局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた高強度熱延鋼板
【課題】局部変形能に優れ、成形性の方位依存性が少なく、延性に優れた熱延鋼板を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.02〜0.5%、Si:0.001〜4.0%、Mn:0.001〜4.0%、Al+Si≦4.0%以下を含有し、集合組織が、少なくとも鋼板の表面から5/8〜3/8の板厚における板面の｛100｝＜011＞〜｛223｝＜110＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が4.0未満、かつ｛332｝＜113＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が5.0以下、さらに圧延方向と直角方向のr（rC）値が0.70以上、圧延方向と30°（r30）のr値が1.10以下であり、面積率で残留オーステナイトを5〜30%、フェライトを20〜50%、ベイナイトを10〜60%含有し、さらにパーライト、マルテンサイトがそれぞれ20%以下とする。
【解決手段】質量%で、C:0.02〜0.5%、Si:0.001〜4.0%、Mn:0.001〜4.0%、Al+Si≦4.0%以下を含有し、集合組織が、少なくとも鋼板の表面から5/8〜3/8の板厚における板面の｛100｝＜011＞〜｛223｝＜110＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が4.0未満、かつ｛332｝＜113＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が5.0以下、さらに圧延方向と直角方向のr（rC）値が0.70以上、圧延方向と30°（r30）のr値が1.10以下であり、面積率で残留オーステナイトを5〜30%、フェライトを20〜50%、ベイナイトを10〜60%含有し、さらにパーライト、マルテンサイトがそれぞれ20%以下とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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、かつその成形性の方位依存性が少なく、かつ延性に優れた熱延鋼板とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保のためにも、自動車車体には軟鋼板の他に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。更に自動車車体の軽量化を今後進めていくためには、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ず、例えば足回り部品に高強度鋼板を用いるにはバーリング加工のための局部変形能を改善しなければならない。
【０００３】
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し、絞り成形や張り出し成形に重要な均一伸びが低下する。これに対して文献１のように、鋼板にオーステナイトを残留させ均一伸びを確保する方法が開示されている。
【０００４】
一方では、曲げ成形、穴拡げ加工やバーリング加工に代表される局部延性を改善する鋼板の金属組織制御法についても開示されており、介在物制御や単一組織化すること、さらには組織間の硬度差を低減すれば、曲げ性や穴広げ加工に効果的であることが文献２に開示されている。
【０００５】
延性と強度との両立から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る技術も文献３に開示されている。しかし、いずれも組織制御に頼った局部変形能の改善方法で、べースの組織形成に大きく影響されてしまう。
【０００６】
一方、熱延鋼板の材質改善手法として、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開示技術がある。いわゆる、結晶粒微細化の技術であり、オーステナイト域の極力低温で大圧下を行い、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るもので、文献４のように細粒化により、高強度化や強靭化を狙った技術である。しかし、文献４に記載の製法では、本願発明が解決しようとする局部変形能と延性の改善については一切配慮されていない。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】：高橋、新日鉄技報(2003)No.378,p.7
【非特許文献２】：加藤ら、製鉄研究(1984)vol.312,p.41
【非特許文献３】：K.Sugimoto et al、(2000)Vol.40,p.920
【非特許文献４】：中山製鋼所 NFG製品紹介
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上述のように、高強度鋼板の局部延性能改善のためには主に介在物を含む組織制御を行うことが主であった。本願発明では、熱延工程の圧延工程によって結晶粒のサイズ、集合組織を制御することで、熱延鋼板の異方性についても改善できるような局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板とその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
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・単相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、これだけでは、主な組織構成を限定せざるを得ないうえ、ＮｂやＴｉなどが添加されている高強度鋼板では異方性が極めて大きい。これは、他の成形性因子を犠牲にしてしまったり、成形前のブランクの取る方向を限定してしまうなどの問題が生じてしまうこととなり、用途も限定的になってしまう。
【００１０】
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、熱延の圧延工程における組織の細粒化と集合組織制御について調査・検討を行った。その結果、特定の結晶方位群の各方位の強度を制御することで、圧延方向と直角方向のｒＣ値、圧延方向と３０°のｒ３０値がバランスしているときに局部変形能が飛躍的に向上することを明らかにしたものである。
【００１１】
本発明は前述の知見に基づいて構成されており、その主旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０２％以上、０．５％以下、
Ｓi：０．００１％以上、４．０％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、
Ｎ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ｏ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ＋Ｓｉ≦４．０％以下、
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、集合組織が、少なくとも鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が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以下で、さらに圧延方向と直角方向のｒ（ｒＣ）値が０．７０以上、かつ圧延方向と３０°（ｒ３０）のｒ値が１．１０以下であり、鋼板組織として、面積率で残留オーステナイトを５％以上、３０％未満、フェライトを２０％以上、５０％未満、ベイナイトを１０％以上、６０％未満含有し、さらに、パーライト、マルテンサイトがそれぞれ２０％以下である特徴とする局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（２）更に、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．２％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．２％以下、
Ｖ：０．００１％以上、１．０％以下、
Ｗ：０．００１％以上、１．０％以下、
Ｃｕ：０．００１％以上、２．０％以下、
の１種又は２種以上を含有する上記（１）に記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（３）更に、全面積のうち、２０μｍを超える粒の占める面積割合が１０％以下であることを特徴とする上記（１）または（２）の何れかに記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（４）更に、残留オーステナイトとマルテンサイトの粒で、もっとも近い残留オーステナイトもしくはマルテンサイトまでの距離をＬMA[μｍ]とし、１００個以上測定した時のＬMAの標準偏差が５以下である上記（１）から（３）の何れかに記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（５）更に、
Ｂ ：０．０００１％以上、０．００５％以下
Ｍｏ：０．００１％以上、１.０％以下、
Ｃｒ：０．００１％以上、２．０％以下、
Ａｓ：０．０００１％以上、０．５０％以下、
の１種又は２種以上を含有する上記（１）から（４）の何れかに記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（６）更に、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％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
