の原板となる熱延鋼帯を含んでいる。
本願は、２０１０年７月２８日に日本に出願された特願２０１０−１６９６７０号と、２０１０年７月２８日に日本に出願された特願２０１０−１６９６２７号と、２０１１年３月４日に日本に出願された特願２０１１−０４８２３６号と、２０１０年７月２８日に日本に出願された特願２０１０−１６９２３０号と、２０１１年３月４日に日本に出願された特願２０１１−０４８２７２号と、２０１０年９月１３日に日本に出願された特願２０１０−２０４６７１号と、２０１１年３月４日に日本に出願された特願２０１１−０４８２４６号と、２０１１年３月４日に日本に出願された特願２０１１−０４８２５３号とに基づき優先権を主張し、これらの内容をここに援用する。
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用による自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保の観点からも、自動車車体には、軟鋼板の他に、高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。しかし、自動車車体の軽量化を今後さらに進めていくためには、従来以上に高強度鋼板の使用強度レベルを高めなければならない。
しかしながら、一般的に、鋼板を高強度化すれば成形性が低下する。例えば、非特許文献１には、高強度化によって絞り成形や張り出し成形に重要な均一伸びが低下することが開示されている。
従って、自動車車体の足回り部品や、衝突エネルギー吸収に寄与する部品等に高強度鋼板を用いるには、バーリング加工性や、曲げ加工性等の成形性に寄与する局部延性などの局部変形能を改善することが重要となる。
これに対して非特許文献２には、鋼板の金属組織を複合化することで、同一強度でも均一伸びを向上させる方法が開示されている。
また、非特許文献３には、介在物制御や単一組織化、さらには組織間の硬度差の低減によって、曲げ性や穴広げ加工性やバーリング加工性に代表される局部変形能が改善する金属組織制御法が開示されている。これは、組織制御によって単一組織とすることにより、穴広げ性を改善するものであるが、単一組織とするためには、非特許文献４に記載されるようにオーステナイト単相からの熱処理が製法の基本となる。
また、非特許文献４には、熱間圧延後の冷却制御により金属組織制御を行い、析出物の制御および変態組織を制御することでフェライトとベイナイトの適切な分率を得て、高強度化と延性確保を両立する技術が開示されている。
しかし、上記のいずれの技術も組織制御に頼った局部変形能の改善方法であり、ベースの組織形成に大きく影響されてしまう。
一方、連続熱間圧延工程に於ける圧下量増加による材質改善についても、先行開示技術が存在する。いわゆる、結晶粒微細化の技術であり、例えば、非特許文献５に記載には、オーステナイト域内の極力低温領域で大圧下を行い、未再結晶オーステナイトからフェライト変態させることで、製品の主相であるフェライトの結晶粒微細化を図り、細粒化により、高強度化や強靭化する技術が開示されている。しかし、本発明が解決しようとする局部変形能の改善については、一切配慮されていない。
岸田「新日鉄技報」(1999)No.371,p.13 O. Matsumura et al「Trans. ISIJ」(1987)vol.27,p.570 加藤ら「製鉄研究」(1984)vol.312,p.41 K.Sugimoto et al 「ISIJ International」(2000)Vol.40,p.920 中山製鋼所 NFG製品紹介
上述のように、高強度鋼板の局部変形能改善のためには、介在物制御を含む組織制御を行うことが主たる手段であった。しかし、組織制御によっていることから、析出物や、フェライトやベイナイト等の組織の分率や形態を制御する必要があり、ベースの金属組織が限定されていた。
そこで本発明では、ベース組織の制御ではなく、集合組織の制御によって、相の種類に限定されずに結晶粒のサイズや形態の制御および集合組織を制御することで、高強度鋼板の局部変形能が優れ、成形性方位依存性の少ない熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法を提供する。
従来の知見によれば、前述のように穴拡げ性や曲げ性などの改善は、介在物制御、析出物微細化、組織均質化、単一組織化および組織間の硬度差の低減などによって行われていた。しかし、これらの技術だけでは、主な組織構成を限定せざるを得ない。さらに、高強度化のために、強度上昇に大きく寄与する代表的な元素であるＮｂやＴｉなどを添加した場合には、異方性が極めて大きくなることが懸念されるため、他の成形性因子を犠牲にしたり、成形前のブランク取りの方向を限定したりせざるを得ず、用途が限定される。
そこで、本発明者らは、穴拡げ性や曲げ加工性を向上させるために、新たに鋼板の集合組織の影響に着目して、その作用効果を詳細に調査、研究した。その結果、熱延工程から特定の結晶方位群の各方位のＸ線ランダム強度比を制御し、さらに圧延方向のｒ値、圧延方向に対して直角方向のｒ値、圧延方向に対して３０°または６０°をなす方向のｒ値を制御することで、局部変形能が飛躍的に向上することを明らかにした。
本発明は前述の知見に基づいて構成されており、上記の課題を解決して係る目的を達成するために、本発明は以下の手段を採用した。
（１）すなわち、本発明の一態様にかかる熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００９％以上、０．４０％以下、Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、Ｍｎ：０．００１％以上、４．０％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．１５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、０．０３％以下、Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ｏ：０．０００５％以上、０．０１％以下、を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．２０％以下、Ｖ：０．００１％以上、１．０％以下、Ｗ：０．００１％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上、１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上、２．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上、２．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上、２．０％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上、１．０％以下、Ｓｎ：０．０００１％以上、０．２％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上、０．２％以下、Ａｓ：０．０００１％以上、０．５０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下、のうちの１種又は２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、少なくとも鋼板表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が１．０以上６．０以下でかつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が１．０以上５．０以下であり、圧延方向に対して直角方向のｒ値であるｒＣが０．７０以上１．１０以下でかつ、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０が０．７０以上１．１０以下である。
（２）また、上記（１）に記載の態様では、さらに、前記圧延方向のｒ値であるｒＬが０．７０以上１．１０以下でかつ、前記圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０が０．７０以上１．１０以下であってもよい。
（３）また、上記（１）または（２）に記載の態様では、さらに、前記熱延鋼板中にベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよびオーステナイトの１種または２種以上が存在し、これら組織の結晶粒のうち、前記圧延方向の長さｄＬと板厚方向の長さｄｔの比であるｄＬ／ｄｔが３．０以下である粒の割合が５０％以上１００％以下であってもよい。
（４）上記（１）または（２）に記載の態様では、前記熱延鋼板の金属組織の全面積のうち、粒径が２０μｍを超える結晶粒の面積割合が０％以上１０％以下であってもよい。
（５）本発明の一態様にかかる冷延鋼板は、上記（１）に記載の熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板であって、少なくとも前記板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が１．０以上４．０未満でかつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が１．０以上５．０以下であり、前記圧延方向に対して直角方向のｒ値であるｒＣが０．７０以上１．１０以下でかつ、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０が０．７０以上１．１０以下である。
（６）上記（５）に記載の態様では、前記圧延方向のｒ値であるｒＬが０．７０以上１．１０以下でかつ、前記圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０が０．７０以上１．１０以下であってもよい。
（７）上記（５）または（６）に記載の態様では、前記冷延鋼板中にベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよびオーステナイトの１種または２種以上が存在し、これら組織の結晶粒のうち、前記圧延方向の長さｄＬと板厚方向の長さｄｔの比であるｄＬ／ｄｔが３．０以下である粒の割合が５０％以上１００％以下であってもよい。
（８）上記（５）または（６）に記載の態様では、前記冷延鋼板の金属組織の全面積のうち、粒径が２０μｍを超える結晶粒の面積割合が０％以上１０％以下であってもよい。
（９）本発明の一態様にかかる亜鉛めっき鋼板は、上記（５）に記載の冷延鋼板の表面に、さらに、溶融亜鉛めっき層または、合金化溶融亜鉛めっき層を備えた亜鉛めっき鋼板であって、少なくとも前記板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が１．０以上４．０未満でかつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が１．０以上５．０以下であり、前記圧延方向に対して直角方向のｒ値であるｒＣが０．７以上１．１０以下でかつ、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０が０．７０以上１．１０以下である。
（１０）上記（９）に記載の態様では、前記圧延方向のｒ値であるｒＬが０．７０以上１．１０以下でかつ、前記圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０が０．７０以上１．１０以下であってもよい。
（１１）本発明の一態様にかかる熱延鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．００９％以上、０．４０％以下、Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、Ｍｎ：０．００１％以上、４．０％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．１５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、０．０３％以下、Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ｏ：０．０００５％以上、０．０１％以下、を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．２０％以下、Ｖ：０．００１％以上、１．０％以下、Ｗ：０．００１％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上、１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上、２．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上、２．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上、２．０％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上、１．０％以下、Ｓｎ：０．０００１％以上、０．２％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上、０．２％以下、Ａｓ：０．０００１％以上、０．５０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下、のうちの１種又は２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼塊またはスラブを、１０００℃以上１２００℃以下の温度域で、２０％以上の圧下を少なくとも１回以上行う第１の熱間圧延を行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲で、圧下率の合計が５０％以上である第２の熱間圧延を行い、Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲で、圧下率の合計が３０％未満である第３の熱間圧延を行い、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了する。
ここで、前記Ｔ１は鋼板成分により決定される温度であり、下式１で表される。
Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ・・・（式１）
（１２）上記（１１）に記載の態様では、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲での前記第２の熱間圧延において、１パスで３０％以上の圧下率の圧下を少なくとも１回以上行い、かつ、圧下率の合計を５０％以上としてもよい。
（１３）上記（１１）または（１２）に記載の態様では、１０００℃以上１２００℃以下の温度域での前記第１の熱間圧延において、２０％以上の圧下率の圧下を少なくとも２回以上行い、オーステナイト粒径を１００μｍ以下としてもよい。
（１４）上記（１１）または（１２）に記載の態様では、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における３０％以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間ｔが、下式２を満たす構成を採用してもよい。
ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５・・・（式２）
ここで、ｔ１は下式３で表される。
