WO2010101074A1 - 曲げ加工性に優れた冷延鋼板、その製造方法およびそれを用いた部材 - Google Patents

曲げ加工性に優れた冷延鋼板、その製造方法およびそれを用いた部材 Download PDF

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cold
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rolled steel
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藤田耕一郎
花澤和浩
安原英子
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet for processing used in the fields of electrical machinery, building materials, automobiles, etc., in particular, a cold-rolled steel sheet excellent in bending workability, a manufacturing method thereof, and a member using the same.
  • JIS G 3141 for members that are not subject to extremely strict drawing or overhanging, such as electrical equipment casings, construction scaffolding plates, cabinet side plates, and top plates, among members applied to electrical equipment, building materials, automobiles, etc.
  • a cold-rolled steel sheet for general processing called SPCC is used. From the viewpoint of reducing the material cost, it is desired to reduce the thickness of the steel sheet used for the member. However, the decrease in the strength of the member becomes a problem as the thickness is reduced.
  • the problem of member strength reduction is solved by using a high-strength steel sheet having a tensile strength TS of 390 MPa or more as shown in Non-Patent Document 1, but such a high-strength steel sheet contains an expensive element such as Mn. Since it is added, the manufacturing cost is high, and even if the gauge is reduced, the member cost is often not lowered.
  • cold-rolled steel sheets used in electrical machinery, building materials, automobiles, etc. are manufactured by cold-rolling and then recrystallized annealing, but they are cheap and high-strength steel sheets, so-called full steel that omits annealing after cold-rolling.
  • a cold-rolled steel sheet called a hard material is known.
  • This full hard material has a rolled structure, uses work hardening by cold working, and is designed to increase strength without using expensive alloying elements. This is a preferable material.
  • members used in the electric field may be used with screw pilot holes formed by burring and screwed. In the case where a full hard material is used for such a member, it is further required that the burring workability for a screw pilot hole is good and the screw breaking torque is high.
  • Patent Documents 1 to 5 Conventionally, as a technique for improving the workability of a full hard material, as described in Patent Documents 1 to 5, C is reduced as much as possible, and Ti, Nb is added as necessary, or cold rolling is performed by ⁇ -range rolling. A method for softening a hot-rolled steel sheet before rolling is known. Further, Patent Document 6 discloses that during the flange processing after DI processing of an ultrathin steel plate having a thickness of 0.25 mm by controlling the contents of C, Mn, and Al and adding Nb to refine the crystal grain size to 8 ⁇ m or less. Techniques for improving the ductility of the are disclosed.
  • Patent Document 7 discloses that mass% is C: more than 0.0040% and less than 0.08%, and P: less than 0.030%. Further, Ti is limited to less than 0.010% and Nb is less than 0.010%, and a steel having a component composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, the coiling temperature after hot rolling is 650 ⁇ 750 ° C., the average particle size before cold rolling is less than 30 ⁇ m, the method of manufacturing without passing through an annealing step after 70% or more cold rolling, or hot rolling at a finishing temperature less than the Ar 3 transformation temperature, There has been proposed a method of manufacturing without undergoing an annealing process after cold rolling of 70% or more.
  • the present invention is inexpensive and can be subjected to severe 90-degree bending with a punch tip curvature of 2R or less even when the gauge is reduced, or has excellent screw pilot hole burring workability and can advantageously realize high screw breaking torque. It aims at providing the cold-rolled steel plate excellent in bending workability, its manufacturing method, and a member using the same.
  • the component composition, particularly C It is necessary to optimize the amount and adjust the presence of precipitates in the hot-rolled steel sheet before cold rolling to obtain a cold-rolled steel sheet having a plate thickness direction ultimate deformability of 1.3 or more.
  • the ultimate deformability in the plate thickness direction is the natural logarithm Ln (t of the ratio between the plate thickness t 0 before the test and the plate thickness t 1 of the fracture surface after the test when a tensile test of the steel plate is performed. 0 / t 1 ).
  • the present invention has been made on the basis of such findings.
  • C 0.025% or less
  • Si 0.1% or less
  • Mn 0.05 to 0.5%
  • P 0.0. 03% or less
  • S 0.02% or less
  • sol. Al 0.01% to 0.1%
  • the balance being a component composition composed of Fe and inevitable impurities, and a microstructure that is a ferrite rolled structure, a tensile strength TS of 390 MPa or more, and a sheet thickness of 0.
  • the present invention is mass%, C: 0.025% or less, Si: 0.1% or less, Mn: 0.05 to 0.5%, P: 0.03% or less, S: 0.02 % Or less, sol. Al: 0.01 to 0.1% is included, the remainder has a composition composed of Fe and inevitable impurities, the tensile strength TS is 390 MPa or more, the yield ratio is 80% or more, the plate thickness is 0.4 mm or more, And the cold-rolled steel plate excellent in bending workability characterized by having a plate thickness direction ultimate deformability of 1.3 or more.
  • the present invention is a cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling a hot-rolled steel sheet, and in mass%, C: 0.025% or less, Si: 0.1% or less, Mn: 0.05 to 0 .5%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, sol.
  • a cold-rolled steel sheet excellent in bending workability characterized by having a tensile strength TS of 390 MPa or more, a plate thickness of 0.4 mm or more, and a plate thickness direction ultimate deformability of 1.3 or more.
  • the average crystal grain size of the hot-rolled steel sheet is preferably 25 ⁇ m or less.
  • the component composition is mass% and the C content is C: 0.0040% or less, or the component composition is further mass. %, Ti: 0.002 to 0.05%, Nb: One or two of 0.002 to 0.05%, or B: 0.0001 to 0.005% It is preferable.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention preferably has a tensile strength TS of 490 MPa or more.
  • Such a cold-rolled steel sheet of the present invention is preferably used as a member having a bent portion.
  • the cold-rolled steel sheet excellent in bending workability of the present invention as described above is obtained by hot-rolling a steel having the above-described composition at a finishing temperature not lower than the Ar 3 transformation point, and a coiling temperature not lower than 500 ° C. and not higher than 650 ° C. After cold rolling and pickling, cold rolling is performed so that the rolling rate is in the range of 85% or less, and the steel sheet after cold rolling has a tensile strength TS of 390 MPa or more and a thickness of 0.4 mm or more. Can be manufactured. In the method for producing a cold-rolled steel sheet of the present invention, it is preferable to perform recovery annealing after cold rolling.
  • the present invention it is possible to provide a steel plate that has a high tensile strength TS of 390 MPa or more and that can be subjected to severe 90-degree bending with a punch tip curvature of 2 R or less. Gaugeing is possible.
  • the present invention has been cold-rolled with high strength without using expensive reinforcing elements, or has undergone recovery annealing By using the cold-rolled steel sheet, it was possible to significantly reduce the cost.
  • this invention is applicable also to the member which has a screw pilot hole processed part by adjusting the tensile strength TS of a cold-rolled steel plate.
  • the point of the present invention is to adjust the component composition and the presence state of precipitates in the hot-rolled steel sheet, further adjust the rolling rate of cold working to increase the strength, and make the plate thickness limit deformability 1.3 or more.
  • Excellent bending that enables cold-rolled steel sheets that are cold-rolled or subjected to recovery annealing to achieve high strength with a tensile strength TS of 390 MPa or more and severe 90-degree bending with a punch tip curvature of 2R or less. It is in having made sex compatible.
  • the screw pilot hole burring workability and the screw breaking torque are improved.