の１種又は２種以上を含有する上記（１）から（５）の何れかに記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（７）上記（１）〜（６）の何れかに記載の高強度鋼板を製造するに当たり、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊またはスラブに鋳造して，粗圧延を１０００℃以上、１２００℃以下の温度域で２０％以上の圧下を少なくとも１回以上行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、その後、仕上圧延において式（１）にある鋼板成分により決定される温度をＴ１とすると、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲において、１回は１パス３０％以上の圧延を行い、かつ、圧下率の合計を５０％以上とし、その後のＴ１以上、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計を３０％以下とした後、かつ３０％以上の最終圧延終了後のＴ１以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での停留時間ｔが式（２）を満たし、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了し、その後６３０℃以上、８００℃以下の温度に１０〜１００℃／ｓｅｃで冷却し、１秒以上、２０秒以下保持、もしくは該温度から該温度未満５５０℃以上の範囲内の温度まで２０℃／ｓｅｃ以下で徐冷し、３５０〜５００℃で巻き取りを行い、温度変化速度が −４０℃／ｈ以上、４０℃／ｈ以下の範囲として３０〜３００分保持した後、空冷させた局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V
（１）
t≦t1×２．５ （２）
ここで、ｔ１は式(３）で表される。
ｔ１＝０．００１（（Ｔｆ-Ｔ１)×Ｐ１）2−０．１０９（（Ｔｆ-Ｔ１)×Ｐ１)＋３．１ （３）
ここで、Ｔｆは３０％以上の最終圧下後の温度、Ｐ１は３０％以上の最終圧下の圧下率である。
（８）上記（７）に記載の製造方法で、仕上げ圧延終了から１秒以内に５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却温度変化が４０℃以上、１５０℃以下となる冷却を行うことを特徴とする局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（９）上記（７）または（８）に記載の製造方法において、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最終パスの圧延率は２５％以上であることを特徴とする局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、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、かつその成形性の方位依存性の少なく、かつ延性に優れた熱延鋼板を得るものである。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値と板厚／最小曲げ半径の関係を示す。
【図２】｛３３２｝＜１１３＞方位群のＸ線ランダム強度比と板厚／最小曲げ半径の関係を示す。
【図３】圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）と板厚／最小曲げ半径の関係を示す。
【図４】圧延方向の３０°のｒ値（ｒ３０）と板厚／最小曲げ半径の関係を示す。
【図５】粒径が２０μｍ以上の粒の割合と板厚／最小曲げ半径の関係を示す。
【図６】粗圧延における４０％以上の圧延回数と粗圧延のオーステナイト粒径の関係を示す。
【図７】熱延終了後の６３０℃以上、８００℃以下での一時冷却保持時間とフェライト分率の関係を示す。
【図８】巻き取り温度と残留オーステナイト分率の関係を示す。
【図９】巻き取り温度とベイナイト分率の関係を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下に本発明の内容を詳細に説明する。
表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比：
【００１５】
この平均値は本発明で、特に重要な特性値である。表面から５／８〜３／８板厚における板面の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、直近要求される骨格部品の加工に必要な板厚／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。７．０以上では鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、ひいてはある方向のみの局部変形能を改善するもののそれとは異なる方向での材質が著しく劣化し板厚／曲げ半径≧１．５を満足できなくなる。
【００１６】
この方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞である。
【００１７】
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)などの装置を用いて測定する。｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。
【００１８】
たとえば、後者の方法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比には、３次元集合組織のφ２=４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］，（３３５）［１−１０］，（２２３）［１−１０］の強度をそのまま用いればよい。
【００１９】
｛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。
【００２０】
さらに同様な理由から、表面から５／８〜３／８板厚における板面の｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比は５．０以下でなくてはならない。望ましくは３．０以下であれば、直近要求される骨格部品の加工に必要な板厚／曲げ半径≧１．５を満たす。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、ひいてはある方向のみの局部変形能を改善するもののそれとは異なる方向での材質が著しく劣化し板厚／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、０．５未満になると局部変形能の劣化が懸念される。
【００２１】
Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで表面より減厚し、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。
【００２２】
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、より一層局延性能が良好になる。しかしながら, 鋼板の表面から３／８〜５／８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これを規定するものとする。
【００２３】
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位とは、板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。
【００２４】
圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）：
これらの鋼板のｒ値は、本発明において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位のＸ線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。また、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。
【００２５】
上述の各方向のｒ値の上限は特に定めないが、１．１０以下であることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。
【００２６】
圧延方向の３０°のｒ値（ｒ３０）：
この鋼板のｒ値は、本発明において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位のＸ線強度が適正であっても、必ずしも良好な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、鋼板には上記の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。
【００２７】
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。
【００２８】
なお、曲げ加工を施す方向は加工部品によって異なるので特に限定するものではなく、本願発明により、いずれの曲げ方向においても同様の特性が得られるものである。
【００２９】
ところで、一般に集合組織とｒ値とは相関があることが知られているが、本発明においては、既述の結晶方位のＸ線強度比に関する限定とｒ値に関する限定とは互いに同義ではなく、両方の限定が同時に満たされなくては良好な局部変形能を得ることはできない。
【００３０】
本発明は高強度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、高強度薄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。