ｔ１=０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１）２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１）＋３．１・・・（式３）
ここで、Ｔｆは前記最終パス後の温度であり、Ｐ１は前記最終パスにおける圧下率である。
（１５）上記（１４）に記載の態様では、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における前記第２の熱間圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を１８℃以下としてもよい。
（１６）本発明の一態様にかかる冷延鋼板の製造方法は、上記（１１）に記載の熱延鋼板の製造方法で得られた前記熱延鋼板に対して、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了した後、酸洗し、冷間にて２０％以上９０％以下の圧延を行い、７２０℃以上９００℃以下の温度域で１秒以上３００秒以下の保持時間で焼鈍し、６５０℃から５００℃の間の冷却速度が１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下である加速冷却を行い、２００℃以上５００℃以下の温度にて保持する。
（１７）上記（１６）に記載の態様では、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲での前記第２の熱間圧延において、１パスで３０％以上の圧下率の圧下を少なくとも１回以上行い、かつ、圧下率の合計を５０％以上としてもよい。
（１８）上記（１６）または（１７）に記載の態様では、１０００℃以上１２００℃以下の温度域での前記第１の熱間圧延において２０％以上の圧下率の圧下を少なくとも２回以上行い、オーステナイト粒径を１００μｍ以下としてもよい。
（１９）上記（１６）または（１７）に記載の態様では、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における３０％以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間ｔが、下式４を満たす構成を採用してもよい。
ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５・・・（式４）
ここで、ｔ１は下式５で表される。
ｔ１=０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１）２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１）＋３．１・・・（式５）
ここで、Ｔｆは前記最終パス後の温度であり、Ｐ１は前記最終パスにおける圧下率である。
（２０）上記（１６）または（１７）に記載の態様では、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における前記第２の熱間圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を１８℃以下としてもよい。
（２１）本発明の一態様にかかる亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記（１１）に記載の熱延鋼板の製造方法で得られた前記熱延鋼板に対して、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了した後、６８０℃以下室温以上の温度域で巻き取り、酸洗し、冷間にて２０％以上９０％以下の圧延を行い、６５０℃以上９００℃以下の温度域まで昇温し、１秒以上３００秒以下の保持時間で焼鈍し、０．１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の冷却速度で７２０℃以下５８０℃以上の温度域まで冷却をし、亜鉛めっき処理を行う。
（２２）上記（２１）に記載の態様では、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲での前記第２の熱間圧延において、１パスで３０％以上の圧下率の圧下を少なくとも１回以上行い、かつ、圧下率の合計を５０％以上としてもよい。
（２３）上記（２１）または（２２）に記載の態様では、１０００℃以上１２００℃以下の温度域での前記第１の熱間圧延において、２０％以上の圧下率の圧下を少なくとも２回以上行い、オーステナイト粒径を１００μｍ以下としてもよい。
（２４）上記（２１）または（２２）に記載の態様では、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における３０％以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間ｔが、下式６を満たす構成を採用してもよい。
ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５・・・（式６）
ここで、ｔ１は下式７で表される。
ｔ１=０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１）２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１）＋３．１・・・（式７）
ここで、Ｔｆは前記最終パス後の温度、Ｐ１は前記最終パスにおける圧下率である。
（２５）上記（２４）に記載の態様では、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における前記第２の熱間圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を１８℃以下としてもよい。
本発明によれば、主な組織構成を限定せず、ＮｂやＴｉなどの元素が添加されていても異方性への影響が小さく、局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない熱延鋼板、冷延鋼板および亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
熱延鋼板における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値と、板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 熱延鋼板における｛３３２｝＜１１３＞方位群のＸ線ランダム強度比と、板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 熱延鋼板における圧延方向に対して直角方向のｒ値であるｒＣと、板厚／最小曲げ半径との関係を示す。 熱延鋼板における圧延方向に対しての３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０と、板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 熱延鋼板における圧延方向のｒ値であるｒＬと、板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 熱延鋼板における圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０と、板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 冷延鋼板における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値と板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 冷延鋼板における｛３３２｝＜１１３＞方位群のＸ線ランダム強度比と板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 冷延鋼板における圧延方向に対して直角方向のｒ値であるｒＣと板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 冷延鋼板における圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０と板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 冷延鋼板における圧延方向のｒ値であるｒＬと板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 冷延鋼板における圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０と板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 亜鉛めっき鋼板における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値と板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 亜鉛めっき鋼板における｛３３２｝＜１１３＞方位群のＸ線ランダム強度比と板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 亜鉛めっき鋼板における圧延方向に対して直角方向のｒ値であるｒＣと板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 亜鉛めっき鋼板における圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０と板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 亜鉛めっき鋼板における圧延方向のｒ値であるｒＬと板厚／最小曲げ半径との関係を示す図である。 亜鉛めっき鋼板における圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０と板厚／最小曲げ半径の関係を示す図である。 粗圧延後のオーステナイト粒径と、熱延鋼板における圧延方向に対して直角方向のｒ値であるｒＣとの関係を示す図である。 粗圧延後のオーステナイト粒径と熱延鋼板における圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０との関係を示す図である。 粗圧延における２０％以上の圧下率での圧下回数と粗圧延後のオーステナイト粒径との関係を示す図である。 Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における合計圧下率と、熱延鋼板における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値との関係を示す図である。 Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満の温度域における合計圧下率と、熱延鋼板における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値との関係を示す図である。 Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における合計圧下率と、熱延鋼板における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比との関係を示す図である。 Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満の温度域における合計圧下率と、熱延鋼板における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比との関係を示す図である。 Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における圧下時の各パス間の鋼板の最大温度上昇量、およびＴ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における３０％以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合における前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間と、熱延鋼板における圧延方向のｒ値であるｒＬとの関係を示す図である。 Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における圧下時の各パス間の鋼板の最大温度上昇量、およびＴ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における３０％以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合における前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間と熱延鋼板における圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０との関係を示す図である。 粗圧延後のオーステナイト粒径と冷延鋼板における圧延方向と直角方向のｒ値であるｒＣとの関係を示す図である。 粗圧延後のオーステナイト粒径と冷延鋼板における圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０との関係を示す図である。 Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の圧下率と冷延鋼板における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値との関係を示す図である。 Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における合計圧下率と冷延鋼板における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比との関係を示す図である。 粗圧延後のオーステナイト粒径と亜鉛めっき鋼板における圧延方向と直角方向のｒ値であるｒＣとの関係を示す図である。 粗圧延後のオーステナイト粒径と亜鉛めっき鋼板における圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０との関係を示す図である。 Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における合計圧下率と亜鉛めっき鋼板における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値との関係を示す図である。 Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満の温度域における合計圧下率と亜鉛めっき鋼板における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値との関係を示す図である。 Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における合計圧下率と亜鉛めっき鋼板における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比との関係を示す図である。 Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満の温度域における合計圧下率と亜鉛めっき鋼板における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比との関係を示す図である。 Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における圧下時の各パス間の鋼板の最大温度上昇量、およびＴ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における３０％以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合における前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間と亜鉛めっき鋼板における圧延方向のｒ値であるｒＬとの関係を示す図である。 Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下温度域における圧下時の各パス間の鋼板の最大温度上昇量、およびＴ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における３０％以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合における前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間と亜鉛めっき鋼板における圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０との関係を示す図である。 本実施形態の熱延鋼板と比較鋼の強度と穴拡げ性との関係を示す図である。 本実施形態の熱延鋼板と比較鋼の強度と曲げ性との関係を示す図である。 本実施形態の熱延鋼板と比較鋼の強度と成形性の異方性との関係を示す図である。 本実施形態の冷延鋼板と比較鋼の強度と穴拡げ性との関係を示す図である。 本実施形態の冷延鋼板と比較鋼の強度と曲げ性との関係を示す図である。 本実施形態の冷延鋼板と比較鋼の強度と成形性の異方性との関係を示す図である。