  • Component composition C 0.025% or less
  • the C content exceeds 0.025%, a large amount of coarse cementite precipitates during hot rolling, and the 90-degree bending workability with a punch tip curvature of 2R or less is significantly deteriorated. Therefore, the C content is 0.025% or less, more preferably 0.020% or less. In order to enable close contact bending, the C content is preferably 0.0040% or less. More preferably, it is 0.0030% or less. In addition, since it will lead to a cost increase if C amount is reduced too much, it is preferable to make C amount 0.0010% or more.
  • the C content is too low, less than 0.0010%, the crystal grain size of the hot-rolled steel sheet tends to be coarsened, and the appearance of the processed part tends to deteriorate, and in particular, burring processing is performed to provide a screw pilot hole. When performed, burring workability tends to be reduced. Also from this viewpoint, the C content is preferably 0.0010% or more.
  • Si 0.1% or less If Si is contained in a large amount exceeding 0.1%, the surface properties of the steel sheet are deteriorated, so the upper limit is made 0.1%. More preferably, it is 0.013% or less.
  • Mn 0.05 to 0.5% Since Mn is an element that forms sulfides and improves hot brittleness, its amount is 0.05% or more. On the other hand, even if contained in a large amount, the effect tends to saturate, which leads to an increase in cost. Therefore, the upper limit is made 0.5%.
  • P 0.03% or less P is segregated during casting of the slab and deteriorates mechanical properties. Therefore, the upper limit is made 0.03%.
  • S 0.02% or less Since S is an element that lowers hot workability, the upper limit is made 0.02%. More preferably, it is 0.010% or less. On the other hand, if the amount of S is extremely low, the crystal grain size of the hot-rolled steel sheet tends to be coarsened, and particularly when performing burring of a screw pilot hole, the burring workability for the screw pilot hole may be deteriorated.
  • the lower limit is preferably about 0.003%.
  • sol. Al 0.01 to 0.1% Since Al has a deoxidizing action, sol.
  • the amount of Al is 0.01% or more. From the viewpoint of cost reduction, the upper limit is made 0.1%.
  • the balance other than the above elements is Fe and unavoidable impurities, but it may further contain one or two of Ti: 0.002 to 0.05% and Nb: 0.002 to 0.05%. it can.
  • Ti and Nb have the effect of reducing the crystal grain size of the hot-rolled steel sheet and improving the appearance of the bent portion.
  • C when C is 0.0040% or less, the crystal grain size of the hot-rolled steel sheet tends to be large, and the burring workability of the screw pilot hole may be deteriorated, so addition from this viewpoint is also preferable.
  • B 0.0001 to 0.005% can be contained in order to improve the uniformity of the plate thickness after cold rolling and to improve the low temperature brittleness.
  • Ti 0.002 to 0.05%
  • Ti has the effect of refining the crystal grain size of the hot-rolled steel sheet. For this reason, it is preferable to add 0.002% or more.
  • the crystal grain size of the hot-rolled steel sheet is large, roughening may occur in the bent portion and the appearance may be deteriorated. However, this can be improved by the refinement effect by Ti.
  • burring workability tends to be reduced, and in particular, when C: 0.004% or less, it is likely to be a problem, but Ti addition This can improve the screw hole burring workability.
  • the upper limit of Ti content is preferably 0.05%, more preferably 0.04% or less. is there.
  • Nb 0.002 to 0.05% Nb also has the effect of refining the crystal grain size of the hot-rolled steel sheet and improving the appearance of the bent portion or the burring workability for a screw pilot hole, similarly to Ti. For this reason, containing 0.002% or more is preferable. On the other hand, if the content exceeds 0.05%, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, the upper limit of the Nb amount is preferably 0.05%, more preferably 0.04% or less. is there.
  • B 0.0001 to 0.005% Since B has a stronger affinity for N than Al, it suppresses the formation of fine AlN that precipitates unevenly after hot rolling and causes variations in the strength in the longitudinal direction of the coil, and the thickness after cold rolling Reduce the variation of In particular, when C is not more than 0.004%, when Ti or Nb is added and solid solution C or solid solution N in the steel is fixed, grain boundary segregation occurs, and grain boundary strength. To improve low temperature brittleness. In order to obtain such an effect, the B content is preferably 0.0001% or more. On the other hand, when the amount of B exceeds 0.005%, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, the upper limit of the amount of B is preferably 0.005%, and more preferably 0.003%.
  • the present invention is a high-strength cold-rolled steel sheet having a sheet thickness of 0.4 mm or more and a tensile strength TS of 390 MPa or more, which enables the thickness of the sheet to be reduced.
  • the plate thickness needs to be 0.4 mm or more, more preferably 0.5 mm or more. It is.
  • the upper limit of the plate thickness in the application in which the cold-rolled steel sheet of the present invention is used is about 3.2 mm, and the upper limit of the plate thickness is about 1.6 mm in the application for performing screw pilot hole machining.
  • the tensile strength TS is required to be about 390 MPa or more as described above.
  • the increase in strength is achieved by work hardening in cold rolling. That is, the hot-rolled steel sheet having the above-described component composition of the present invention is obtained by cold rolling.
  • the hot-rolled steel sheet which is a rolled material having the above composition
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention has a ferrite rolled structure.
  • the YR is about 80% or more, further about 90% or more, or about 95% or more.
  • board thickness direction ultimate deformability shall be 1.3 or more. More preferably, it is 1.5 or more.
  • the ultimate thickness direction deformability is determined as follows. That is, using a JIS No. 5 tensile test specimen collected along the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction, a tensile test was performed by the method described in JIS Z 2241, and then the thickness of the fracture surface after the fracture was measured. The average sheet thickness direction ultimate deformability in the direction perpendicular to the rolling direction is obtained, and this average sheet thickness direction ultimate deformability is defined as the sheet thickness direction ultimate deformability.
  • the amount of precipitation is preferably as small as possible. If the precipitation amount of cementite is less than 5.0 ⁇ 10 3 pieces / mm 2 , severe 90 ° bending with a punch tip curvature of 2R or less is possible. In order to enable close-contact bending, it is desirable that it is less than 2.3 ⁇ 10 3 pieces / mm 2 . In the case of C: 0.0040% or less, the amount of cementite deposited is small and less than 0.1 ⁇ 10 3 pieces / mm 2 .
  • the ferrite average crystal grain size of the hot-rolled steel sheet which is a cold rolled material, is 25 ⁇ m or less.
  • a threading process of a female screw is performed after burring the punched hole.
  • the upper limit is preferably 25 ⁇ m.
  • the ferrite average crystal grain size of the hot-rolled steel sheet is 15 ⁇ m or less. Excessive grain refinement is not preferable because it requires a special manufacturing method such as introduction of large strains during hot rolling, resulting in high costs.
  • the average crystal grain size of the hot-rolled steel sheet is 8 ⁇ m or more, there is no problem in burring workability, and therefore it is preferably 8 ⁇ m or more. Furthermore, it is necessary to have excellent screw pilot hole strength so that the screw hole does not break at the time of threading. To that end, it is necessary to set the tensile strength TS of the cold-rolled steel sheet to 490 MPa or more and the screw breaking torque to 20 kgf ⁇ cm or more. is there. That is, in the present invention, in particular, the hot rolled steel sheet, which is a cold-rolled material, has a ferrite average crystal grain size of 25 ⁇ m or less and a tensile strength TS of 490 MPa or more. In addition, an excellent cold-rolled steel sheet can be obtained.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention is obtained by rolling a steel having the above-described composition at a winding temperature of 500 ° C. or higher and lower than 650 ° C. after hot rolling at a finishing temperature not lower than the Ar 3 transformation point. Thereafter, the steel sheet can be manufactured by cold rolling so that the rolling rate is 85% or less, and the steel sheet after cold rolling has a tensile strength TS of 390 MPa or more and a plate thickness of 0.4 mm or more.