【００３１】
また、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、２０μｍを超える粒の占める面積割合が１０％以下である必要がある。これより多いと曲げ性が劣化する。
【００３２】
次に成分の限定条件について述べる。
Ｃは高強度を確保し、かつ残留オーステナイトを確保するために必須である。十分な残留オーステナイト量を得るためには、０．０２％以上のＣ量が必要となる。一方、Ｃを過剰に含有すると、溶接性を損なうため、Ｃ量の上限を０．５％以下とした。
【００３３】
Ｓｉは脱酸剤であり、０．００１％以上の添加が好ましい。また、焼鈍時にフェライトを安定化する元素であり、かつ、巻き取り後のセメンタイト析出をおさえるためオーステナイトのＣ濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する。Ｓｉが高いほどその効果は大きくなるが、過剰に添加すると、表面性状、塗装性、溶接性などの劣化を招くので、上限を４．０％以下とする。
【００３４】
Ｍｎはオーステナイトを安定化させ、焼入れ性を高める元素である。十分な焼入れ性を確保するためには、０．００１％以上のＭｎの添加が必要である。一方、Ｍｎを過剰に添加すると延性を損なうため、Ｍｎ量の上限を４．０％とする。
【００３５】
Ｐは不純物であり、過剰に含有すると延性や溶接性を損なう。したがって、Ｐ量の上限を０．１５％以下とする。一方、Ｐを０．００１％以下とするのは困難であるので、これを下限とする。
【００３６】
Ｓは不純物であり、過剰に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、延性及び穴広げ性などの成形性の劣化を招く。したがって、Ｓ量の上限を０．０３%以下とする。 一方、Ｓを０．０００５％以下とするのは困難であるので、これを下限とする。
【００３７】
Ｏは不純物であり、過剰に含有すると、加工性を損なう。したがって、Ｏ量の上限を０．０１％以下とする。一方、Ｏを０．０００５％以下とするのは困難であるので、これを下限とする。
【００３８】
Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸剤であり、焼鈍時にフェライトを安定化する元素である。しかし、過剰に含有すると溶接性が劣悪となるため、Ｓｉと合わせて４．０％以下とする。
【００３９】
Ｎは、不純物であり、０．０１％を超えると延性の劣化を招く。したがって、Ｎ量の上限を０．０１％以下とする。一方、Ｎを０．０００５％以下とするのは困難であるので、これを下限とする。
【００４０】
更に、析出強化によって強度を得る場合、微細な炭窒化物を生成させることがよい。析出強化を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの添加が有効であり、これらの１種または２種以上を含有しても構わない。
【００４１】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｕの添加でこ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、Ｃｕは０．００１％以上の添加が必要である。ただし過度な添加でも強度上昇は飽和してまうこと、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で０．２％以下、Ｎｂで０．２％以下、Ｖで１．０％以下、Ｗで１．０％以下、Ｃｕで２．０％以下とする必要がある。
【００４２】
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、Ａｓの１種または２種以上の添加が有効である。この効果を得るためには、Ｂは０．０００１％以上、Ｍｏ、Ｃｒは０．００１％以上、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０．００５％、Ｍｏの上限を１.０％、Ｃｒの上限を２．０％、Ａｓを０．５０％とする。
【００４３】
局部成形能を向上のため、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａは介在物を無害化するため重要な添加元素である。この効果を得るためのそれぞれの下限を０．０００１％とした。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。
【００４４】
Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ及びＺｒは強度を上げる元素であり、Ｎｉで０．００１％以上、Ｃｏで０．０００１％以上、Ｓｎで０．０００１％以上、Ｚｒで０．０００１％以上の添加が有効である。しかし過剰に入れすぎると、その成形性を失ってしまうので、Ｎｉで２．０
％、Ｃｏで１．０％、Ｓｎで０．２％、Ｚｒで０．２％を上限とした。
【００４５】
なお、本願発明の熱延鋼板に表面処理してもその局部変形能改善効果を失うものでなく、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、ノンクロ処理等の何れでも本発明の効果が得られる。
【００４６】
次に本発明薄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、Ｘ線ランダム強度比をもつ集合組織を形成させるための製造条件の詳細を以下に記す。
【００４７】
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の他、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、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。
【００４８】
本発明の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。
局部変形能に優れた熱延鋼板を製造するためには、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ことが判明した。この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，１０００℃以上１２００℃以下(好ましくは１１５０℃)の温度域での粗圧延で少なくとも２０％以上(好ましくは４０％以上)の圧下率で１回以上圧延すれば所定のオーステナイト粒径が得られることも判明した。
【００４９】
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、この効果をより効率的に得るためには、１００μｍ以下のオーステナイト粒径にすることが望ましく、このためには、４０％以上の圧延は２回以上行うことが望ましい。ただし、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局部変形能の改善に有効である。
【００５０】
これは、仕上げ圧延中の再結晶核の１つとして粗圧延後の（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ことによると推測される。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。
【００５１】
また鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、｛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Ｔ１温度
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V （式１）
を基準に、Ｔ１+３０℃以上、Ｔ１＋２００℃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ことにより、最終製品の局部変形能を確保できる。Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域における大圧下と、その後のＴ１以上、Ｔ１＋３０℃未満での軽圧下は、後掲の表２、表３に見られるように、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比を制御して最終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る。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経験的に知見した。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ことが重要で５０％以上は必須である。さらには、７０％以上の圧下を取ることが望ましく、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負荷を加えることとなる。
【００５２】
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、Ｔ１以上、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率で３０％以下とし、板形状からは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。また、Ｔ１以上、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が大きいとせっかく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てしまう。すなわち、本願発明の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・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する方法である。
【００５３】