以下に本発明の一実施形態を詳細に説明する。
１．熱延鋼板について
（１）鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比：
鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値は、本実施形態において特に重要な特性値である。
図１に示すように、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における板面の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６．０以下であれば、足回り部品や骨格部品の加工に必要な板厚／最小曲げ半径であるｄ／Ｒｍが１．５以上を満たす。さらに穴拡げ性や、小さな限界曲げ特性を必要とする場合には、望ましくは４．０以下で、より望ましくは、３．０未満である。６．０超では、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、その結果、ある方向の局部変形能が改善しても、その方向とは異なる方向での材質が著しく劣化するため、前述の板厚／最小曲げ半径≧１．５を満足できなくなる。冷延鋼板または、亜鉛めっき鋼板の原板である熱延鋼帯とする場合には、上記のＸ線ランダム強度比は、４．０未満であることが望ましい。
一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、Ｘ線ランダム強度比が１．０未満になると局部変形能の劣化が懸念される。
さらに同様な理由から、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が、図２に示すように５．０以下であれば、足回り部品の加工に必要な板厚／最小曲げ半径≧１．５を満たす。より望ましくは、３．０以下である。５．０超であると、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、その結果、ある方向のみの局部変形能が改善しても、その方向とは異なる方向での材質が著しく劣化するため、板厚／最小曲げ半径≧１．５を確実に満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、Ｘ線ランダム強度比が１．０未満になると局部変形能の劣化が懸念される。
以上述べた結晶方位のＸ線ランダム強度比が、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。
（２）圧延方向と直角方向のｒ値であるｒＣ：
このｒＣは、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のＸ線ランダム強度比だけが適正であっても、必ずしも良好な穴拡げ性や曲げ性が得られないことが判明した。図３に示すように、上記のＸ線ランダム強度比と同時に、ｒＣが０．７０以上であることが必須である。
上述のｒＣの上限を１．１０とすることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。
（３）圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０：
このｒ３０は、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のＸ線強度が適正であっても、必ずしも良好な局部変形能が得られないことが判明した。図４に示すように、上記のＸ線強度と同時に、ｒ３０が１．１０以下であることが必須である。
上述のｒ３０の下限を０．７０とすることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。
（４）圧延方向のｒ値であるｒＬおよび圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０：
さらに、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のＸ線ランダム強度比とｒＣおよびｒ３０だけでなく、図５、図６に示すように、さらに圧延方向のｒＬが０．７０以上でかつ、圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０が１．１０以下であれば、板厚／最小曲げ半径≧２．０を満たすことが判明した。
上述のｒＬ値およびｒ６０値が、ｒＬが１．１０以下、ｒ６０が０．７０以上であることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。
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、本実施形態に係る熱延鋼板においては、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局部変形能を得ることはできない。
（５）ベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよびオーステナイト粒のｄＬ／ｄｔ比：
本発明者らは、さらに局部変形能を追求した結果、上記の集合組織およびｒ値を満たした上で、結晶粒の等軸性に優れたときに、曲げ加工の方向依存性がほぼなくなることを見出した。この等軸性を表す指標としては、これら組織中の結晶粒の熱間圧延方向の長さであるｄＬと板厚方向の長さであるｄｔの比であるｄＬ／ｄｔが、３．０以下の等軸性に優れた粒の割合が、これら結晶粒のうち、５０％以上１００％以下である。５０％未満では、圧延方向であるＬ方向または圧延方向に対して直角方向であるＣ方向の曲げ性Ｒが劣化する。
各組織の判定は、以下のように行うことができる。
光学顕微鏡による組織観察にて、パーライトを特定する。次にＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction；電子線後方散乱回折法）を用いて、結晶構造を判定し、ｆｃｃ構造の結晶をオーステナイトとする。ｂｃｃ構造のフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトは、ＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭに装備されているKernel Average Misorientation、すなわちＫＡＭ法にて識別することができる。ＫＡＭ法は測定データのうちのある正六角形のピクセルの隣り合う６個である第一近似、もしくはさらにその外側１２個である第二近似、もしくはさらにその外側の１８個である第三近似のピクセル間の方位差を平均し、その値をその中心のピクセルの値とする計算を各ピクセルに行うことにより算出される値である。粒界を越えないようにこの計算を実施することで粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。このマップは粒内の局所的な方位変化に基づくひずみの分布を表している。
本発明の実施例においては、ＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭにおいて隣接するピクセル間の方位差を計算する条件を第三近似として、この方位差が５°以下とし、上記の方位差第三近似において、１°超が低温変態生成物であるベイナイトもしくはマルテンサイト、１°以下がフェライトと定義した。これは、高温で変態したポリゴナルな初析フェライトは拡散変態で生成するので、転位密度が小さく、粒内の歪みが少ないため、結晶方位の粒内差が小さく、これまで発明者らが実施してきた様々な調査結果より、光学顕微鏡観察で得られるフェライト体積分率とＫＡＭ法にて測定した方位差第三近似１°で得られるエリアの面積分率がほぼよい一致をするためである。
（６）粒径２０μｍを超える結晶粒の割合：
さらに、曲げ性は、結晶粒の等軸性の影響を強く受け、その効果が大きいことを見出した。その理由は明らかではないが、曲げ変形は、局部的にひずみが集中するモードであり、全ての結晶粒が均一に、等価にひずみを受ける状態が曲げ性には有利と考えられる。粒径の大きな結晶粒が多い場合には、等方性化と等軸粒化が十分であっても、局部的な結晶粒が歪むことにより、その局部的に歪む結晶粒の方位により、曲げ性に大きなばらつきが出て、曲げ性の低下を引き起こすと考えている。そのため、等方性化と等軸粒化の効果により、ひずみの局部化を抑え、曲げ性を向上させるためには、全面積のうち、粒径２０μｍを超える結晶粒の占める面積割合が少ない方がよく、０％以上１０％以下である必要がある。１０％より多いと曲げ性が劣化する。ここで言う結晶粒とは、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、およびオーステナイトの結晶粒を言う。
本発明は熱延鋼板の全般に適用できるものであり、上記の限定が満たされれば組織の組み合わせに制限されることなく、熱延鋼板の曲げ加工性や穴広げ性などの局部成形能が飛躍的に向上する。
２．冷延鋼板について
（１）鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比：
鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値は本実施形態において、特に重要な特性値である。
図７に示すように、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における板面の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４．０未満であれば、骨格部品の加工に必要な板厚／最小曲げ半径≧１．５を満たす。さらに穴拡げ性や、小さな限界曲げ特性を必要とする場合には、３．０未満が望ましい。４．０以上では鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、その結果、ある方向のみの局部変形能は改善するものの、その方向とは異なる方向での材質が著しく劣化するため、前述の板厚／最小曲げ半径≧１．５を満足できなくなる。
一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、Ｘ線ランダム強度比が１．０未満になると局部変形能の劣化が懸念される。
さらに同様な理由から、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比は図８に示すように５．０以下であれば、骨格部品の加工に必要な板厚／最小曲げ半径≧１．５を満たす。より望ましくは３．０以下である。これが５．０超であると、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、その結果、ある方向のみの局部変形能は改善するものの、その方向とは異なる方向での材質が著しく劣化するため、板厚／最小曲げ半径≧１．５を確実に満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、Ｘ線ランダム強度比が１．０未満になると局部変形能の劣化が懸念される。
以上述べた結晶方位のＸ線ランダム強度比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。
（２）圧延方向と直角方向のｒ値であるｒＣ：
このｒＣ値は、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のＸ線ランダム強度比だけが適正であっても、必ずしも良好な穴拡げ性や曲げ性が得られないことが判明した。図９に示すように、上記のＸ線ランダム強度比と同時に、ｒＣが０．７０以上であることが必須である。
上述のｒＣの上限を、１．１０とすることで、より優れた局部変形能を得ることができる。
（３）圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０：
このｒ３０は、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のＸ線ランダム強度比が適正であっても、必ずしも良好な局部変形能が得られないことが判明した。図１０に示すように、上記のＸ線ランダム強度比と同時に、ｒ３０が１．１０以下であることが必須である。
上述のｒ３０の下限を０．７０とすることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。
（４）圧延方向のｒ値であるｒＬ、圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０：
さらに本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のＸ線ランダム強度比とｒＣおよびｒ３０だけでなく、図１１、図１２に示すように圧延方向のｒＬおよび圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０が、それぞれｒＬが０．７０以上でかつ、ｒ６０が１．１０以下であれば、さらに良好な板厚／最小曲げ半径≧２．０を満たすことが判明した。
上述のｒＬおよびｒ６０は、ｒＬが１．１０以下、ｒ６０が０．７０以上とすることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。
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、本発明の冷延鋼板においては、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局部変形能を得ることはできない。
（５）ベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよびオーステナイト粒のｄＬ／ｄｔ比：