  • TS tensile strength
  • Finishing temperature during hot rolling Ar 3 transformation point or higher
  • the finishing temperature is less than Ar 3 transformation point
  • the average crystal grain size of hot-rolled steel sheet tends to be large and tends to be mixed, so the finishing temperature Is not less than the Ar 3 transformation point.
  • it is 10% or more and less than 25% at the final rolling of finish rolling. It is preferable to introduce strain. This is because if the strain is less than 10%, the frequency of transformation nuclei decreases and the hot-rolled steel sheet tends to become coarse, and if it exceeds 25%, it becomes difficult to control the crown of the hot-rolled steel sheet, and the quality after cold rolling deteriorates. It is because it is easy to do.
  • Winding temperature after hot rolling 500 ° C. or higher and 650 ° C. or lower
  • the winding temperature is preferably 650 ° C. or lower. Is 600 ° C. or lower.
  • the temperature is lower than 500 ° C., the precipitation amount of cementite increases, so the temperature is set to 500 ° C. or higher.
  • the rolling rate in order to ensure TS ⁇ 390 MPa, is preferably 9% or more. Further, in order to obtain a good screw breaking torque with a tensile strength TS ⁇ 490 MPa, the rolling rate is preferably 30% or more.
  • recovery annealing means annealing under conditions that can maintain TS ⁇ 390 MPa and YR ⁇ 80%, and the microstructure is substantially maintained as a ferrite rolling structure. That is, in this recovery annealing, the strain energy accumulated in the steel sheet by cold rolling is partly released by the thermal energy applied during annealing, but as the microstructure, the ferrite rolling structure is maintained for the most part,
  • the area ratio of polygonal ferrite as recrystallized grains is about 10% or less.
  • annealing is preferably performed at 500 ° C. for about 50 to 150 seconds, and when Ti or Nb is added, annealing is preferably performed at 600 ° C. for about 50 to 150 seconds.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention can be plated with zinc, nickel, etc. for automobiles and home appliances. At this time, when plating is performed by a hot dipping method, the recovery annealing can also be performed by immersion in a plating bath or heat treatment after plating. Moreover, even if a chemical conversion film is applied or a laminated steel sheet is used, the effect of the present invention is not impaired.
  • a sheet thickness cross section in the rolling direction was subjected to nital corrosion and a sheet thickness 1 ⁇ 4 position was observed at 200 times, and a photograph was taken, as described in JIS G 0552 (1998).
  • the average crystal grain size was calculated by the cutting method.
  • the amount of cementite deposited was measured by taking a photograph of a field of view of 0.21 ⁇ 0.16 mm at a thickness of 1/4 at 400 times by picral corrosion, counting the number of cementite in the observation field, and unit area The number of cementite per unit was evaluated.
  • ⁇ indicates that no crack was observed
  • ⁇ indicates that no crack was observed in the 90-degree V bending test
  • ⁇ indicates that no crack was observed in the 90-degree V bending test.
  • the observed material was evaluated as x, and the bending workability was evaluated. In the observation of the bent portion, the presence or absence of rough skin was also confirmed.
  • the 60 ° conical punch was pushed up from the opposite side of the burr, and the hole diameter dmm when the crack penetrated the plate thickness was set.
  • ⁇ is 50% or more
  • ⁇ is 60% or more
  • ⁇ is less than 50%
  • burring process for a screw pilot hole. Sex was evaluated.
  • JIS No. 5 tensile test specimens were taken along the rolling direction and the perpendicular direction of rolling, and subjected to a tensile test by the method described in JIS Z 2241. The average tensile strength TS and the average yield strength YS in the rolling direction and the perpendicular direction of rolling were measured.
  • YS yield strength
  • the thickness of the fracture surface after fracture was measured to determine the average thickness direction ultimate deformability in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction, and this was defined as the thickness direction ultimate deformability.
  • burring with a ⁇ of 47% was performed to make a 2.5 mm screw pilot hole, and an M3 tapping screw was used to measure the torque at which the screw pilot hole breaks (screw breaking torque).
  • the precipitation amount of cementite in the hot-rolled steel sheet is 5.0 ⁇ 10 3 pieces / mm 2 or more, and the ultimate deformability in the thickness direction of the cold-rolled steel sheet is less than 1.3, which is inferior in the C bending workability. .
  • steel Nos. With low amounts of C and S are available. In Nos. 1 and 2, the crystal grain size of the hot-rolled steel sheet exceeds 25 ⁇ m, roughening is observed in the bent portion, and ⁇ is less than 50%, and the burring workability required for screw pilot hole machining is poor.
  • the hot rolled steel sheet has a crystal grain size of 25 ⁇ m or less, rough surface is not required in the bent portion, ⁇ is 50% or more, and excellent burring workability required for screw pilot hole machining is excellent. .
  • Example 1 7 Steel No. in Table 1 7 was used to produce a hot-rolled steel sheet under the same conditions as in Example 1. Next, after grinding the front and back of the hot-rolled steel sheet to various plate thicknesses, the rolling rate was changed in the range of 0 to 72% and cold-rolled to obtain a cold-rolled steel plate having a thickness of 0.8 mm. And for the hot rolled steel sheet and cold rolled steel sheet with a rolling rate of 0%, in the same manner as in Example 1, the average tensile strength TS, the yield ratio YR, the average sheet thickness direction ultimate deformability, the hole expansion ratio ⁇ , the screw fracture Torque was measured and bending workability was evaluated.
  • the thickness direction cross section of the rolling direction was subjected to nital corrosion, and a photograph was taken by observing two views of the thickness 1/4 position at 200 times, from these two views.
  • the bendability can be improved by performing annealing (recovery annealing) at 450 ° C. for 100 seconds so that TS ⁇ 390 MPa and YR ⁇ 80% can be maintained. Further, when annealing is performed at 700 ° C. for 100 seconds so that TS ⁇ 390 MPa and YR ⁇ 80%, the screw breaking torque is greatly reduced. It was confirmed that the area ratio of polygonal ferrite in the microstructure of the steel sheet after annealing at 450 ° C. for 100 seconds was 10% or less. Moreover, the area ratio of polygonal ferrite in the microstructure of the steel sheet after annealing at 700 ° C. for 100 seconds exceeded 10%.
  • the area ratio of polygonal ferrite in the microstructure of the steel sheet after annealing at 600 ° C. for 100 seconds was confirmed to be 10% or less. Further, the area ratio of polygonal ferrite in the microstructure of the steel sheet after annealing at 800 ° C. for 100 seconds exceeded 10%.