前述の規定した温度域よりも低温で圧延が行われ、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の板面に（１）で述べた所定のＸ線強度レベルの各結晶方位が得られない。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小さい圧下率を取ってしまったりすると、粗粒化や混粒となり、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、圧延率は圧延荷重、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し、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を考慮した計算シミュレーション、或いはその両方によって得ることができる。
【００５４】
熱間圧延をＡｒ3以下で終了するとオーステナイトとフェライトに２相域圧延になってしまい｛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。
【００５５】
また、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃の温度範囲における圧延の最後の圧延スタンドで圧下後の冷却は、オーステナイトの粒径に大きな影響を与える。上記範囲での最終圧延後、０．０５秒以上、５秒以内に冷却を行わないと、オーステナイト粒が粗大化するため、板厚／曲げ半径≧２．０を満たすことができない。更に、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃未満の温度範囲のＴＬ℃における圧下の最終パスから冷却開始までの時間（ｔ）が、０．０５秒以上、５秒以下であることが望ましい。０．０５秒以下では熱延再結晶が十分に起こらず、異方性が増加すること、５秒以上ではオーステナイト粒が粗大化して強度と伸びが低下する。更に、冷却開始までの時間は、最終圧下の実施温度Ｔｆと３０％以上の最終圧延の圧延率Ｐ１に対して、式（２）を満たす必要がある。ここで、Ｔ１とは式（３）で求めることのできる数値である。
t≦t１×2.5 式（２）
T1=0.001((Tf-T1)×P1)2-0.109((Tf-T1)×P1)+3.1 式（３）
これより低くなると、再結晶が十分に得られず、異方性が高くなる。
【００５６】
仕上げ圧延後、初析フェライト域のノーズ近傍である６３０℃以上、８００℃以下の温度まで冷却し、１秒以上、２０秒以下保持もしくは、該温度から該温度未満、５５０℃以上の温度まで２０℃／ｓｅｃ以下で徐冷することにより、主相であるフェライトを容易に得ることができ、６３０℃以上、８００℃以下まで冷却することで結晶粒を微細化することができる。等温保持処理の場合、保持時間が２０秒を超えると、フェライト分率が高くなりすぎ、強度が低下してしまう。一方、保持時間が１秒未満では、フェライトの生成量が不足してしまう。また、徐冷を停止する温度が５５０℃を下回るとパーライト変態が生じてしまう可能性があるので５５０℃以上とする。
【００５７】
３５０〜５００℃の範囲内の温度まで冷却して巻き取り、巻き取ったコイルの温度変化速度が −４０℃／ｈ以上、４０℃/ｈ以下の範囲として３０〜３００分保持させる。巻き取り温度が、５００℃を超えると、ベイナイト変態が過度に進行し、３５０℃を下回るとベイナイト変態が過度に抑制され、Ｃ濃化による残留オーステナイトの安定化が十分でなく、空冷時にマルテンサイト変態を起こし、十分な残留オーステナイト量を得られなくなる。また、３５０℃〜５００℃での保持時間が３０分未満では、ベイナイト変態の進行が十分でなく、残留オーステナイト分率が不足してしまう。一方、３００分を超えると、セメンタイトの析出・粗大化が進んでしまうため目的の残留オーステナイト分率が得られなくなってしまう。さらに、コイルの温度変化速度が、−４０℃/ｈ以上４０℃/ｈ以下の範囲外となり、急激な温度変化となると、コイル内での材質のばらつきが顕著になってしまう。
【００５８】
仕上げ圧延終了後には、１秒以内に５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却温度変化が４０℃以上、１５０℃以下となる冷却を行う必要がある。冷却までの時間が１秒より長くなると、再結晶したオーステナイト粒が高温で保持されるために粒成長し、強度・延性が低くなってしまう。また、この温度変化が４０℃未満であるとやはり再結晶したオーステナイト粒が粒成長してしまう。一方、１５０℃超ではＡｒ３変態点温度以下までオーバーシュートする恐れがありその場合再結晶オーステナイトからの変態であってもバリアント選択の先鋭化の結果やはり集合組織が形成され等方性が低下してしまい加工性の方位依存性が大きくなってしまう。この冷却での冷却速度が５０℃／ｓｅｃ未満であるとやはり再結晶したオーステナイト粒が粒成長してしまう。一方、冷却速度の上限は特に定めないが板形状の観点から２００℃／ｓｅｃ以下が妥当と思われる。
【００５９】
さらに、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，最終パスの圧延率は２５％以上である必要がある．但し，より高い加工性が要求される場合は最終の２パスを２５％以上とする必要がある．
【００６０】
次に、本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の鋼板のミクロ組織は、フェライトとベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびパーライト、マルテンサイトからなる。
【００６１】
フェライトとベイナイトは残留オーステナイトにＣを濃化させ、ＴＲＩＰ効果による延性向上に必須である。開発の狙いの強度レベルにより，フェライトとベイナイトの分率を変化させることが可能であるが、フェライト２０％以上５０％未満、ベイナイト１０％以上６０％未満とすることによって、優れた延性を得ることができる。
【００６２】
残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって延性、特に一様伸びを高める組織であり、面積率で、５％以上必要である。また、加工によってマルテンサイトに変態するため、強度の向上にも寄与する。残留オーステナイトの面積は高いほど好ましいが、面積率で３０％超の残留オーステナイトを確保するためには、Ｃ、Ｓｉ量を増加させる必要があり、溶接性や表面性状を損なう。したがって、残留オーステナイトの面積率の上限を３０％以下とする。
【００６３】
また、パーライトと、マルテンサイトはそれぞれ２０％含んでもよいものとする。更に粒径は、全組織で、２０μｍを超える粒の占める面積率が１０％以下とする。粒径の大きな粒が増えると、引張強度が小さくなり、局部変形能も低下する。したがって、なるべく細粒にすることが好ましい。
【００６４】
また、曲げ、伸びフランジ、バーリング加工などの局部変形能を向上させるために、残留オーステナイトやマルテンサイト等硬質組織は分散していたほうが好ましい。そのため残留オーステナイトとマルテンサイトの粒で、もっとも近い残留オーステナイトもしくはマルテンサイトまでの距離をＬMA[μｍ]とし、１００個以上測定したときのＬMAの標準偏差が５以下とする。
［実施例］
【００６５】
本発明の実施例を挙げながら、本発明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ａからｊまでの本発明の請求項の成分を満たす鋼、ａからｄの比較鋼を用いて検討した結果について説明する。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の条件で熱間圧延が施され、２〜５ｍｍ厚の熱延鋼板とした。
【００６６】
【表１】
【００６７】
表２及び表３に各製造条件とそれぞれの組織形成と機械的特性を示す。局部変形能の指標としては最終製品の穴拡げ率および６０°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 Ｚ ２２４１およびＺ２２４８ (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の領域を０．５μｍピッチで測定した。また、各方向のｒ値について前述した方法により測定した。
【００６８】
【表２】
【００６９】
【表３】
【００７０】
本願規定を満たす鋼板を用いたもののみが、表２に示すように優れた穴拡げ性と、曲げ性と成形異方性の少なさを併せ持つことができることがわかる。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、成形性の異方性レスを示すことがわかる。
【技術分野】
【０００１】
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、かつその成形性の方位依存性が少なく、かつ延性に優れた熱延鋼板とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保のためにも、自動車車体には軟鋼板の他に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。更に自動車車体の軽量化を今後進めていくためには、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ず、例えば足回り部品に高強度鋼板を用いるにはバーリング加工のための局部変形能を改善しなければならない。
【０００３】
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し、絞り成形や張り出し成形に重要な均一伸びが低下する。これに対して文献１のように、鋼板にオーステナイトを残留させ均一伸びを確保する方法が開示されている。
【０００４】