本発明者らは、さらに局部変形能を追求した結果、上記の集合組織およびｒ値を満たした上で、結晶粒の等軸性に優れたときに、曲げ加工の方向依存性がほぼなくなることを見出した。この等軸性を表す指標としては、これら組織中の結晶粒の冷間圧延方向の長さであるｄＬと板厚方向の長さであるｄｔの比であるｄＬ／ｄｔが、３．０以下の等軸性に優れた粒の割合が、これら結晶粒のうち、５０％以上１００％以下である。５０％未満では、圧延方向であるＬ方向または圧延方向に対して直角方向であるＣ方向の曲げ性Ｒが劣化する。
各組織の判定は、以下のように行うことができる。
光学顕微鏡による組織観察にて、パーライトを特定する。次にＥＢＳＤを用いて、結晶構造を判定し、ｆｃｃ構造の結晶をオーステナイトとする。ｂｃｃ構造のフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトは、ＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭに装備されているKernel Average Misorientation、すなわちＫＡＭ法にて識別することができる。ＫＡＭ法は測定データのうちのある正六角形のピクセルの隣り合う６個である第一近似、もしくはさらにその外側１２個である第二近似、もしくはさらにその外側の１８個である第三近似のピクセル間の方位差を平均し、その値をその中心のピクセルの値とする計算を各ピクセルに行うことにより算出される値である。粒界を越えないようにこの計算を実施することで粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。このマップは粒内の局所的な方位変化に基づくひずみの分布を表している。
本発明の実施例においては、ＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭにおいて隣接するピクセル間の方位差を計算する条件を第三近似として、この方位差が５°以下とし、上記の方位差第三近似において、１°超が低温変態生成物であるベイナイトもしくはマルテンサイト、１°以下がフェライトと定義した。これは、高温で変態したポリゴナルな初析フェライトは拡散変態で生成するので、転位密度が小さく、粒内の歪みが少ないため、結晶方位の粒内差が小さく、これまで発明者らが実施してきた様々な調査結果より、光学顕微鏡観察で得られるフェライト体積分率とＫＡＭ法にて測定した方位差第三近似１°で得られるエリアの面積分率がほぼよい一致をするためである。
（６）粒径２０μｍを超える結晶粒の割合：
さらに、曲げ性は、結晶粒の等軸性の影響を強く受け、その効果が大きくなることを見出した。その理由は明らかではないが、曲げ変形は、局部的にひずみが集中するモードであり、全ての結晶粒が均一に、等価にひずみを受ける状態が曲げ性には有利と考えている。粒径の大きな結晶粒が多い場合、等方性化と等軸粒化が十分であっても、局部的な結晶粒が歪むことにより、その局部的に歪む結晶粒の方位により、曲げ性に大きなばらつきが出て、曲げ性の低下を引き起こすと考えている。そのため、等方性化と等軸粒化の効果により、ひずみの局部化を抑え、曲げ性を向上させるためには、全面積のうち、粒径２０μｍを超える結晶粒の占める面積割合が少ない方がよく、０％以上１０％以下である必要がある。１０％より多いと曲げ性が劣化する。ここで言う結晶粒とは、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、およびオーステナイトの結晶粒を言う。
本発明は冷延鋼板の全般に適用できるものであり、上記の限定が満たされれば、組織の組み合わせに制限されることなく、冷延鋼板の曲げ加工性や穴広げ性などの局部変形能が飛躍的に向上する。
３．亜鉛めっき鋼板について
（１））鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比：
鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値は本実施形態において、特に重要な特性値である。図１３に示すように、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における板面の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４．０未満であれば、直近要求される足回り部品の加工に必要な板厚／最小曲げ半径≧１．５を満たす。さらに穴拡げ性や小さな限界曲げ特性を必要とする場合には、３．０未満が望ましい。４．０以上では鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、その結果、ある方向のみの局部変形能は改善するものの、その方向とは異なる方向での材質が著しく劣化するため、板厚／最小曲げ半径≧１．５を満足できなくなる。
一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、Ｘ線ランダム強度比が１．０未満になると局部変形能の劣化が懸念される。
さらに同様な理由から、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比は、図１４に示すように、５．０以下であれば、直近要求される足回り部品の加工に必要な板厚／曲げ半径≧１．５を満たす。望ましくは３．０以下である。これが５．０超であると、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、その結果、ある方向のみの局部変形能は改善するものの、その方向とは異なる方向での材質が著しく劣化するため、板厚／曲げ半径≧１．５を確実に満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、Ｘ線ランダム強度比が１．０未満になると局部変形能の劣化が懸念される。
以上述べた結晶方位のＸ線ランダム強度比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。
圧延方向と直角方向のｒ値であるｒＣ：
このｒＣは、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のＸ線ランダム強度比だけが適正であっても、必ずしも良好な穴拡げ性や曲げ性が得られないことが判明した。図１５に示すように、上記のＸ線ランダム強度比と同時に、ｒＣが０．７０以上であることが必須である。
上述のｒＣの上限を、１．１０とすることで、より優れた局部変形能を得ることができる。
圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０：
このｒ３０は、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のＸ線ランダム強度比が適正であっても、必ずしも良好な局部変形能が得られないことが判明した。図１６に示すように、上記のＸ線ランダム強度比と同時に、ｒ３０が１．１０以下であることが必須である。
上述のｒ３０の下限を、０．７０とすることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。
圧延方向のｒ値であるｒＬ、圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０：
更に本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のＸ線ランダム強度比とｒＣおよびｒ３０だけでなく、図１７、図１８のように圧延方向のｒＬおよび圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ６０が、それぞれｒＬが０．７０以上でかつ、ｒ６０が１．１０以下であれば、更に良好な板厚／最小曲げ半径≧２．０を満たすことが判明した。
上述のｒＬ値およびｒ６０値は、ｒＬが１．１０以下、ｒ６０が０．７０以上であることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。
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、本発明の亜鉛めっき鋼板においては、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局部変形能を得ることはできない。
本発明は亜鉛めっき鋼板の全般に適用できるものであり、上記の限定が満たされれば、組織の組み合わせに制限されることなく、亜鉛めっき鋼板の曲げ加工性や穴広げ性などの局部変形能が飛躍的に向上する。
上述の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞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、Ｘ線回折やＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction；電子線後方散乱回折法）などの方法を用いて測定することができる。具体的には、｛１１０｝極点図に基づいて、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、ＥＢＳＤ法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比には、３次元集合組織のφ２=４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の強度をそのまま用いればよい。マイナス１を表すアッパーライン付きの１は、−１で表記した。
また、｛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。
Ｘ線回折または、ＥＢＳＤ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表面より減厚し、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、板厚の５／８〜３／８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。板幅方向については、端部から１／４もしくは、３／４の位置で採取することが望ましい。
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について満たされることで、より一層局部変形能が良好になる。しかしながら、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部の測定を行うことで、概ね鋼板全体の材質特性を代表することができるため、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比とを規定するものとする。｛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。
また、上述の各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、高強度鋼板の場合、５〜１５％の範囲で、均一伸びの範囲で評価すればよい。
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く、本発明によれば、いずれの曲げ方向においても同様の特性が得られる。
パーライトのｄＬ／ｄｔおよび粒径は、光学顕微鏡における組織観察において、二値化処理、ポイントカウント法により求めることができる。
また、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトの粒径は、前述のＥＢＳＤ法による鋼板の方位の解析において、例えば、１５００倍の倍率にて、０．５μｍ以下の測定ステップで方位測定を行い、隣り合う測定点の方位差が１５°を超えた位置を粒境界として定め、その円相当径を求めることで得られる。その際、圧延方向および板厚方向の粒の長さについても、同時に求めることでｄＬ／ｄｔが得られる。
次に、鋼板成分の限定条件について述べる。含有量の％は質量％である。
本発明の冷延鋼板および亜鉛めっき鋼板は、本発明における熱延鋼板を原板としているため、鋼板の成分については、熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板のいずれについても以下の通りである。
Ｃは、基本的に含有される元素であり、その下限を０．０００１％としたのは、実用鋼で得られる下限値を用いることにしたためである。上限は０．４０％超になると、加工性や溶接性が悪くなるので、０．４０％に設定する。なお、過度のＣ添加はスポット溶接性を著しく劣化させるため、０．３０％以下がより望ましい。
Ｓｉは鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、２．５％超となると加工性が劣化したり、表面疵が発生したりするので、２．５％を上限とする。一方、実用鋼でＳｉを０．００１％未満とするのは困難であるので、０．００１％を下限とする。
Ｍｎは鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、４．０％超となると加工性が劣化するので、４．０％を上限とする。一方、実用鋼でＭｎを０．００１％未満とするのは困難であるので、０．００１％を下限とする。但し、極度な製鋼コストの上昇を避けるためには、０．０１％以上とすることが望ましい。Ｍｎはフェライト生成を抑制するため、組織にフェライト相を含ませて伸びを確保したい場合には、３．０％以下とすることが望ましい。また、Ｍｎ以外に、Ｓによる熱間割れの発生を抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されない場合には、重量％でＭｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。
ＰとＳの上限は、加工性の劣化や熱間圧延または冷間圧延時の割れを防ぐため、Ｐが０．１５％以下、Ｓが０．０３％以下とする。それぞれの下限は、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で可能な値として、Ｐが０．００１％、Ｓが０．０００５％とする。なお、Ｓについては、極端な脱硫はコストが高くなりすぎるため、０．００１％以上がより望ましい。
Ａｌは脱酸のために０．００１％以上添加する。但し、脱酸が十分に必要な場合、０．０１％以上の添加がより望ましい。また、Ａｌはγ→α変態点を顕著に上昇させるので、特にＡｒ３点以下での熱延を指向する場合には有効な元素である。しかし、多すぎると溶接性が劣悪となるため、上限を２．０％とする。
ＮとＯは不純物であり、加工性を悪くさせないように、共に０．０１％以下とする。下限は、両元素とも現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で可能な０．０００５％とする。但し、極端な製鋼コストの上昇を抑えるためには０．００１％以上とすることが望ましい。