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Abstract

安価で、薄ゲージ化しても、ポンチ先端曲率が2R以下の厳しい90度曲げ加工が可能である曲げ加工性に優れた冷延鋼板、その製造方法及びそれを用いた部材を提供する。質量%で、Ｃ:0.025%以下、Si:0.1%以下、Mn:0.05～0.5%、P:0.03%以下、S:0.02%以下、sol.Al:0.01～0.1%を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト圧延組織であるミクロ組織とを有し、引張強度TSが390MPa以上、板厚が0.4mm以上、かつ板厚方向極限変形能が1.3以上であることを特徴とする曲げ加工性に優れた冷延鋼板；ここで、板厚方向極限変形能とは、鋼板の引張試験を行ったとき、試験前の鋼板板厚t0と試験後の鋼板破断面の板厚t1との比の自然対数Ln(t0/t1)のことである。

Description

曲げ加工性に優れた冷延鋼板、その製造方法およびそれを用いた部材
　本発明は、電機、建材、自動車などの分野で使用される加工用の冷延鋼板、特に曲げ加工性に優れた冷延鋼板、その製造方法およびそれを用いた部材に関する。
　電機、建材、自動車などに適用される部材のうち、極度に厳しい絞りや張り出し加工を受けない部材、例えば電気機器筐体や工事用足場板、キャビネット側板や天板などには、ＪＩＳ　Ｇ　３１４１に規定されたＳＰＣＣと呼ばれる一般加工用の冷延鋼板が用いられる。材料費低減の観点からは、部材に用いる鋼板の薄ゲージ化が望まれるが、薄ゲージ化に伴って部材強度の低下が問題となる。部材強度低下の問題は、非特許文献１に示されているような引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を用いることによって解決されるが、こうした高強度鋼板は、Ｍｎなどの高価な元素が添加されているため製造コストが高く、薄ゲージ化しても、部材コストが低くならない場合が多い。
　一般に、電機、建材、自動車などに使用される冷延鋼板は冷間圧延後、再結晶焼鈍され製造されるが、安価で強度の高い鋼板として、冷間圧延後の焼鈍を省略した、いわゆるフルハード材と呼ばれる冷延鋼板が知られている。このフルハード材は、圧延組織を有し、冷間加工による加工硬化を利用し、高価な合金元素を多用することなく高強度化が図られているため、鋼板の薄ゲージ化を安価に図る上で好ましい材料といえる。しかし、薄ゲージ化には剛性低下を補うために鋼板の圧延方向および圧延直角方向に曲げ加工が必要になる場合が多く、圧延直角方向の曲げ加工性に著しく劣るフルハード材を部材へ適用するには、その改善が必要である。また、特に電機分野で使用される部材には、ネジ下穴をバーリング加工により形成し、ネジ留めして使用される場合がある。こうした部材にフルハード材を用いる場合には、さらにネジ下穴用バーリング加工性が良好であり、ネジ破壊トルクが高いことも要求される。
　これまで、フルハード材の加工性を向上させる技術として、特許文献１から５にあるように、Ｃを極力低減し、必要に応じＴｉ、Ｎｂを添加したり、α域圧延することによって冷間圧延前の熱延鋼板を軟質化させる方法が知られている。また、特許文献６には、Ｃ、Ｍｎ、Ａｌ含有量の制御およびＮｂ添加により結晶粒径を８μｍ以下という超微細化することで０．２５ｍｍ厚の極薄鋼板のＤＩ加工後のフランジ加工時の延性を向上させる技術が開示されている。しかし、これらの技術は、板厚０．４ｍｍ未満の容器用材料用途の加工性に特化した検討であり、電機、建材、自動車といった板厚０．４ｍｍ以上の鋼板が用いられる分野で必要とされる加工性とは異なる。また、曲げ加工では板厚の影響が大きく、０．４ｍｍ未満の板厚である容器用材料での知見をそのまま適用することはできない。特に電機分野では、その意匠性の観点から、ポンチ先端曲率が２Ｒ（ポンチ先端曲率半径が２ｍｍ）以下の厳しい９０度曲げ加工が施される場合が多く、容器用材料で多用される緩やかな曲げ加工とは、その加工形態が大きく異なっている。さらに、特許文献６に記載のように超微細粒を得ることは生産性阻害の問題を生じる。
　一方、電機、建材、自動車の用途に適したフルハード材の製造方法として、特許文献７には、質量％で、Ｃ：０．００４０％超え０．０８％以下、Ｐ：０．０３０％未満を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１０％未満、Ｎｂ：０．０１０％未満に制限し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる成分組成の鋼を、熱間圧延後の巻取温度を６５０~７５０℃とし、冷間圧延前の平均粒径を３０μｍ未満とし、７０％以上の冷間圧延後に焼鈍工程を経ることなく製造する方法、あるいはＡｒ３変態温度未満の仕上温度で熱間圧延し、７０％以上の冷間圧延後に焼鈍工程を経ることなく製造する方法が提案されている。
特公昭５４−１２４４号公報 特許第３０２３３８５号公報 特許第３５７１７５３号公報 特開平８−９２６３８号公報 特開平８−１２７８１５号公報 特開平８−９２６９２号公報 特許第３４４８４２２号公報
電気製鋼：Ｖｏｌ．７０，（１９９９）ｐ．５
　しかしながら、特許文献７に記載の製造方法で製造されたフルハード材では、加工性として伸びのみしか検討されておらず、電機分野で要求される厳しい曲げ加工やネジ下穴用バーリング加工には対応できない場合があった。このため、薄ゲージ化に対応でき、安価に製造できる曲げ加工性に優れた冷延鋼板が要求されていた。
　本発明は、安価で、薄ゲージ化しても、ポンチ先端曲率が２Ｒ以下の厳しい９０度曲げ加工が可能であり、あるいはさらにネジ下穴バーリング加工性に優れ、高いネジ破壊トルクを有利に実現できる曲げ加工性に優れた冷延鋼板、その製造方法およびそれを用いた部材を提供することを目的とする。
　本発明者等は、上記の目的を達成すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。
　ｉ）冷延鋼板を低コストで高強度化するには、冷間圧延後の再結晶焼鈍を省略し、冷間圧延まま、もしくは回復焼鈍を行った冷延鋼板を用いることが有効である。
　ｉｉ）板厚０．４ｍｍ以上の冷間圧延まま、もしくは回復焼鈍を行った冷延鋼板において、ポンチ先端曲率が２Ｒ以下の厳しい９０度曲げ加工時に割れを防止するには、成分組成、特にＣ量を適正化し、冷間圧延前の熱延鋼板での析出物の存在形態を調整して、板厚方向極限変形能が１．３以上の冷延鋼板とする必要がある。ここで、板厚方向極限変形能とは、鋼板の引張試験を行ったとき、試験前の鋼板板厚ｔ０と試験後の鋼板破断面の板厚ｔ１との比の自然対数Ｌｎ（ｔ０／ｔ１）のことである。
　ｉｉｉ）特にネジ下穴バーリング加工性が要求される場合は、冷間圧延前の熱延鋼板の平均結晶粒径を２５μｍ以下に制御する必要がある。
　本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量％で、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５~０．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１~０．１％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト圧延組織であるミクロ組織とを有し、引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上、板厚が０．４ｍｍ以上、かつ板厚方向極限変形能が１．３以上であることを特徴とする曲げ加工性に優れた冷延鋼板を提供する。
　また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５~０．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１~０．１％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上、降伏比が８０％以上、板厚が０．４ｍｍ以上、かつ板厚方向極限変形能が１．３以上であることを特徴とする曲げ加工性に優れた冷延鋼板を提供する。