一方では、曲げ成形、穴拡げ加工やバーリング加工に代表される局部延性を改善する鋼板の金属組織制御法についても開示されており、介在物制御や単一組織化すること、さらには組織間の硬度差を低減すれば、曲げ性や穴広げ加工に効果的であることが文献２に開示されている。
【０００５】
延性と強度との両立から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る技術も文献３に開示されている。しかし、いずれも組織制御に頼った局部変形能の改善方法で、べースの組織形成に大きく影響されてしまう。
【０００６】
一方、熱延鋼板の材質改善手法として、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開示技術がある。いわゆる、結晶粒微細化の技術であり、オーステナイト域の極力低温で大圧下を行い、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るもので、文献４のように細粒化により、高強度化や強靭化を狙った技術である。しかし、文献４に記載の製法では、本願発明が解決しようとする局部変形能と延性の改善については一切配慮されていない。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】：高橋、新日鉄技報(2003)No.378,p.7
【非特許文献２】：加藤ら、製鉄研究(1984)vol.312,p.41
【非特許文献３】：K.Sugimoto et al、(2000)Vol.40,p.920
【非特許文献４】：中山製鋼所 NFG製品紹介
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上述のように、高強度鋼板の局部延性能改善のためには主に介在物を含む組織制御を行うことが主であった。本願発明では、熱延工程の圧延工程によって結晶粒のサイズ、集合組織を制御することで、熱延鋼板の異方性についても改善できるような局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板とその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
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・単相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、これだけでは、主な組織構成を限定せざるを得ないうえ、ＮｂやＴｉなどが添加されている高強度鋼板では異方性が極めて大きい。これは、他の成形性因子を犠牲にしてしまったり、成形前のブランクの取る方向を限定してしまうなどの問題が生じてしまうこととなり、用途も限定的になってしまう。
【００１０】
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、熱延の圧延工程における組織の細粒化と集合組織制御について調査・検討を行った。その結果、特定の結晶方位群の各方位の強度を制御することで、圧延方向と直角方向のｒＣ値、圧延方向と３０°のｒ３０値がバランスしているときに局部変形能が飛躍的に向上することを明らかにしたものである。
【００１１】
本発明は前述の知見に基づいて構成されており、その主旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０２％以上、０．５％以下、
Ｓi：０．００１％以上、４．０％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、
Ｎ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ｏ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ＋Ｓｉ≦４．０％以下、
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、集合組織が、少なくとも鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が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以下で、さらに圧延方向と直角方向のｒ（ｒＣ）値が０．７０以上、かつ圧延方向と３０°（ｒ３０）のｒ値が１．１０以下であり、鋼板組織として、面積率で残留オーステナイトを５％以上、３０％未満、フェライトを２０％以上、５０％未満、ベイナイトを１０％以上、６０％未満含有し、さらに、パーライト、マルテンサイトがそれぞれ２０％以下である特徴とする局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（２）更に、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．２％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．２％以下、
Ｖ：０．００１％以上、１．０％以下、
Ｗ：０．００１％以上、１．０％以下、
Ｃｕ：０．００１％以上、２．０％以下、
の１種又は２種以上を含有する上記（１）に記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（３）更に、全面積のうち、２０μｍを超える粒の占める面積割合が１０％以下であることを特徴とする上記（１）または（２）の何れかに記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（４）更に、残留オーステナイトとマルテンサイトの粒で、もっとも近い残留オーステナイトもしくはマルテンサイトまでの距離をＬMA[μｍ]とし、１００個以上測定した時のＬMAの標準偏差が５以下である上記（１）から（３）の何れかに記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（５）更に、
Ｂ ：０．０００１％以上、０．００５％以下
Ｍｏ：０．００１％以上、１.０％以下、
Ｃｒ：０．００１％以上、２．０％以下、
Ａｓ：０．０００１％以上、０．５０％以下、
の１種又は２種以上を含有する上記（１）から（４）の何れかに記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（６）更に、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％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
の１種又は２種以上を含有する上記（１）から（５）の何れかに記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（７）上記（１）〜（６）の何れかに記載の高強度鋼板を製造するに当たり、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊またはスラブに鋳造して，粗圧延を１０００℃以上、１２００℃以下の温度域で２０％以上の圧下を少なくとも１回以上行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、その後、仕上圧延において式（１）にある鋼板成分により決定される温度をＴ１とすると、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲において、１回は１パス３０％以上の圧延を行い、かつ、圧下率の合計を５０％以上とし、その後のＴ１以上、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計を３０％以下とした後、かつ３０％以上の最終圧延終了後のＴ１以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での停留時間ｔが式（２）を満たし、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了し、その後６３０℃以上、８００℃以下の温度に１０〜１００℃／ｓｅｃで冷却し、１秒以上、２０秒以下保持、もしくは該温度から該温度未満５５０℃以上の範囲内の温度まで２０℃／ｓｅｃ以下で徐冷し、３５０〜５００℃で巻き取りを行い、温度変化速度が −４０℃／ｈ以上、４０℃／ｈ以下の範囲として３０〜３００分保持した後、空冷させた局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V
（１）
t≦t1×２．５ （２）
ここで、ｔ１は式(３）で表される。
ｔ１＝０．００１（（Ｔｆ-Ｔ１)×Ｐ１）2−０．１０９（（Ｔｆ-Ｔ１)×Ｐ１)＋３．１ （３）
ここで、Ｔｆは３０％以上の最終圧下後の温度、Ｐ１は３０％以上の最終圧下の圧下率である。
（８）上記（７）に記載の製造方法で、仕上げ圧延終了から１秒以内に５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却温度変化が４０℃以上、１５０℃以下となる冷却を行うことを特徴とする局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
（９）上記（７）または（８）に記載の製造方法において、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最終パスの圧延率は２５％以上であることを特徴とする局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、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、かつその成形性の方位依存性の少なく、かつ延性に優れた熱延鋼板を得るものである。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値と板厚／最小曲げ半径の関係を示す。
【図２】｛３３２｝＜１１３＞方位群のＸ線ランダム強度比と板厚／最小曲げ半径の関係を示す。