更に、析出強化によって機械的強度を高めるため、あるいは、局部変形能を向上させるべく介在物制御や析出物微細化のために、従来から用いている元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ａｓのいずれか１種または２種以上を含有しても構わない。析出強化を得るためには、微細な炭窒化物を生成させることが有効であり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの添加が有効である。またＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗは固溶元素として、結晶粒の微細化に寄与する効果もある。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの添加によって、析出強化の効果を得るためには、Ｔｉは０．００１％以上、Ｎｂは０．００１％以上、Ｖは０．００１％以上、Ｗは０．００１％以上の添加が必要である。析出強化が特に必要である場合には、Ｔｉを０．０１％以上、Ｎｂを０．００５％以上、Ｖを０．０１％以上、Ｗを０．０１％以上添加することがより望ましい。さらに、Ｔｉ、Ｎｂは析出強化以外に、炭素、窒素の固定、組織制御、細粒強化などの機構を通じて材質を改善する効果を有する。また、Ｖは析出強化に有効で、ＭｏやＣｒよりも添加による強化が起因した局部変形能の劣化代が小さく、高強度でよりよい穴拡げ性や曲げ性が必要な場合には、効果的な添加元素である。但し、過度に添加しても、強度上昇は飽和してしまうこと、加えて、熱延後の再結晶を抑制することで、結晶方位制御を困難にすることから、ＴｉおよびＮｂで０．２０％以下、ＶおよびＷで１．０％以下とする必要がある。但し、特に伸びが必要な場合は、Ｖを０．５０％以下、Ｗを０．５０％以下とすることがより望ましい。
組織の焼き入れ性を上昇させ、第二相制御を行うことで強度を確保する場合、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ａｓの１種または２種以上の添加が有効である。さらに、Ｂは上記以外に、炭素、窒素の固定、析出強化、細粒強化などの機構を通じて材質を改善する効果を有する。また、Ｍｏ、Ｃｒは機械的強度を高める効果に加えて、材質を改善する効果がある。
これら効果を得るためには、Ｂは０．０００１％以上、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは０．００１％以上、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ａｓは０．０００１％以上を添加する必要がある。しかし、過度の添加は逆に加工性を劣化させるので、Ｂの上限を０．００５０％、Ｍｏの上限を１．０％、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの上限を２．０％、Ｃｏの上限を１．０％、Ｓｎ、Ｚｒの上限を０．２％、Ａｓの上限を０．５０％とする。特に加工性が強く要求される場合は、Ｂの上限を０．００５％、Ｍｏの上限を０．５０％とすることが望ましい。また、コストの観点から、上記の添加元素のうち、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ａｓを選択することがより望ましい。
Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａは、介在物を無害化し、局部変形能をさらに向上させるために重要な添加元素である。この効果を得るための添加量の下限をそれぞれ０．０００１％とするが、介在物の形態制御が必要な場合は、それぞれ０．０００５％以上添加することが望ましい。一方、過剰添加は清浄度の悪化につながるため、Ｍｇで０．０１０％、ＲＥＭで０．１％、Ｃａで０．０１０％を上限とした。
本発明の熱延鋼板および冷延鋼板に表面処理を施しても、局部変形能改善効果を失うものではなく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理及びノンクロ処理等のいずれを施しても、本発明の効果が得られる。
また、本発明の亜鉛めっき鋼板は、本発明の冷延鋼板の表面に亜鉛めっき処理による亜鉛めっき層を有するものであるが、亜鉛めっきは、溶融亜鉛めっきと電気亜鉛めっきのいずれでも効果が得られる。また、亜鉛めっき後合金化処理をして、自動車用途に代表される合金化亜鉛めっき鋼板としてもよい。
加えて、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板にさらに表面処理しても本発明の効果を失うものでなく、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等の何れでも本発明の効果が得られる。
２．製造方法について
次に本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法について述べる。
優れた局部変形能を実現するためには、所定のＸ線ランダム強度比をもつ集合組織を形成させること、各方向のｒ値の条件を満たすこと、および粒形状を制御することが重要である。これらを満たすための製造条件の詳細を以下に記す。
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。
本実施形態に係る熱延鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。
ｒＣが０．７０以上でかつ、ｒ３０が１．１０以下という、前述の所定の値を満たすためには、粗圧延後、すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要である。図１９、図２０に示すように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が２００μｍ以下であればよい。
２００μｍ以下の仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を得るためには、図２１に示すように、粗圧延を１０００℃以上１２００℃以下の温度域での圧延で行ってかつ、この温度域で少なくとも２０％以上の圧下率で１回以上圧下すればよい。但し、より均質性を高め、伸び、局部変形能を高めるためには、１０００℃以上１２００℃以下の温度域で少なくとも４０％以上の圧下率で１回以上圧延することが望ましい。
オーステナイト粒径は、１００μｍ以下にすることがさらに望ましく、そのためには、２０％以上の圧下率で２回以上圧下を行うことが望ましい。望ましくは、４０％以上の圧下率で２回以上である。圧下率およびその圧下の回数は大きいほど、細粒を得ることができるが、７０％を超える圧下や、１０回を超える粗圧延は、温度の低下やスケールの過剰生成の懸念がある。このように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが、後々の仕上げ圧延でのオーステナイトの再結晶促進を通じて、特にｒＬやｒ３０の制御を介した局部変形能の改善に有効である。
オーステナイト粒径の微細化が、局部変形能に影響を及ぼす理由としては、仕上げ圧延中の再結晶核の１つとして、粗圧延後、すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒界が機能するためと推測される。
粗圧延後のオーステナイト粒径を確認するためには、仕上げ圧延に入る前の板片を可能な限り急冷することが望ましく、１０℃／ｓ以上の冷却速度で板片を冷却して、板片断面の組織をエッチングしてオーステナイト粒界を浮き立たせて光学顕微鏡にて測定する。この際、５０倍以上の倍率にて２０視野以上を、画像解析やポイントカウント法にて測定する。
また、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比を前述の値の範囲とするには、粗圧延後の仕上げ圧延で鋼板成分によって決められる前記式１に記載のＴ１温度を基準に、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、望ましくはＴ１＋５０℃以上Ｔ１＋１００℃以下の温度域で、大きな圧下率による加工を行い、Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満で小さな圧下率による加工を行う。上記によれば、最終熱延製品の局部変形能と形状を確保できる。図２２〜図２５に各温度域での圧下率と、各方位のＸ線ランダム強度比の関係を示す。
すなわち、図２２と図２４に示すように、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における大圧下と、図２３、図２５に示すような、その後のＴ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満での軽圧下が、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値および、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比を制御して、最終熱延製品の局部変形能を飛躍的に改善する。
このＴ１温度自体は経験的に求めたものであり、Ｔ１温度を基準として、各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを、発明者等は実験により知見した。
更に良好な局部変形能を得るためには、大圧下によってひずみを蓄積するか、圧下毎に繰り返し再結晶させることが重要である。ひずみ蓄積のためには圧下率の合計が５０％以上、望ましくは７０％以上で、さらに、パス間の鋼板の温度上昇を１８℃以下にすることが望ましい。一方で、圧下率の合計が９０％を超えることは、温度確保や過大な圧延負荷の観点から望ましくない。更に、熱延板の均質性を高め、伸び、局部延性を極限まで高めるためには、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域での圧延のうち、少なくとも１パスは、３０％以上望ましくは４０％以上の圧下率で圧下を行う。一方で、１パスで７０％を超えると形状に支障が出る懸念がある。より高い加工性が要求される場合は、最終の２パスを３０％以上とすることがより望ましい。
更に、蓄積したひずみの開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での大圧下の後、Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満の温度域での加工量をなるべく少なく抑えることが必要であり、Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満での圧下率の合計を３０％未満とする。板形状の観点からは、１０％以上の圧下率が望ましいが、より局部変形能を重視する場合には、圧下率は０％が望ましい。Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が所定の範囲を超えると、再結晶したオーステナイト粒が展伸してしまい、停留時間が短いと再結晶が十分に進まず局部変形能を劣化させる。すなわち、本実施形態に係る製造条件においては、穴拡げ性や、曲げ性といった局部変形能を改善するため、仕上げ圧延においてオーステナイトを均一かつ微細に再結晶させることで、熱延製品の集合組織を制御することが重要である。
前述の規定した温度域よりも低温で圧延が行われたり、規定した圧下率よりも大きな圧下率を取ってしまうと、オーステナイトの集合組織が発達し、最終的に得られる熱延鋼板において、少なくとも鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以下で、かつ｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が５．０以下という各結晶方位におけるＸ線ランダム強度比が得られない。
一方、規定した温度域よりも高温で圧延が行われたり、規定した圧下率よりも小さい圧下率を採ってしまったりすると、粗粒化や混粒の原因となり、粒径２０μｍを超える結晶粒の面積率が増大する。上述の規定した圧延が行われているか否は、圧下率は圧延荷重や、板厚測定などから、実績または計算により求めることができる。また、温度についても、スタンド間温度計があれば実測可能であり、またはラインスピードや圧下率などから加工発熱等を考慮した計算シミュレーションが可能であるため、いずれか或いはその両方によって得ることができる。
以上のように行われる熱間圧延はＡｒ３以上の温度で終了する。熱間圧延の終了温度がＡｒ３未満になると、オーステナイト域とフェライト域との２相域圧延を含むため、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群への集積が強くなり、結果として局部変形能が著しく劣化する。
ｒＬおよびｒ６０が、それぞれｒＬが０．７０以上、ｒ６０が１．１０以下であれば、さらに良好な板厚／最小曲げ半径≧２．０を満たす。そのためには、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における３０％以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間ｔ（秒）が、前記式２を満たし、各パス間の鋼板の温度上昇が、１８℃以下であることが望ましい。
図２６、図２７に、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での圧下時のパス間の鋼板の温度上昇量、前記待ち時間ｔとｒＬおよび、ｒ６０の関係を示す。Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での各パス間の鋼板の温度上昇が１８℃以下で、ｔが前記式２を満たす場合に、ｒＬが０．７０以上、ｒ６０が１．１０以下である均一な再結晶オーステナイトを得ることができる。
前記待ち時間ｔがｔ１×２．５を超えると、粗粒化が進み、伸びが著しく低下する。また、ｔ１よりも短いと異方性が高くなり、等軸粒分率が低減する。
Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での鋼板の温度上昇が低過ぎてＴ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の範囲で、所定の圧下率が得られなかった場合には、再結晶が抑制されてしまう。また、前記待ち時間ｔ（秒）が、前記式２を満たさない場合には、長時間側では粗大粒になり、短時間側では再結晶化は進まず、十分な局部変形能を得ることはできない。
圧延後の冷却パターンについては、特に規定しない。それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンを採っても、本発明の効果は得られる。
熱間圧延においては、粗圧延後にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に、粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行っても良い。
また、熱間圧延後には、巻取りを行ってよい。
熱延鋼板には、必要に応じてスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延には、加工成形時に発生するストレッチャーストレインの防止や、形状矯正の効果がある。
本実施形態において得られる熱延鋼板の組織は、フェライトを主体とするが、フェライト以外の金属組織として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトおよび炭窒化物等の化合物を含有しても構わない。マルテンサイトやベイナイトの結晶構造は、フェライトのそれと同等もしくは類似しているので、フェライトの代わりにこれらの組織が主体であっても差し支えない。
尚、本発明に係る鋼板は曲げ加工だけでなく、曲げ、張り出し、絞り等および曲げ加工を主体とする複合成形にも適用できる。
次に本実施形態に係る冷延鋼板の製造方法について述べる。優れた局部変形能を実現するためには、冷間圧延終了後の鋼板において、所定のＸ線ランダム強度比をもつ集合組織を形成させること、各方向のｒ値の条件を満たすこと、および粒形状を制御することが重要である。これらを満たすための製造条件の詳細を以下に記す。
熱間圧延に先行する製造方法は、特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。
本実施形態に係る局部変形能に優れた冷延鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。