　さらに、本発明は、熱延鋼板を冷間圧延してなる冷延鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５~０．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１~０．１％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、前記熱延鋼板においてセメンタイトの析出量が５．０×１０３個／ｍｍ２未満であり、引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上、板厚が０．４ｍｍ以上、かつ板厚方向極限変形能が１．３以上であることを特徴とする曲げ加工性に優れた冷延鋼板を提供する。この曲げ加工性に優れた冷延鋼板では、熱延鋼板の平均結晶粒径が２５μｍ以下であることが好ましい。
　また、このような本発明の曲げ加工性に優れた冷延鋼板では、成分組成において、質量％で、Ｃ含有量が、Ｃ：０．００４０％以下であったり、成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００２~０．０５％、Ｎｂ：０．００２~０．０５％の１種または２種を含有したり、また、Ｂ：０．０００１~０．００５％を含有することが好ましい。
　さらに、本発明の冷延鋼板では、引張強度ＴＳが４９０ＭＰａ以上であることが好ましい。
　このような本発明の冷延鋼板を用い、曲げ加工部を有する部材とすることが好ましい。
　以上のような本発明の曲げ加工性に優れた冷延鋼板は、上記の成分組成の鋼を、Ａｒ３変態点以上の仕上温度で熱間圧延後、５００℃以上６５０℃以下の巻取温度で巻取り、酸洗後、圧延率が８５％以下の範囲で、かつ冷間圧延後の鋼板の引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上、板厚が０．４ｍｍ以上となるように冷間圧延を行うことによって製造できる。本発明の冷延鋼板の製造方法では、冷間圧延後、さらに、回復焼鈍を行うことが好ましい。
　本発明により、引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上と高強度でかつポンチ先端曲率が２Ｒ以下の厳しい９０度曲げ加工が可能な鋼板を提供できるようになり、また、この鋼板を用いることで、部材の薄ゲージ化が可能となった。これまで部材用に用いられていた冷間圧延後再結晶焼鈍された冷延鋼板に代わって、高価な強化元素を用いることなく高強度化した冷間圧延まま、もしくは回復焼鈍を行った本発明の冷延鋼板を用いることで、大幅な低コスト化が可能となった。また、本発明は、冷延鋼板の引張強度ＴＳを調整することにより、ネジ下穴加工部を有する部材にも適用できる。
　本発明のポイントは、成分組成および熱延鋼板での析出物の存在状態を調整し、さらに冷間加工の圧延率を調整して高強度化し、板厚極限変形能を１．３以上とした冷間圧延まま、もしくは回復焼鈍を行った冷延鋼板とすることで、引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上の高強度化とポンチ先端曲率が２Ｒ以下の厳しい９０度曲げ加工を可能とする優れた曲げ加工性を両立させたことにある。また、さらに、熱延鋼板の結晶粒径および冷延鋼板の引張強度ＴＳを適切化することで、ネジ下穴バーリング加工性およびネジ破壊トルクの向上を図ったことにある。
　以下に、本発明の曲げ加工性に優れた冷延鋼板について詳述する。なお、成分組成に関する「％」表示は特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
　１）成分組成
　Ｃ：０．０２５％以下
　Ｃ量が０．０２５％を超えると、熱間圧延時に粗大セメンタイトが多数析出し、ポンチ先端曲率が２Ｒ以下の９０度曲げ加工性を著しく劣化させる。そのため、Ｃ量は０．０２５％以下とし、より好ましくは０．０２０％以下とする。密着曲げ加工を可能にするには、Ｃ量は０．００４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００３０％以下である。なお、Ｃ量を過度に低減すると、コストアップにつながるため、Ｃ量は０．００１０％以上とすることが好ましい。また、Ｃ量が０．００１０％未満と低くなりすぎると、熱延鋼板の結晶粒径が粗大化しやすく、加工部の外観が悪くなる傾向にあり、特にネジ下穴を設けるためにバーリング加工を行う場合、バーリング加工性が低下する傾向にある。この観点からも、Ｃ量は０．００１０％以上とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．１％以下
　Ｓｉは０．１％を超えて多量に含有すると、鋼板の表面性状を劣化させるため、その上限を０．１％とする。より好ましくは０．０１３％以下である。
　Ｍｎ：０．０５~０．５％
　Ｍｎは硫化物を形成して熱間脆性を改善する元素であるため、その量は０．０５％以上とする。一方、多量に含有してもその効果は飽和する傾向にあり、かえってコストアップにつながるため、その上限は０．５％とする。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐはスラブの鋳造時に偏析して、機械特性を劣化させるため、その上限は０．０３％とする。
　Ｓ：０．０２％以下
　Ｓは熱間での加工性を低下させる元素であるため、その上限は０．０２％とする。より好ましくは０．０１０％以下である。一方、極端にＳ量が低いと、熱延鋼板の結晶粒径が粗大化しやすくなり、特にネジ下穴のバーリング加工を行う場合、ネジ下穴用バーリング加工性を劣化させる場合があるので、その下限を０．００３％程度とすることが好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１~０．１％
　Ａｌは脱酸作用があるため、ｓｏｌ．Ａｌ量は０．０１％以上とする。また、低コスト化の観点から、その上限は０．１％とする。
　上記した元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、さらにＴｉ：０．００２~０．０５％、Ｎｂ：０．００２~０．０５％のうち１種あるいは２種を含有させることができる。Ｔｉ、Ｎｂは熱延鋼板の結晶粒径を微細化して曲げ加工部の外観を改善する効果を有する。特にＣ：０．００４０％以下の場合は、熱延鋼板の結晶粒径が大きくなりやすく、ネジ下穴のバーリング加工性を劣化させる場合があるので、この観点からも添加することが好ましい。さらにまた、冷間圧延後の板厚の均一性や低温脆性の改善のために、Ｂ：０．０００１~０．００５％を含有させることができる。
　Ｔｉ：０．００２~０．０５％
　Ｔｉは熱延鋼板の結晶粒径を微細化する効果を有し、このため０．００２％以上添加することが好ましい。上記したように、熱延鋼板の結晶粒径が大きい場合、曲げ加工部に肌荒れが生じ外観が悪くなることがあるが、Ｔｉによる微細化効果により、これを改善することができる。さらに、ネジ下穴用バーリング加工を施す場合、熱延鋼板の結晶粒径が大きいと、バーリング加工性が低下する傾向にあり、特にＣ：０．００４％以下の場合問題となりやすいが、Ｔｉ添加によりネジ下穴バーリング加工性も改善できる。一方、０．０５％を超えて含有してもその効果は飽和し、かえってコスト高になるため、Ｔｉ量の上限は０．０５％とすることが好ましく、より好ましくは０．０４％以下である。
　Ｎｂ：０．００２~０．０５％
　ＮｂもＴｉと同様に熱延鋼板の結晶粒径を微細化し、曲げ加工部位の外観、あるいはさらにネジ下穴用バーリング加工性を改善する効果を有する。このため、０．００２％以上の含有が好ましい。一方、０．０５％を超えて含有してもその効果は飽和し、かえってコスト高になるため、Ｎｂ量の上限は０．０５％とすることが好ましく、より好ましくは０．０４％以下である。
　Ｂ：０．０００１~０．００５％
　Ｂは、Ｎとの親和力がＡｌより強いため、熱間圧延後に不均一に析出してコイル長手方向の強度のばらつきの原因となる微細なＡｌＮの生成を抑制し、冷間圧延後の板厚のばらつきを小さくする。また、特にＣ：０．００４％以下の場合に顕著であるが、ＴｉやＮｂを添加して鋼中の固溶Ｃや固溶Ｎが固定された場合は、粒界偏析し、粒界強度を高めて低温脆性を改善する。こうした効果を得るにはＢ量を０．０００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｂ量が０．００５％を超えるとその効果は飽和し、かえってコスト高になるため、Ｂ量の上限は０．００５％とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％である。