【図３】圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）と板厚／最小曲げ半径の関係を示す。
【図４】圧延方向の３０°のｒ値（ｒ３０）と板厚／最小曲げ半径の関係を示す。
【図５】粒径が２０μｍ以上の粒の割合と板厚／最小曲げ半径の関係を示す。
【図６】粗圧延における４０％以上の圧延回数と粗圧延のオーステナイト粒径の関係を示す。
【図７】熱延終了後の６３０℃以上、８００℃以下での一時冷却保持時間とフェライト分率の関係を示す。
【図８】巻き取り温度と残留オーステナイト分率の関係を示す。
【図９】巻き取り温度とベイナイト分率の関係を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下に本発明の内容を詳細に説明する。
表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比：
【００１５】
この平均値は本発明で、特に重要な特性値である。表面から５／８〜３／８板厚における板面の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、直近要求される骨格部品の加工に必要な板厚／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。７．０以上では鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、ひいてはある方向のみの局部変形能を改善するもののそれとは異なる方向での材質が著しく劣化し板厚／曲げ半径≧１．５を満足できなくなる。
【００１６】
この方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞である。
【００１７】
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)などの装置を用いて測定する。｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。
【００１８】
たとえば、後者の方法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比には、３次元集合組織のφ２=４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］，（３３５）［１−１０］，（２２３）［１−１０］の強度をそのまま用いればよい。
【００１９】
｛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。
【００２０】
さらに同様な理由から、表面から５／８〜３／８板厚における板面の｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比は５．０以下でなくてはならない。望ましくは３．０以下であれば、直近要求される骨格部品の加工に必要な板厚／曲げ半径≧１．５を満たす。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、ひいてはある方向のみの局部変形能を改善するもののそれとは異なる方向での材質が著しく劣化し板厚／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、０．５未満になると局部変形能の劣化が懸念される。
【００２１】
Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで表面より減厚し、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。
【００２２】
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、より一層局延性能が良好になる。しかしながら, 鋼板の表面から３／８〜５／８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これを規定するものとする。
【００２３】
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位とは、板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。
【００２４】
圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）：
これらの鋼板のｒ値は、本発明において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位のＸ線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。また、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。
【００２５】
上述の各方向のｒ値の上限は特に定めないが、１．１０以下であることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。
【００２６】
圧延方向の３０°のｒ値（ｒ３０）：
この鋼板のｒ値は、本発明において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位のＸ線強度が適正であっても、必ずしも良好な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、鋼板には上記の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。
【００２７】
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。
【００２８】
なお、曲げ加工を施す方向は加工部品によって異なるので特に限定するものではなく、本願発明により、いずれの曲げ方向においても同様の特性が得られるものである。
【００２９】
ところで、一般に集合組織とｒ値とは相関があることが知られているが、本発明においては、既述の結晶方位のＸ線強度比に関する限定とｒ値に関する限定とは互いに同義ではなく、両方の限定が同時に満たされなくては良好な局部変形能を得ることはできない。
【００３０】
本発明は高強度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、高強度薄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。
【００３１】
また、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、２０μｍを超える粒の占める面積割合が１０％以下である必要がある。これより多いと曲げ性が劣化する。
【００３２】
次に成分の限定条件について述べる。
Ｃは高強度を確保し、かつ残留オーステナイトを確保するために必須である。十分な残留オーステナイト量を得るためには、０．０２％以上のＣ量が必要となる。一方、Ｃを過剰に含有すると、溶接性を損なうため、Ｃ量の上限を０．５％以下とした。
【００３３】
Ｓｉは脱酸剤であり、０．００１％以上の添加が好ましい。また、焼鈍時にフェライトを安定化する元素であり、かつ、巻き取り後のセメンタイト析出をおさえるためオーステナイトのＣ濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する。Ｓｉが高いほどその効果は大きくなるが、過剰に添加すると、表面性状、塗装性、溶接性などの劣化を招くので、上限を４．０％以下とする。
【００３４】
Ｍｎはオーステナイトを安定化させ、焼入れ性を高める元素である。十分な焼入れ性を確保するためには、０．００１％以上のＭｎの添加が必要である。一方、Ｍｎを過剰に添加すると延性を損なうため、Ｍｎ量の上限を４．０％とする。
【００３５】
Ｐは不純物であり、過剰に含有すると延性や溶接性を損なう。したがって、Ｐ量の上限を０．１５％以下とする。一方、Ｐを０．００１％以下とするのは困難であるので、これを下限とする。
【００３６】
Ｓは不純物であり、過剰に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、延性及び穴広げ性などの成形性の劣化を招く。したがって、Ｓ量の上限を０．０３%以下とする。 一方、Ｓを０．０００５％以下とするのは困難であるので、これを下限とする。
【００３７】
Ｏは不純物であり、過剰に含有すると、加工性を損なう。したがって、Ｏ量の上限を０．０１％以下とする。一方、Ｏを０．０００５％以下とするのは困難であるので、これを下限とする。
【００３８】
Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸剤であり、焼鈍時にフェライトを安定化する元素である。しかし、過剰に含有すると溶接性が劣悪となるため、Ｓｉと合わせて４．０％以下とする。
【００３９】
Ｎは、不純物であり、０．０１％を超えると延性の劣化を招く。したがって、Ｎ量の上限を０．０１％以下とする。一方、Ｎを０．０００５％以下とするのは困難であるので、これを下限とする。
【００４０】
更に、析出強化によって強度を得る場合、微細な炭窒化物を生成させることがよい。析出強化を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの添加が有効であり、これらの１種または２種以上を含有しても構わない。
【００４１】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｕの添加でこ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、Ｃｕは０．００１％以上の添加が必要である。ただし過度な添加でも強度上昇は飽和してまうこと、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で０．２％以下、Ｎｂで０．２％以下、Ｖで１．０％以下、Ｗで１．０％以下、Ｃｕで２．０％以下とする必要がある。