ｒＣおよびｒ３０が前述の所定の値を満たすためには、粗圧延後、すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要である。図２８、図２９に示すように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が小さいことが望ましく、２００μｍ以下であれば、前述の値を満足する。
２００μｍ以下の仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を得るためには、図２１に示すように、粗圧延を１０００℃以上１２００℃以下の温度域で行ってかつ、少なくとも２０％以上の圧下率で１回以上圧下すればよい。圧下率およびその圧下の回数は大きいほど、細粒を得ることができる。
オーステナイト粒径は、１００μｍ以下にすることがさらに望ましく、そのためには、２０％以上の圧下率で２回以上圧下を行うことが望ましい。望ましくは、４０％以上の圧下率で２回以上である。圧下率およびその圧下の回数は大きいほど、細粒を得ることができるが、７０％を超える圧下や、１０回を超える粗圧延は、温度の低下やスケールの過剰生成の懸念がある。このように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが、後々の仕上げ圧延でのオーステナイトの再結晶促進を通じて、特にｒＬやｒ３０の制御を介した局部変形能の改善に有効である。
オーステナイト粒径の微細化が、局部変形能に影響を及ぼす影響としては、仕上げ圧延中の再結晶核の１つとして、粗圧延後、すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒界が機能するためと推測される。粗圧延後のオーステナイト粒径を確認するためには、仕上げ圧延に入る前の板片を可能な限り急冷することが望ましく、１０℃／ｓ以上の冷却速度で板片を冷却して、板片断面の組織をエッチングし、オーステナイト粒界を浮き立たせて光学顕微鏡にて測定する。この際、５０倍以上の倍率にて２０視野以上を、画像解析やポイントカウント法にて測定する。
また鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値および｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比を前述の値の範囲とするには、粗圧延後の仕上げ圧延で鋼板成分によって決められる前記Ｔ１温度を基準に、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、望ましくは、Ｔ１＋５０℃以上Ｔ１＋１００℃以下の温度域で、大きな圧下率による加工を行い、Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満で小さな圧下率による加工を行う。上記によれば、最終冷延製品の局部変形能を確保できる。図３０〜図３１にＴ１＋３０℃以上２００℃以下の温度域での圧下率と、各方位のＸ線ランダム強度比との関係を示す。
すなわち、図３０と図３１に示すようにＴ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における大圧下を行い、その後のＴ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満での軽圧下を行うことで、後出の表７及び表８に見られるように、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値および｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比を制御して最終熱延製品の局部変形能を飛躍的に改善する。Ｔ１温度自体は経験的に求めたものであり、Ｔ１温度を基準として、各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを、発明者らは実験により知見した。
さらに良好な局部変形能を得るためには、大圧下によるひずみを蓄積することが重要で、圧下率の合計が５０％以上、より望ましくは６０％以上、さらに望ましくは７０％以上である。一方で圧下率の合計が９０％を超えることは温度確保や過大な圧延負荷の観点から望ましくない。更に、熱延板の均質性を高め、伸び、局部延性を極限まで高めるためには、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域での圧延のうち、少なくとも１パスは、３０％以上望ましくは４０％以上の圧下率で圧延を行う。一方で、１パスで７０％を超えると形状に支障が出る懸念がある。より高い加工性が要求される場合は、最終の２パスを３０％以上とすることがより望ましい。
さらに、蓄積したひずみの開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での大圧下の後、Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満の温度域での加工量をなるべく少なく抑えることが必要で、Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満での圧下率の合計を３０％未満とする。板形状の観点からは、１０％以上の圧下率が望ましいが、より局部変形能を重視する場合には、圧下率は０％が望ましい。Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が所定の範囲を超えると再結晶したオーステナイト粒が展伸してしまい、停留時間が短いと再結晶が十分に進まず局部変形能を劣化させる。すなわち、本実施形態に係る製造条件においては、仕上げ圧延においてオーステナイトを均一かつ微細に再結晶させることで熱延製品の集合組織を制御して穴拡げ性や、曲げ性といった局部変形能を改善することができる。
前述の規定した温度域よりも低温で圧延が行われたり、規定した圧下率よりも大きな圧下率を取ってしまうと、オーステナイトの集合組織が発達し、最終的に得られる冷延鋼板において、少なくとも鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が４．０未満で、かつ｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が５．０以下という各結晶方位におけるＸ線ランダム強度比が得られない。
一方、前述の規定した温度域よりも高温で圧延が行われたり、規定した圧下率よりも小さい圧下率を採ってしまったりすると、粗粒化や混粒の原因となり、粒径２０μｍを超える結晶粒の面積率が増大する。上述の規定した圧延が行われているか否は、圧下率は圧延荷重、板厚測定などから、実績または計算により求めることができる。また、温度についても、スタンド間温度計があれば実測可能であり、またはラインスピードや圧下率などから加工発熱等を考慮した計算シミュレーションが可能であるため、いずれか或いはその両方によって得ることができる。
以上のように行われる熱間圧延はＡｒ３以上の温度で終了する。熱間圧延をＡｒ３未満で終了すると、オーステナイト域とフェライト域との２相域圧延を含むため、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群への集積が強くなり、結果として局部変形能が著しく劣化する。
ｒＬおよびｒ６０が、それぞれｒＬが０．７０以上かつ、ｒ６０が１．１０以下であれば、さらに良好な板厚／最小曲げ半径≧２．０を満たす。そのためには、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での圧下時の各パス間の鋼板の温度上昇を１８℃以下に抑えることが望ましく、スタンド間冷却などの採用が望ましい。
さらに、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最後の圧延スタンドで圧下した後の冷却は、オーステナイトの粒径に大きな影響を与え、これが冷延焼鈍後の組織の等軸粒分率、粗大粒分率に強く影響を与える。よって、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における３０％以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間ｔが、前記式４を満たす必要がある。これより長時間側では、粗粒化が進み、伸びが著しく低下する。これより短時間側では、再結晶が十分に得られず、異方性が高くなる。そのため、板厚／最小曲げ半径≧２．０を満たすことができない。
また、熱間圧延後の冷却パターンについては、特に規定はせず、それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンを採っても、本発明の効果は得られる。
熱間圧延においては、粗圧延後にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に、粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。
上記熱間圧延が終了した鋼板に対して、冷間にて圧下率２０％以上９０％以下の圧延を行う。２０％未満では、その後の焼鈍工程で再結晶を起こすことが困難となり、等軸粒分率が低下する上、焼鈍後の結晶粒が粗大化してしまう。９０％超の圧下率では、焼鈍時の集合組織が発達するため、異方性が強くなってしまう。このため、冷間での圧下率を２０％以上９０％以下とする。
冷間圧延された鋼板は、その後、７２０℃以上９００℃以下の温度域に１〜３００秒間保持される。これより、低温もしくは短時間では、フェライトからの逆変態が十分に進まず、その後の冷却工程で第二相を得ることができないため、十分な強度が得られない。一方、９００℃を超えたり、３００秒以上保持が続くと、結晶粒が粗大化してしまうため、粒径２０μｍ以下の結晶粒の面積率が増大する。その後、６５０℃から５００℃の間の冷却速度が１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の冷却速度で、５００℃以下の温度まで冷却する。１０℃／ｓ未満の冷却速度、もしくは５００℃超の冷却終点温度とするとパーライトが生成してしまうため、局部変形能が低下する。一方、２００℃／ｓ超の冷却速度としても、パーライト抑制効果は飽和し、逆に冷却終点温度の制御性が著しく劣化するため、２００℃／ｓ以下とする。
本実施形態において得られる冷延鋼板の組織は、フェライトを含有するが、フェライト以外の金属組織として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトおよび炭窒化物等の化合物を含有しても構わない。ただし、パーライトは局部延性を劣化させるため５％以下であることが望ましい。マルテンサイトやベイナイトの結晶構造は、フェライトのそれと同等もしくは類似しているので、フェライト、ベイナイトあるいはマルテンサイトのいずれかが主体となる組織であっても差し支えない。
尚、本発明に係る冷延鋼板は曲げ加工だけでなく、曲げ、張り出し、絞り等および曲げ加工を主体とする複合成形にも適用できる。
次に本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法について述べる。
優れた局部変形能を実現するためには、亜鉛めっき処理を行った後の鋼板において、Ｘ線ランダム強度比をもつ集合組織を形成させることおよび各方向のｒ値の条件を満たすことが重要である。これらを満たすための製造条件の詳細を以下に記す。
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに鋳造後にそのまま熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。
本実施形態に係る局部変形能に優れた亜鉛めっき鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。
まずｒＣおよびｒ３０が前述の所定の値を満たすためには、粗圧延後すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要である。図３２、図３３に示すように仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が小さいことが望ましく、２００μｍ以下であれば前述の値を満足する。
２００μｍ以下の仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を得るためには、図２１のように粗圧延を１０００℃以上１２００℃以下の温度域で行って、かつ少なくとも２０％以上の圧下率で１回以上圧下すればよい。ただし、より均質性を高め、伸び、局部変形能を高めるためには、１０００℃以上１２００℃以下の温度域での粗圧延率で少なくとも４０％以上の圧下率で１回以上圧下することが望ましい。
より好ましい１００μｍ以下のオーステナイト粒を得るためには、さらにもう１回以上、合計で２回以上の２０％以上の圧下率の圧下を加える。望ましくは、４０％以上で２回以上である。圧下率およびその圧下の回数は大きいほど、細粒を得ることができるが、７０％を超える圧下や１０回を超える粗圧延は温度の低下やスケールの過剰生成の懸念がある。このように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが、後々の仕上げ圧延でのオーステナイトの再結晶促進を通じて特にｒＬおよびｒ３０の制御を通した局部変形能の改善に有効である。
オーステナイト粒径の微細化が、局部変形能に影響を及ぼす理由としては、仕上げ圧延中の再結晶核の１つとして粗圧延後、すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒界が機能するためと推測される。
粗圧延後のオーステナイト粒径を確認するためには、仕上げ圧延に入る前の板片を可能な限り急冷することが望ましく、１０℃／ｓ以上の冷却速度で板片を冷却して、板片断面の組織をエッチングしてオーステナイト粒界を浮き立たせて光学顕微鏡にて測定する。この際、５０倍以上の倍率にて２０視野以上を、画像解析やポイントカウント法にて測定する。さらに局部変形能を高めるためには１００μｍ以下が望ましい。
また、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値および、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比を前述の値の範囲とするには、粗圧延後の仕上げ圧延で、前記式１で規定される鋼板成分によって決められる前記Ｔ１温度を基準に、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、望ましくはＴ１＋５０℃以上Ｔ１＋１００℃以下の温度域で、大きな圧下率による圧下を行い、Ｔ１以上Ｔ１＋３０℃未満で小さな圧下率による圧下を行う。上記によれば、最終熱延製品の局部変形能と形状を確保できる。
図３４〜図３７に各温度域での圧下率と各方位のＸ線ランダム強度比の関係を示す。
すなわち、図３４と図３６に示すような、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における合計圧下率で５０％以上の大圧下と、図３５と図３７に示すような、その後のＴ１以上Ｔ１＋３０℃未満での合計圧下率で３０％未満の軽圧下が、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値および｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比を制御して最終熱延製品の局部変形能を飛躍的に改善する。Ｔ１温度自体は経験的に求めたものであり、Ｔ１温度を基準として、各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを発明者らは実験により知見した。