　２）引張強度およびミクロ組織
　本発明は、板厚の薄ゲージ化を可能とした、板厚０．４ｍｍ以上で、引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板である。
　本発明が対象とする剛性が必要とされる用途では、容器用材料と異なり、部品剛性が必要であるため、板厚は０．４ｍｍ以上であることを必要とし、より好ましくは０．５ｍｍ以上である。なお、本発明の冷延鋼板が用いられる用途における板厚の上限は３．２ｍｍ程度であり、ネジ下穴加工を施す用途では概ね１．６ｍｍ程度が板厚の上限である。また、強度としては、上記したように引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上程度であることが要求される。本発明では、上記高強度化を、冷間圧延加工での加工硬化により達成する。すなわち、上記した本発明の成分組成の熱延鋼板を、冷間圧延して得るものである。上記成分組成の圧延素材である熱延鋼板は、フェライト組織であるため、本発明の冷延鋼板は、フェライト圧延組織となる。また、加工硬化により高強度化しているため、降伏強度ＹＳと引張強度ＴＳの比である降伏比ＹＲ［＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００％］が、再結晶焼鈍を行った従来材である一般加工用のＳＰＣＣクラスの鋼板に比べて大きく、ＹＲは８０％以上程度、さらには９０％以上程度、あるいはさらに９５％以上程度となる。
　３）板厚方向極限変形能
　ポンチ先端曲率が２Ｒ以下の厳しい９０度曲げ加工性は、その変形領域が局所に限定されるため、通常の伸び特性では評価できないので、本発明では板厚方向極限変形能：Ｌｎ（試験前板厚／引張試験後の破面板厚）を導入している。この板厚方向極限変形能が１．３以上であればポンチ先端曲率が２Ｒ以下の９０度曲げ加工が可能であり、最も厳しい９０度曲げである０Ｒ（ポンチ先端曲率半径が０ｍｍ）での９０度曲げ加工が可能である。さらにこの板厚方向極限変形能が１．５以上であれば密着曲げが可能となる。このため、本発明では、板厚方向極限変形能を１．３以上とする。より好ましくは１．５以上である。なお、本発明において、板厚方向極限変形能は次のようにして求める。すなわち、圧延方向および圧延直角方向に沿って採取したＪＩＳ　５号引張試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に記載の方法で引張試験を行い、次いで、破断後の破断面の厚みを測定して、圧延方向および圧延直角方向の平均板厚方向極限変形能を求め、この平均板厚方向極限変形能を板厚方向極限変形能とする。
　ここで、板厚方向極限変形能を１．３以上にするには、冷間圧延素材である熱延鋼板中のセメンタイトの析出量を制御する必要がある。セメンタイトは、本発明の冷間圧延鋼板の曲げ加工性に大きく影響するため、その析出量は少ないほど好ましい。セメンタイトの析出量が５．０×１０３個／ｍｍ２未満であれば、ポンチ先端曲率が２Ｒ以下の厳しい９０度曲げ加工が可能となる。密着曲げ加工を可能にするためには、２．３×１０３個／ｍｍ２未満であることが望ましい。なお、Ｃ：０．００４０％以下の場合は、セメンタイトの析出量が少なく、０．１×１０３個／ｍｍ２未満となる。
　また、上記のような曲げ加工を行った場合、素材である熱延鋼板の結晶粒径が粗大であると、加工部が肌荒れし、外観が悪くなる。このため、冷間圧延素材である熱延鋼板のフェライト平均結晶粒径は２５μｍ以下とすることが好ましい。
　また、本発明の対象としている用途では、しばしばネジ下穴を設けるために、打ち抜き加工穴をバーリング加工後、雌ネジのネジ切り加工が行われる。ネジ下穴バーリング加工を行う場合、熱延鋼板のフェライト平均結晶粒径が２５μｍを超えると、バーリング加工性が低下するために、その上限は２５μｍであることが好ましい。特にバーリング高さを稼ぎたい場合には、熱延鋼板のフェライト平均結晶粒径は１５μｍ以下であることが望ましい。
過度の細粒化は、熱間圧延時に大歪み導入などの特別な製造方法が必要となるため、高コストとなり好ましくない。熱延鋼板の平均結晶粒径が８μｍ以上であれば、バーリング加工性に問題がないため、８μｍ以上であることが好ましい。さらに、ネジ切り時にネジ穴が破壊しないようにネジ下穴強度に優れることが必要であるが、それには冷延鋼板の引張強度ＴＳを４９０ＭＰａ以上としてネジ破壊トルクを２０ｋｇｆ・ｃｍ以上にする必要がある。すなわち、本発明においては、特に、冷間圧延素材である熱延鋼板のフェライト平均結晶粒径を２５μｍ以下とし、引張強度ＴＳを４９０ＭＰａ以上とすることで、曲げ加工性に優れ、さらにネジ破壊トルクにも優れた冷延鋼板とすることができる。
　４）製造方法
　本発明の冷延鋼板は、上記の成分組成の鋼を、Ａｒ３変態点以上の仕上温度で熱間圧延後、５００℃以上６５０℃未満の巻取温度で巻取り、酸洗後、圧延率が８５％以下の範囲で、かつ冷間圧延後の鋼板の引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上、板厚が０．４ｍｍ以上となるように冷間圧延を行うことによって製造できる。以下に、その限定理由を説明する。
　熱間圧延時の仕上温度：Ａｒ３変態点以上
　仕上温度がＡｒ３変態点未満となった場合には、熱延鋼板の平均結晶粒径が大きくなりやすく、また混粒となりやすいため、仕上温度はＡｒ３変態点以上とする。本発明のようにＣ：０．０２５％以下と粒成長しやすい鋼を用いて熱延鋼板の結晶粒径を微細化するためには、仕上圧延の最終圧延時に、１０％以上２５％未満の歪みを導入することが好ましい。これは、歪みが１０％未満では変態核の生成頻度が減少して熱延鋼板が粗粒になりやすく、２５％以上では熱延鋼板のクラウン制御が困難となり、冷間圧延後の品質が低下しやすいためである。
　なお、Ａｒ３変態点はφ８ｍｍ、高さ１２ｍｍの加工フォーマスタ試験片を切り出し、１２００℃に加熱後、１０℃／秒で１０００℃まで冷却し、１０００℃で３０％の歪みで圧縮した後、５℃／秒の冷却速度で２００℃まで冷却する時の熱膨張曲線により求めることができる。
　熱間圧延後の巻取温度：５００℃以上６５０℃以下
　巻取温度が６５０℃超えの場合には、熱延鋼板の結晶粒径が大きくなりやすいため、巻取温度は６５０℃以下、より好ましくは６００℃以下とする。一方、５００℃未満の場合は、セメンタイトの析出量が増えるため５００℃以上とする。
　酸洗：通常の条件
　熱延鋼板のスケールを除去するため、通常の条件で酸洗を行う。
　冷間圧延：圧延率が８５％以下で、かつ冷間圧延後の鋼板の引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上、板厚が０．４ｍｍ以上
　冷間圧延時の圧下率である圧延率が８５％を超えると、圧延直角方向の曲げ加工性が著しく低下し、ポンチ先端曲率が２Ｒ以下の９０度曲げ加工が困難になる。したがって、圧延率が８５％以下、より好ましくは７５％以下とする。なお、圧延率は引張強度ＴＳ≧３９０ＭＰａの所望のＴＳを得るように適宜定めればよい。本発明ではＴＳ≧３９０ＭＰａを確保する上では圧延率は９％以上とすることが好ましい。また、引張強度ＴＳ≧４９０ＭＰａとしてネジ破壊トルクを良好とする上では、圧延率は３０％以上とすることが好ましい。
　冷間圧延後の鋼板は、そのままでも本発明の目的を達成できるが、冷間圧延後、さらに回復焼鈍を行うことにより曲げ加工性を改善できる。ここでいう回復焼鈍とは、ＴＳ≧３９０ＭＰａ、ＹＲ≧８０％を維持できる条件の焼鈍を意味し、ミクロ組織も実質的にフェライト圧延組織が維持される。すなわち、この回復焼鈍においては、冷間圧延により鋼板に蓄積されている歪エネルギーが焼鈍時に加えられる熱エネルギーにより一部解放されるが、ミクロ組織としては、大部分でフェライト圧延組織が維持され、再結晶粒であるポリゴナルなフェライトの面積率は１０％程度以下である。回復焼鈍としては、例えば、ＴｉやＮｂを添加しない場合は５００℃で５０~１５０秒間程度の焼鈍や、ＴｉやＮｂを添加する場合は６００℃で５０~１５０秒間程度の焼鈍が好ましい。