【００４２】
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、Ａｓの１種または２種以上の添加が有効である。この効果を得るためには、Ｂは０．０００１％以上、Ｍｏ、Ｃｒは０．００１％以上、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０．００５％、Ｍｏの上限を１.０％、Ｃｒの上限を２．０％、Ａｓを０．５０％とする。
【００４３】
局部成形能を向上のため、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａは介在物を無害化するため重要な添加元素である。この効果を得るためのそれぞれの下限を０．０００１％とした。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。
【００４４】
Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ及びＺｒは強度を上げる元素であり、Ｎｉで０．００１％以上、Ｃｏで０．０００１％以上、Ｓｎで０．０００１％以上、Ｚｒで０．０００１％以上の添加が有効である。しかし過剰に入れすぎると、その成形性を失ってしまうので、Ｎｉで２．０
％、Ｃｏで１．０％、Ｓｎで０．２％、Ｚｒで０．２％を上限とした。
【００４５】
なお、本願発明の熱延鋼板に表面処理してもその局部変形能改善効果を失うものでなく、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、ノンクロ処理等の何れでも本発明の効果が得られる。
【００４６】
次に本発明薄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、Ｘ線ランダム強度比をもつ集合組織を形成させるための製造条件の詳細を以下に記す。
【００４７】
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の他、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、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。
【００４８】
本発明の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。
局部変形能に優れた熱延鋼板を製造するためには、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ことが判明した。この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，１０００℃以上１２００℃以下(好ましくは１１５０℃)の温度域での粗圧延で少なくとも２０％以上(好ましくは４０％以上)の圧下率で１回以上圧延すれば所定のオーステナイト粒径が得られることも判明した。
【００４９】
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、この効果をより効率的に得るためには、１００μｍ以下のオーステナイト粒径にすることが望ましく、このためには、４０％以上の圧延は２回以上行うことが望ましい。ただし、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局部変形能の改善に有効である。
【００５０】
これは、仕上げ圧延中の再結晶核の１つとして粗圧延後の（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ことによると推測される。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。
【００５１】
また鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、｛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Ｔ１温度
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V （式１）
を基準に、Ｔ１+３０℃以上、Ｔ１＋２００℃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ことにより、最終製品の局部変形能を確保できる。Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域における大圧下と、その後のＴ１以上、Ｔ１＋３０℃未満での軽圧下は、後掲の表２、表３に見られるように、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比を制御して最終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る。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経験的に知見した。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ことが重要で５０％以上は必須である。さらには、７０％以上の圧下を取ることが望ましく、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負荷を加えることとなる。
【００５２】
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、Ｔ１以上、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率で３０％以下とし、板形状からは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。また、Ｔ１以上、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が大きいとせっかく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てしまう。すなわち、本願発明の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・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する方法である。
【００５３】
前述の規定した温度域よりも低温で圧延が行われ、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の板面に（１）で述べた所定のＸ線強度レベルの各結晶方位が得られない。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小さい圧下率を取ってしまったりすると、粗粒化や混粒となり、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、圧延率は圧延荷重、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し、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を考慮した計算シミュレーション、或いはその両方によって得ることができる。
【００５４】
熱間圧延をＡｒ3以下で終了するとオーステナイトとフェライトに２相域圧延になってしまい｛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。
【００５５】
また、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃の温度範囲における圧延の最後の圧延スタンドで圧下後の冷却は、オーステナイトの粒径に大きな影響を与える。上記範囲での最終圧延後、０．０５秒以上、５秒以内に冷却を行わないと、オーステナイト粒が粗大化するため、板厚／曲げ半径≧２．０を満たすことができない。更に、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃未満の温度範囲のＴＬ℃における圧下の最終パスから冷却開始までの時間（ｔ）が、０．０５秒以上、５秒以下であることが望ましい。０．０５秒以下では熱延再結晶が十分に起こらず、異方性が増加すること、５秒以上ではオーステナイト粒が粗大化して強度と伸びが低下する。更に、冷却開始までの時間は、最終圧下の実施温度Ｔｆと３０％以上の最終圧延の圧延率Ｐ１に対して、式（２）を満たす必要がある。ここで、Ｔ１とは式（３）で求めることのできる数値である。
t≦t１×2.5 式（２）
T1=0.001((Tf-T1)×P1)2-0.109((Tf-T1)×P1)+3.1 式（３）
これより低くなると、再結晶が十分に得られず、異方性が高くなる。
【００５６】
仕上げ圧延後、初析フェライト域のノーズ近傍である６３０℃以上、８００℃以下の温度まで冷却し、１秒以上、２０秒以下保持もしくは、該温度から該温度未満、５５０℃以上の温度まで２０℃／ｓｅｃ以下で徐冷することにより、主相であるフェライトを容易に得ることができ、６３０℃以上、８００℃以下まで冷却することで結晶粒を微細化することができる。等温保持処理の場合、保持時間が２０秒を超えると、フェライト分率が高くなりすぎ、強度が低下してしまう。一方、保持時間が１秒未満では、フェライトの生成量が不足してしまう。また、徐冷を停止する温度が５５０℃を下回るとパーライト変態が生じてしまう可能性があるので５５０℃以上とする。
【００５７】