さらに良好な局部変形能を得るためには、大圧下による歪を蓄積するか圧下毎に繰り返し再結晶させることが重要である。歪蓄積のためには合計圧下率で５０％以上、望ましくは６０％以上、より望ましくは７０％以上の圧下率が必要であり、パス間の鋼板の温度上昇が１８℃以下であることが望ましい。一方で９０％を超える圧下率をとることは温度確保や過大な圧延付加の観点から望ましくない。更に、熱延板の均質性を高め、伸び、局部延性を極限まで高めるためには、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域での圧延のうち、少なくとも１パスは、３０％以上望ましくは４０％以上の圧下率で圧延を行うことが望ましい。一方で、１パスで７０％を超えると形状に支障が出る懸念がある。より高い加工性が要求される場合は、最終の２パスを３０％以上とすることがより望ましい。
さらに、蓄積した歪の開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での大圧下の後、Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満の温度域での加工量をなるべく少なく抑えることが必要であり、Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満での合計圧下率を３０％未満とする。板形状からは１０％以上の圧下率がのぞましいが、より局部変形能を重視する場合には圧下率は０％が望ましい。また、Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が所定の範囲を超えると、再結晶したオーステナイト粒が展伸してしまい、停留時間が短いと再結晶が十分に進まず局部変形能を劣化させる。すなわち、本実施形態に係る製造条件においては、仕上げ圧延においてオーステナイトを均一かつ微細に再結晶させることで熱延製品の集合組織を制御して穴拡げ性や曲げ性と言った局部変形能を改善できる。
前述の規定した温度域よりも低温で圧延が行われたり、規定の圧下率よりも大きな圧下率を取ってしまったりすると、オーステナイトの集合組織が発達し、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板において、少なくとも鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が４．０未満で、かつ｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が５．０以下という各結晶方位のＸ線ランダム強度比が得られない。一方、前述の規定した温度域よりも高温で圧延が行われたり規定の圧下率よりも小さい圧下率を取ってしまったりすると、粗粒化や混粒の原因となり、結果として局部変形能が著しく低下する。上述の規定した圧延が行われているか否は、圧下率は圧延荷重、板厚測定などから実績または計算により求めることができる。また、温度についてもスタンド間温度計があれば実測可能で、またはラインスピードや圧下率などから加工発熱等を考慮した計算シミュレーションが可能であり、いずれか或いはその両方によって得ることができる。
以上のように行われる熱間圧延はＡｒ３以上の温度で終了する。熱間圧延をＡｒ３未満で終了するとオーステナイト域とフェライト域との２相域圧延を含むため、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群への集積が強くなり、結果として局部変形能が著しく劣化する。
更に、ｒＬおよびｒ６０を、それぞれｒＬが０．７０以上かつｒ６０が１．１０以下とすれば、更に良好な板厚／最小曲げ半径≧２．０を満たす。そのためには、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における３０％以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間ｔ（秒）が、前記式６に規定する条件を満たすことが重要である。
図３８、図３９にＴ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での圧下時の鋼板の温度上昇および前記待ち時間ｔとｒＬおよびｒ６０の関係を示す。
前記待ち時間ｔが前記式６を満たし、さらにＴ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での鋼板の温度上昇を各パス間において１８℃以下に抑えることが、均一な再結晶オーステナイトを得るのに有効である。
尚、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での温度上昇が低過ぎてＴ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の範囲で所定の圧下率が得られなかった場合は再結晶が抑制されてしまう、また、前記待ち時間ｔが前記式６を満たさない場合には、長時間側では粗大粒になり、短時間側では再結晶は進まず、十分な局部変形能を得られない。
熱間圧延後の冷却パターンについては特に規定はせず、それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンをとっても本発明の効果は得られる。しかしながら、６８０℃を超える巻き取り温度になると、表面酸化が進行したり、冷延や焼鈍後の曲げ性に悪影響を及ぼす懸念があるため、巻き取り温度を６８０℃以下室温以上とした。
熱間圧延においては粗圧延後にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしても良い。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行っても良い。熱延鋼板には必要に応じてスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延には、加工成形時に発生するストレッチャーストレインの防止や形状矯正の効果がある。
また、上記熱間圧延が終了した鋼板を、酸洗したのち、冷間での圧下率が２０％以上９０％以下となるように冷間圧延する。圧下率が２０％未満であると十分な冷延再結晶組織が形成されず、混粒になる懸念がある。また、９０％を超えると割れによる破断の懸念がある。焼鈍の熱処理パターンは、それぞれの目的にあった組織制御を行うための熱処理パターンをとっても本発明の効果は得られる。
しかしながら、十分な冷延再結晶等軸組織を得て、かつ本願範囲の条件を満たすためには、少なくとも６５０℃以上９００℃以下の温度域まで昇温し、１秒以上３００秒以下の保持時間で焼鈍した後、０．１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の冷却速度で７２０℃以下５８０℃以上の温度域にまで一次冷却を施すことが必要である。保持温度域が６５０℃未満であるか保持時間が１秒未満であると十分な回復再結晶組織が得られない。また、保持温度域が９００℃超であるか保持時間が３００秒を超えると酸化や粒の粗大化の懸念がある。また、一時冷却については、冷却速度が０．１℃／ｓ未満であったり温度域が７２０℃を超えると十分な量の変態量が得られない懸念がある。また、冷却速度が１００℃／ｓ超であったり温度域が５８０℃未満の場合には粒の粗大化などの懸念がある。
その後、常法に従い、亜鉛めっき処理を行って亜鉛めっき鋼板を得る。
本実施形態において得られる亜鉛めっき鋼板の組織は、フェライトを主体とするが、フェライト以外の金属組織として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトおよび炭窒化物等の化合物を含有しても構わない。マルテンサイトやベイナイトの結晶構造は、フェライトのそれと同等もしくは類似しているので、フェライトの代わりにこれらの組織が主体であっても差し支えない。
本発明に係る亜鉛めっき鋼板は曲げ加工だけでなく、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。
本発明の実施例を挙げながら、本実施形態に係る熱延鋼板の技術的内容について説明する。
実施例として、表１に示した成分組成を有するＡＡからＢｇまでの鋼を用いて検討した結果について説明する。
Figure 0005163835
これらの鋼は、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却された後に再加熱し、９００℃〜１３００℃の温度範囲に加熱され、その後、表２または表３の条件で熱間圧延が施され、最終的には２．３ｍｍもしくは３．２ｍｍ厚の熱延鋼板とした。
Figure 0005163835
Figure 0005163835
表１に各鋼の化学成分を、表２、３に各製造条件を、表４、５に組織と機械的特性を示す。
局部変形能の指標として、穴拡げ率、および９０°Ｖ字曲げによる限界曲げ半径を用いた。曲げ試験はＣ方向曲げと４５°方向曲げを行い、その比率を使って成形性の方位依存性の指標とした。引っ張り試験および曲げ試験はＪＩＳ Ｚ２２４１およびＺ２２４８のＶブロック９０°曲げ試験に、穴拡げ試験は鉄連規格ＪＦＳ Ｔ１００１に、それぞれ準拠した。Ｘ線ランダム強度比は、前述のＥＢＳＤを用いて、圧延方向に平行な断面の５／８〜３／８の領域の板厚中央部で、幅方向が端部から１／４の位置に対して０．５μｍピッチで測定した。また、各方向のｒ値については、前述した方法により測定した。
Figure 0005163835
Figure 0005163835
本発明の実施例を挙げながら、本実施形態に係る冷延鋼板の技術的内容について説明する。
実施例として、表６に示した成分組成を有するＣＡからＣＷまでの本発明の請求項で規定した成分を満たす鋼、およびＣａからＣｇの比較鋼を用いて検討した結果について説明する。
Figure 0005163835
これらの鋼は、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却された後に再加熱し、９００℃〜１３００℃の温度範囲に加熱され、その後、表７の条件で熱間圧延が施され、２〜５ｍｍ厚の熱延鋼板とした後、酸洗し、１．２〜２．３ｍｍ厚に冷間圧延を施し、表７に示す焼鈍条件にて焼鈍を施した。その後、０．５％のスキンパス圧延を行い、材質評価に供した。
Figure 0005163835
表６に各鋼の化学成分を、表７に各製造条件を示す。また、表８にそれぞれの組織と機械的特性を示す。局部変形能の指標として、穴拡げ率および９０°Ｖ字曲げによる限界曲げ半径を用いた。曲げ試験はＣ方向曲げと４５°方向曲げを行い、その比率を使って成形性の方位依存性の指標とした。なお、引っ張り試験および曲げ試験はＪＩＳ Ｚ２２４１およびＺ２２４８のＶブロック９０°曲げ試験に、穴拡げ試験は鉄連規格ＪＦＳ Ｔ１００１に、それぞれ準拠した。Ｘ線ランダム強度比は前述のＥＢＳＤを用いて、圧延方向に平行な断面の３／８〜５／８の領域の板厚中央部で、幅方向が端部から１／４の位置に対して、０．５μｍピッチで測定した。また、各方向のｒ値については、前述した方法により測定した。
Figure 0005163835
本発明の実施例を挙げながら、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の技術的内容について説明する。
実施例として、表９に示した成分組成を有するＤＡからＤＬまでの鋼を用いて検討した結果について説明する。
Figure 0005163835
これらの鋼は、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却された後に再加熱し、９００℃〜１３００℃の温度範囲に加熱され、その後表１０の条件で熱間圧延が施され、２〜５ｍｍ厚の熱延鋼板としたのち、酸洗し、冷延した後、１．２〜２．３ｍｍ厚に冷間圧延を施し、表１０に示す焼鈍条件にて焼鈍を施すとともに、溶融亜鉛めっき浴を用いて、連続で焼鈍および溶融亜鉛めっきまたは溶融合金化亜鉛めっき処理を行った。その後、０．５％のスキンパス圧延を行い、材質評価に供した。
Figure 0005163835
表９に各鋼の化学成分を、表１０に製造条件を、表１１に各製造条件における組織と機械的特性を示す。
局部変形能の指標として穴拡げ率および９０°Ｖ字曲げによる限界曲げ半径を用いた。なお、引っ張り試験および曲げ試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１およびＺ ２２４８のＶブロック９０°曲げ試験に、穴拡げ試験は鉄連規格ＪＦＳ Ｔ１００１にそれぞれ準拠した。Ｘ線ランダム強度比は前述のＥＢＳＤを用いて圧延方向に平行な断面の３／８〜５／８の領域の板厚中央部で、幅方向が端部から１／４の位置に対して０．５μｍピッチで測定した。また、各方向のｒ値については、前述した方法により測定した。
Figure 0005163835
本発明の規定を満たすものは、例えば、図４０、図４１、図４２、図４３、図４４、図４５に示すように、優れた穴拡げ性、曲げ性、および成形異方性の少なさを併せ持つ。さらに、望ましい製造条件範囲にあるものは、より優れた、穴拡げ率および曲げ性を示す。
前述したように、本発明によれば、主な組織構成を限定せず、結晶粒のサイズ、形態制御に加え、集合組織を制御することで、ＮｂやＴｉなどが添加されていても局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない熱延鋼板、冷延鋼板および亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
よって、本発明は、鉄鋼産業において、利用可能性が高い。
また、本発明において、鋼板の強度については規定していないが、前述の通り高強度化するほど成形性が低下するため、高強度鋼板、例えば、引張強度で４４０ＭＰａ以上となる場合に特に効果が大きい。

Claims (25)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．００９％以上、０．４０％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
    Ｍｎ：０．００１％以上、４．０％以下、
    Ｐ ：０．００１％以上、０．１５％以下、
    Ｓ ：０．０００５％以上、０．０３％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下、
    Ｎ ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
    Ｏ ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
    を含有し、さらに、
    Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上、０．２０％以下、
    Ｖ：０．００１％以上、１．０％以下、
    Ｗ：０．００１％以上、１．０％以下、
    Ｂ ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、
    Ｍｏ：０．００１％以上、１．０％以下、
    Ｃｒ：０．００１％以上、２．０％以下、
    Ｃｕ：０．００１％以上、２．０％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上、２．０％以下、
    Ｃｏ：０．０００１％以上、１．０％以下、
    Ｓｎ：０．０００１％以上、０．２％以下、
    Ｚｒ：０．０００１％以上、０．２％以下、