　なお、本発明の冷延鋼板には、自動車や家電用として亜鉛、ニッケルなどのめっきを施すこともできる。このとき、溶融めっき法でめっきを行う場合は、めっき浴への浸漬やめっき後の熱処理で上記回復焼鈍を兼ねることもできる。また、化成被膜を塗布したり、ラミネート鋼板としたりして使用しても、本発明の効果が損なわれることはない。
　表１に示す成分組成を有する鋼Ｎｏ．１~１１を、最終の圧延率が２４％、各鋼板のＡｒ３変態点以上である仕上温度が９３０℃の条件で熱間圧延し、巻取温度を５９０℃として板厚２．９ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を７２％の圧延率で板厚０．８ｍｍまで冷間圧延して冷延鋼板を得た。
　得られた熱延鋼板に対しては、圧延方向の板厚断面を、ナイタール腐食して板厚１／４位置を２００倍で観察して写真を撮影し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５２（１９９８）に記載の切断法によって平均結晶粒径を算出した。また、セメンタイトの析出量は、ピクラール腐食して板厚１／４位置にて０．２１×０．１６ｍｍの視野を４００倍で写真に撮影し、観察視野内のセメンタイトの個数を数え、単位面積あたりのセメンタイトの個数で評価した。
　得られた冷延鋼板に対しては、幅２５ｍｍのＬ曲げ（曲げ加工後の稜線が圧延直角方向となる曲げ）、Ｃ曲げ（曲げ加工後の稜線が圧延方向となる曲げ）試験片を採取し、ポンチ先端曲率０Ｒの９０度曲げ（９０度Ｖ曲げ）加工試験を実施し、曲げ加工部外側を観察して、割れの有無を確認した。また、さらに厳しい試験として密着曲げ加工試験を実施し、曲げ加工部外側を目視で観察して割れの有無を確認した。そして、９０度Ｖ曲げ加工試験および密着曲げ加工試験とも割れが観察されなかったものを◎、９０度Ｖ曲げ加工試験で割れが観察されなかったものを○、９０度Ｖ曲げ加工試験で割れが観察されたものを×として、曲げ加工性を評価した。なお、上記曲げ加工部の観察においては、肌荒れの有無も確認した。また、１００ｍｍ×１００ｍｍの穴広げ試験片を切り出し、板中央に１０ｍｍφの穴を打ち抜いた後、６０°円錐ポンチをバリと反対側から押し上げ、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径ｄｍｍを測定し、穴広げ率λ（％）［＝（ｄ−１０）／１０×１００］を測定した。ここで、ネジ下穴用バーリング加工はλが５０％程度で実施されるため、λが５０％以上を○、６０％以上を◎とし、λが５０％未満を×としてネジ下穴用バーリング加工性を評価した。さらに、ＪＩＳ　５号引張試験片を圧延方向および圧延直角方向に沿って採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に記載の方法で引張試験を行い、圧延方向および圧延直角方向の平均引張強度ＴＳおよび平均降伏強度ＹＳと平均引張強度ＴＳとの比、すなわち降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ×１００）（％）を測定した。なお、降伏点が明瞭でない場合、０．２％耐力を降伏強度（ＹＳ）とした。また、破断後の破断面の厚みを測定して、圧延方向および圧延直角方向の平均板厚方向極限変形能を求め、これを板厚方向極限変形能とした。さらにまた、λが４７％以上となった鋼板についてのみ、φ１．７ｍｍの下穴加工後、λが４７％となるバーリング加工を施して２．５ｍｍのネジ下穴を加工し、Ｍ３のタッピングネジを用いて、ネジ下穴が破壊するトルク（ネジ破壊トルク）を測定した。
　結果を表１に示す。発明例である鋼Ｎｏ．１~３、５~９は、いずれも熱延鋼板におけるセメンタイトの析出量が５．０×１０３個／ｍｍ２未満で、冷延鋼板の板厚方向極限変形能が１．３以上であり、Ｌ、Ｃ曲げともにポンチ先端曲率が２Ｒ以下で最も厳しい０Ｒの９０度曲げ加工においても割れが認められず、曲げ加工性に優れていることがわかる。一方、Ｃ：０．０４８％、Ｃ：０．０３５％とＣ量の多い鋼Ｎｏ．４、Ｎｏ．１１およびＣ、Ｍｎ量ともに多いＮｏ．１０では、熱延鋼板におけるセメンタイトの析出量が５．０×１０３個／ｍｍ２以上で、冷延鋼板の板厚方向極限変形能が１．３未満となり、Ｃ曲げ加工性に劣っている。また、発明例であっても、ＣやＳの量が低い鋼Ｎｏ．１、２では、熱延鋼板の結晶粒径が２５μｍを超え、曲げ加工部に肌荒れが認められ、さらに、λが５０％未満で、ネジ下穴加工に必要なバーリング加工性に乏しい。発明例のうち鋼Ｎｏ．３、４~９では熱延鋼板の結晶粒径が２５μｍ以下であり、曲げ加工部に肌荒れは求められず、λが５０％以上で、ネジ下穴加工に必要なバーリング加工性に優れている。発明例のうちλが４７％未満の鋼Ｎｏ．１、２では、ネジ破壊トルクが測定できなかったが、鋼Ｎｏ．３、４~９ではいずれも引張強度ＴＳが４９０ＭＰａ以上であり、ネジ破壊トルクが２０ｋｇｆ・ｃｍ以上となり、ネジ下穴加工性に優れている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１の鋼Ｎｏ．７を用い、実施例１と同様な条件で熱延鋼板を作製した。次いで熱延鋼板の表裏を研削して種々の板厚とした後に、圧延率を０~７２％の範囲で変えて冷間圧延し、板厚０．８ｍｍの冷延鋼板を得た。そして、圧延率０％の熱延鋼板と冷延鋼板に対して、実施例１と同様にして、平均引張強度ＴＳ、降伏比ＹＲ、平均板厚方向極限変形能、穴広げ率λ、ネジ破壊トルクを測定し、曲げ加工性を評価した。
　結果を表２に示す。圧延率≧９％以上で、ＴＳ≧３９０ＭＰａを達成し、この場合、曲げ加工性、穴広げ性は、圧延率によらず良好である。さらに、圧延率が３０％以上の場合、引張強度ＴＳが４９０ＭＰａ以上と高く、２０ｋｇｆ・ｃｍ以上の高いネジ破壊トルクが得られる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　実施例２で作製した圧延率０％（ＴＳ＝３１１ＭＰａ）で板厚０．８ｍｍの材料（比較例）と、圧延率７２％（ＴＳ＝６６４ＭＰａ）で板厚０．８ｍｍの材料（発明例）を用いて、電子機器用筐体を以下の方法で作製した。
　筐体底として、１５０ｍｍ×１５０ｍｍのサイズに剪断後、３辺の端部から１５ｍｍ位置に各３箇所のネジ下穴加工を実施例１と同様に行った。ネジ下穴加工を施した３辺について、ポンチ先端曲率半径が０ｍｍ（０Ｒ）での９０度曲げ（高さ２０ｍｍ）を行った。また、板の剛性を高めるため、残る１辺は、密着曲げ（Ｃ曲げ）を行った。次に、筐体蓋として、１５２ｍｍ×１５２ｍｍのサイズに剪断後、３辺について、ポンチ先端曲率半径が０ｍｍでの９０度曲げ（高さ２０ｍｍ）を行った。また、板の剛性を高めるため、残る１辺は、密着曲げ（Ｌ曲げ）を行った。なお、筐体蓋には筐体底とネジで締結するために、筐体底のネジ穴加工を施した部分に対応する位置に穴を設けた。
　圧延率０％の材料、圧延率７２％の材料ともに、張り出し成形、ネジ下穴加工に問題はなく、また、９０度曲げ、密着曲げともに割れ、肌荒れの発生は生じず、筐体底、筐体蓋への加工は問題なく実施された。その後、筐体底と筐体蓋を組み合わせ、Ｍ３のタッピングネジで、２０ｋｇｆ・ｃｍで締め付けを行ったところ、圧延率０％の材料はネジ下穴が破壊したが、圧延率７２％の材料は破壊せず、筐体底と蓋が締結された。
　この結果から、本発明の冷延鋼板を用いることで、ＴＳ≧３９０ＭＰａであってもポンチ先端曲率が２Ｒ以下の厳しい９０度曲げ加工を施し部材を作製できることがわかる。また、さらに上記の本発明の冷延鋼板を用いた場合、ネジ下穴加工性にも問題なく、部材を作製できた。
　表３に示す成分を有する鋼Ｎｏ．１２~１４を、最終の圧延率が２４％、各鋼板のＡｒ３変態点以上である仕上温度が９３０℃の条件で熱間圧延し、巻取温度を５９０℃として板厚２．９ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を７６％の圧延率で板厚０．７ｍｍまで冷間圧延して冷延鋼板を得た。その後、表４に示す焼鈍を施した後に、０．５％の伸長率で調質圧延を行い、冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板について、実施例１と同様の評価を行った。また、低温脆性の評価として、９０度Ｖ曲げした試験片を液体窒素で冷却し、−１０℃以下を２０℃の間隔の各温度で平坦な形状に曲げ戻し試験を行った際に破断した温度を遷移温度として求めた。