    Ａｓ：０．０００１％以上、０．５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下、
    のうちの１種又は２種以上を含有し、
    残部が鉄および不可避的不純物からなり；
    少なくとも鋼板表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が１．０以上６．０以下でかつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が１．０以上５．０以下であり；
    圧延方向に対して直角方向のｒ値であるｒＣが０．７０以上１．１０以下でかつ、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０が０．７０以上１．１０以下である；
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  2. 前記圧延方向のｒ値であるｒＬが０．７０以上１．１０以下でかつ、前記圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０が０．７０以上１．１０以下であることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 前記熱延鋼板中にベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよびオーステナイトの１種または２種以上が存在し、これら組織の結晶粒のうち、前記圧延方向の長さｄＬと板厚方向の長さｄｔの比であるｄＬ／ｄｔが３．０以下である粒の割合が５０％以上１００％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  4. 前記熱延鋼板の金属組織の全面積のうち、粒径が２０μｍを超える結晶粒の面積割合が０％以上１０％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  5. 請求項１に記載の熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板であって、
    少なくとも前記板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が１．０以上４．０未満でかつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が１．０以上５．０以下であり；
    前記圧延方向に対して直角方向のｒ値であるｒＣが０．７０以上１．１０以下でかつ、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０が０．７０以上１．１０以下である；
    ことを特徴とする冷延鋼板。
  6. 前記圧延方向のｒ値であるｒＬが０．７０以上１．１０以下でかつ、前記圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０が０．７０以上１．１０以下であることを特徴とする請求項５に記載の冷延鋼板。
  7. 前記冷延鋼板中にベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよびオーステナイトの１種または２種以上が存在し、これら組織の結晶粒のうち、前記圧延方向の長さｄＬと板厚方向の長さｄｔの比であるｄＬ／ｄｔが３．０以下である粒の割合が５０％以上１００％以下であることを特徴とする請求項５または６に記載の冷延鋼板。
  8. 前記冷延鋼板の金属組織の全面積のうち、粒径が２０μｍを超える結晶粒の面積割合が０％以上１０％以下であることを特徴とする請求項５または６に記載の冷延鋼板。
  9. 請求項５に記載の冷延鋼板の表面に、さらに、溶融亜鉛めっき層または、合金化溶融亜鉛めっき層を備えた亜鉛めっき鋼板であって、
    少なくとも前記板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が１．０以上４．０未満でかつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が１．０以上５．０以下であり；
    前記圧延方向に対して直角方向のｒ値であるｒＣが０．７０以上１．１０以下でかつ、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値であるｒ３０が０．７０以上１．１０以下である；
    ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板。
  10. 前記圧延方向のｒ値であるｒＬが０．７０以上１．１０以下でかつ、前記圧延方向に対して６０°をなす方向のｒ値であるｒ６０が０．７０以上１．１０以下であることを特徴とする請求項９に記載の亜鉛めっき鋼板。
  11. 質量％で、
    Ｃ ：０．００９％以上、０．４０％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
    Ｍｎ：０．００１％以上、４．０％以下、
    Ｐ ：０．００１％以上、０．１５％以下、
    Ｓ ：０．０００５％以上、０．０３％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下、
    Ｎ ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
    Ｏ ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
    を含有し、さらに、
    Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上、０．２０％以下、
    Ｖ：０．００１％以上、１．０％以下、
    Ｗ：０．００１％以上、１．０％以下、
    Ｂ ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、
    Ｍｏ：０．００１％以上、１．０％以下、
    Ｃｒ：０．００１％以上、２．０％以下、
    Ｃｕ：０．００１％以上、２．０％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上、２．０％以下、
    Ｃｏ：０．０００１％以上、１．０％以下、
    Ｓｎ：０．０００１％以上、０．２％以下、
    Ｚｒ：０．０００１％以上、０．２％以下、
    Ａｓ：０．０００１％以上、０．５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下、
    のうちの１種又は２種以上を含有し、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼塊またはスラブを、
    １０００℃以上１２００℃以下の温度域で、２０％以上の圧下を少なくとも１回以上行う第１の熱間圧延を行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし；
    Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲で、圧下率の合計が５０％以上である第２の熱間圧延を行い；
    Ｔ１℃以上Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲で、圧下率の合計が３０％未満である第３の熱間圧延を行い；
    Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了する；
    ことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
    ここで、前記Ｔ１は鋼板成分により決定される温度であり、下式１で表される。
    Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ・・・（式１）
  12. Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲での前記第２の熱間圧延において、１パスで３０％以上の圧下率の圧下を少なくとも１回以上行い、かつ、圧下率の合計を５０％以上とすることを特徴とする請求項１１に記載の熱延鋼板の製造方法。
  13. １０００℃以上１２００℃以下の温度域での前記第１の熱間圧延において、２０％以上の圧下率の圧下を少なくとも２回以上行い、オーステナイト粒径を１００μｍ以下とすることを特徴とする請求項１１または１２に記載の熱延鋼板の製造方法。
  14. Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における３０％以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間ｔが、下式２を満たすことを特徴とする請求項１１または１２に記載の熱延鋼板の製造方法。
    ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５・・・（式２）
    ここで、ｔ１は下式３で表される。
    ｔ１=０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１）２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１）＋３．１・・・（式３）
    ここで、Ｔｆは前記最終パス後の温度であり、Ｐ１は前記最終パスにおける圧下率である。
  15. Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における前記第２の熱間圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を１８℃以下とすることを特徴とする請求項１４に記載の熱延鋼板の製造方法。
  16. 請求項１１に記載の熱延鋼板の製造方法で得られた前記熱延鋼板に対して、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了した後、
    酸洗し；
    冷間にて２０％以上９０％以下の圧延を行い；
    ７２０℃以上９００℃以下の温度域で１秒以上３００秒以下の保持時間で焼鈍し；
    ６５０℃から５００℃の間の冷却速度が１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下である加速冷却を行い；
    ２００℃以上５００℃以下の温度にて保持する；
    ことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
  17. Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲での前記第２の熱間圧延において、１パスで３０％以上の圧下率の圧下を少なくとも１回以上行い、かつ、圧下率の合計を５０％以上とすることを特徴とする請求項１６に記載の冷延鋼板の製造方法。
  18. １０００℃以上１２００℃以下の温度域での前記第１の熱間圧延において２０％以上の圧下率の圧下を少なくとも２回以上行い、オーステナイト粒径を１００μｍ以下とすることを特徴とする請求項１６または１７に記載の冷延鋼板の製造方法。
  19. Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における３０％以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間ｔが、下式４を満たすことを特徴とする請求項１６または１７に記載の冷延鋼板の製造方法。
    ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５・・・（式４）
    ここで、ｔ１は下式５で表される。
    ｔ１=０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１）２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１）＋３．１・・・（式５）
    ここで、Ｔｆは前記最終パス後の温度であり、Ｐ１は前記最終パスにおける圧下率である。
  20. Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における前記第２の熱間圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を１８℃以下とすることを特徴とする請求項１９に記載の冷延鋼板の製造方法。
  21. 請求項１１に記載の熱延鋼板の製造方法で得られた前記熱延鋼板に対して、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了した後、
    ６８０℃以下室温以上の温度域で巻き取り；
    酸洗し；
    冷間にて２０％以上９０％以下の圧延を行い；
    ６５０℃以上９００℃以下の温度域まで昇温し；
    １秒以上３００秒以下の保持時間で焼鈍し；
    ０．１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の冷却速度で７２０℃以下５８０℃以上の温度域まで冷却をし；
    亜鉛めっき処理を行う；
    ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  22. Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲での前記第２の熱間圧延において、１パスで３０％以上の圧下率の圧下を少なくとも１回以上行い、かつ、圧下率の合計を５０％以上とすることを特徴とする請求項２１に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  23. １０００℃以上１２００℃以下の温度域での前記第１の熱間圧延において、２０％以上の圧下率の圧下を少なくとも２回以上行い、オーステナイト粒径を１００μｍ以下とすることを特徴とする請求項２１または２２に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  24. Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における３０％以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間ｔが、下式６を満たすことを特徴とする請求項２１または２２に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５・・・（式６）
    ここで、ｔ１は下式７で表される。
    ｔ１=０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１）２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１）＋３．１・・・（式７）
    ここで、Ｔｆは前記最終パス後の温度、Ｐ１は前記最終パスにおける圧下率である。
  25. Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における前記第２の熱間圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を１８℃以下とすることを特徴とする請求項２４に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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