　なお、焼鈍後の得られた冷延鋼板については、圧延方向の板厚断面を、ナイタール腐食して板厚１／４位置を２００倍で２視野観察して写真を撮影し、これら２視野から再結晶粒であるポリゴナルなフェライト粒の組織全体に占める面積率を求め、ポリゴナルなフェライト粒の面積率が１０％以下となっているか否かを観察して、回復焼鈍となっているか否かを確認した。
　結果を表４に示す。
　鋼Ｎｏ．１２の結果から明らかなように、ＴＳ≧３９０ＭＰａ、ＹＲ≧８０％を維持できるような４５０℃で１００秒間の焼鈍（回復焼鈍）を行うことにより曲げ性の向上が図れる。また、ＴＳ＜３９０ＭＰａ、ＹＲ＜８０％となるような７００℃で１００秒間の焼鈍を行うとネジ破壊トルクが大きく低下する。なお、４５０℃で１００秒間の焼鈍後の鋼板のミクロ組織におけるポリゴナルなフェライトの面積率は１０％以下であることを確認した。また、７００℃で１００秒間焼鈍後の鋼板のミクロ組織におけるポリゴナルなフェライトの面積率は１０％を超えていた。
　鋼Ｎｏ．１３と１４の結果から明らかなように、ＴｉやＮｂを添加した場合に、さらにＢを添加すると遷移温度が低下し、低温脆性の改善が図れる。また、６００℃で１００秒間の焼鈍は、ＴＳ≧３９０ＭＰａ、ＹＲ≧８０％を維持できる回復焼鈍であり、曲げ特性をはじめ良好な特性が得られるが、ＴＳ＜３９０ＭＰａ、ＹＲ＜８０％となるような８００℃で１００秒間の焼鈍を行うとネジ破壊トルクが大きく低下するばかりでなく、Ｂ添加による低温脆性の改善の効果が認められなくなる。なお、６００℃で１００秒間の焼鈍後の鋼板のミクロ組織におけるポリゴナルなフェライトの面積率は１０％以下であることを確認した。また、８００℃で１００秒間焼鈍後の鋼板のミクロ組織におけるポリゴナルなフェライトの面積率は１０％を超えていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004

Claims (14)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５~０．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１~０．１％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト圧延組織であるミクロ組織とを有し、引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上、板厚が０．４ｍｍ以上、かつ板厚方向極限変形能が１．３以上であることを特徴とする曲げ加工性に優れた冷延鋼板；
    ここで、板厚方向極限変形能とは、鋼板の引張試験を行ったとき、試験前の鋼板板厚ｔ０と試験後の鋼板破断面の板厚ｔ１との比の自然対数Ｌｎ（ｔ０／ｔ１）のことである。
  2. 　質量％で、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５~０．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１~０．１％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上、降伏比が８０％以上、板厚が０．４ｍｍ以上、かつ板厚方向極限変形能が１．３以上であることを特徴とする曲げ加工性に優れた冷延鋼板；
    ここで、板厚方向極限変形能とは、鋼板の引張試験を行ったとき、試験前の鋼板板厚ｔ０と試験後の鋼板破断面の板厚ｔ１との比の自然対数Ｌｎ（ｔ０／ｔ１）のことである。
  3. 　熱延鋼板を冷間圧延してなる冷延鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５~０．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１~０．１％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、前記熱延鋼板においてセメンタイトの析出量が５．０×１０３個／ｍｍ２未満であり、引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上、板厚が０．４ｍｍ以上、かつ板厚方向極限変形能が１．３以上であることを特徴とする曲げ加工性に優れた冷延鋼板；
    ここで、板厚方向極限変形能とは、鋼板の引張試験を行ったとき、試験前の鋼板板厚ｔ０と試験後の鋼板破断面の板厚ｔ１との比の自然対数Ｌｎ（ｔ０／ｔ１）のことである。
  4. 　前記熱延鋼板の平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする請求項３に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板。
  5. 　前記成分組成において、Ｃ含有量が、質量％で、Ｃ：０．００４０％以下であることを特徴とする請求項１ないし４に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板。
  6. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００２~０．０５％、Ｎｂ：０．００２~０．０５％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし５に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板。
  7. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１~０．００５％を含有することを特徴とする請求項１ないし６に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板。
  8. 　引張強度ＴＳが４９０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１ないし７に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板。
  9. 　請求項１ないし８に記載の冷延鋼板を用い、曲げ加工部を有することを特徴とする部材。
  10. 　質量％で、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５~０．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１~０．１％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を、Ａｒ３変態点以上の仕上温度で熱間圧延後、５００℃以上６５０℃以下の巻取温度で巻取り、
    酸洗後、圧延率が８５％以下の範囲で、かつ冷間圧延後の鋼板の引張強度ＴＳが３９０ＭＰａ以上、板厚が０．４ｍｍ以上となるように冷間圧延を行うことを特徴とする曲げ加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  11. 　前記成分組成において、Ｃ含有量が、質量％で、Ｃ：０．００４０％以下であることを特徴とする請求項１０に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  12. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００２~０．０５％、Ｎｂ：０．００２~０．０５％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１０または１１に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  13. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１~０．００５％を含有することを特徴とする請求項１０ないし１２に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  14. 冷間圧延後、さらに、回復焼鈍を行うことを特徴とする請求項１０ないし１３に記載の曲げ加工性に優れた冷延鋼板の製造方法。
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