３５０〜５００℃の範囲内の温度まで冷却して巻き取り、巻き取ったコイルの温度変化速度が −４０℃／ｈ以上、４０℃/ｈ以下の範囲として３０〜３００分保持させる。巻き取り温度が、５００℃を超えると、ベイナイト変態が過度に進行し、３５０℃を下回るとベイナイト変態が過度に抑制され、Ｃ濃化による残留オーステナイトの安定化が十分でなく、空冷時にマルテンサイト変態を起こし、十分な残留オーステナイト量を得られなくなる。また、３５０℃〜５００℃での保持時間が３０分未満では、ベイナイト変態の進行が十分でなく、残留オーステナイト分率が不足してしまう。一方、３００分を超えると、セメンタイトの析出・粗大化が進んでしまうため目的の残留オーステナイト分率が得られなくなってしまう。さらに、コイルの温度変化速度が、−４０℃/ｈ以上４０℃/ｈ以下の範囲外となり、急激な温度変化となると、コイル内での材質のばらつきが顕著になってしまう。
【００５８】
仕上げ圧延終了後には、１秒以内に５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却温度変化が４０℃以上、１５０℃以下となる冷却を行う必要がある。冷却までの時間が１秒より長くなると、再結晶したオーステナイト粒が高温で保持されるために粒成長し、強度・延性が低くなってしまう。また、この温度変化が４０℃未満であるとやはり再結晶したオーステナイト粒が粒成長してしまう。一方、１５０℃超ではＡｒ３変態点温度以下までオーバーシュートする恐れがありその場合再結晶オーステナイトからの変態であってもバリアント選択の先鋭化の結果やはり集合組織が形成され等方性が低下してしまい加工性の方位依存性が大きくなってしまう。この冷却での冷却速度が５０℃／ｓｅｃ未満であるとやはり再結晶したオーステナイト粒が粒成長してしまう。一方、冷却速度の上限は特に定めないが板形状の観点から２００℃／ｓｅｃ以下が妥当と思われる。
【００５９】
さらに、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，最終パスの圧延率は２５％以上である必要がある．但し，より高い加工性が要求される場合は最終の２パスを２５％以上とする必要がある．
【００６０】
次に、本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の鋼板のミクロ組織は、フェライトとベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびパーライト、マルテンサイトからなる。
【００６１】
フェライトとベイナイトは残留オーステナイトにＣを濃化させ、ＴＲＩＰ効果による延性向上に必須である。開発の狙いの強度レベルにより，フェライトとベイナイトの分率を変化させることが可能であるが、フェライト２０％以上５０％未満、ベイナイト１０％以上６０％未満とすることによって、優れた延性を得ることができる。
【００６２】
残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって延性、特に一様伸びを高める組織であり、面積率で、５％以上必要である。また、加工によってマルテンサイトに変態するため、強度の向上にも寄与する。残留オーステナイトの面積は高いほど好ましいが、面積率で３０％超の残留オーステナイトを確保するためには、Ｃ、Ｓｉ量を増加させる必要があり、溶接性や表面性状を損なう。したがって、残留オーステナイトの面積率の上限を３０％以下とする。
【００６３】
また、パーライトと、マルテンサイトはそれぞれ２０％含んでもよいものとする。更に粒径は、全組織で、２０μｍを超える粒の占める面積率が１０％以下とする。粒径の大きな粒が増えると、引張強度が小さくなり、局部変形能も低下する。したがって、なるべく細粒にすることが好ましい。
【００６４】
また、曲げ、伸びフランジ、バーリング加工などの局部変形能を向上させるために、残留オーステナイトやマルテンサイト等硬質組織は分散していたほうが好ましい。そのため残留オーステナイトとマルテンサイトの粒で、もっとも近い残留オーステナイトもしくはマルテンサイトまでの距離をＬMA[μｍ]とし、１００個以上測定したときのＬMAの標準偏差が５以下とする。
［実施例］
【００６５】
本発明の実施例を挙げながら、本発明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ａからｊまでの本発明の請求項の成分を満たす鋼、ａからｄの比較鋼を用いて検討した結果について説明する。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の条件で熱間圧延が施され、２〜５ｍｍ厚の熱延鋼板とした。
【００６６】
【表１】
【００６７】
表２及び表３に各製造条件とそれぞれの組織形成と機械的特性を示す。局部変形能の指標としては最終製品の穴拡げ率および６０°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 Ｚ ２２４１およびＺ２２４８ (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の領域を０．５μｍピッチで測定した。また、各方向のｒ値について前述した方法により測定した。
【００６８】
【表２】
【００６９】
【表３】
【００７０】
本願規定を満たす鋼板を用いたもののみが、表２に示すように優れた穴拡げ性と、曲げ性と成形異方性の少なさを併せ持つことができることがわかる。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、成形性の異方性レスを示すことがわかる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２％以上、０．５％以下、
Ｓi：０．００１％以上、４．０％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、
Ｎ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ｏ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ＋Ｓｉ≦４．０％以下、
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、集合組織が、少なくとも鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が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以下で、さらに圧延方向と直角方向のｒ（ｒＣ）値が０．７０以上、かつ圧延方向と３０°（ｒ３０）のｒ値が１．１０以下であり、鋼板組織として、面積率で残留オーステナイトを５％以上、３０％未満、フェライトを２０％以上、５０％未満、ベイナイトを １０％以上、６０％未満含有し、さらに、パーライト、マルテンサイトがそれぞれ２０％以下である特徴とする局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項２】
更に、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．２％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．２％以下、
Ｖ：０．００１％以上、１．０％以下、
Ｗ：０．００１％以上、１．０％以下、
Ｃｕ：０．００１％以上、２．０％以下、
の１種又は２種以上を含有する請求項１に記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項３】
更に、全面積のうち、２０μｍを超える粒の占める面積割合が１０％以下であることを特徴とする請求項１または請求項２の何れかに記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項４】
更に、残留オーステナイトとマルテンサイトの粒で、もっとも近い残留オーステナイトもしくはマルテンサイトまでの距離をＬMA[μｍ]とし、１００個以上測定した時のＬMAの標準偏差が５以下である請求項１から３の何れか１項に記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項５】
更に、
Ｂ ：０．０００１％以上、０．００５％以下
Ｍｏ：０．００１％以上、１.０％以下、
Ｃｒ：０．００１％以上、２．０％以下、
Ａｓ：０．０００１％以上、０．５０％以下、
の１種又は２種以上を含有する請求項１から４の何れか１項に記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項６】
更に、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％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
の１種又は２種以上を含有する請求項１から５の何れか１項に記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６の何れか１項に記載の高強度鋼板を製造するに当たり、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊またはスラブに鋳造して，粗圧延を１０００℃以上、１２００℃以下の温度域で２０％以上の圧下を少なくとも１回以上行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、その後、仕上圧延において式（１）にある鋼板成分により決定される温度をＴ１とすると、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲において、１回は１パス３０％以上の圧延を行い、かつ、圧下率の合計を５０％以上とし、その後のＴ１以上、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計を３０％以下とした後、かつ３０％以上の最終圧延終了後のＴ１以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での停留時間ｔが式（２）を満たし、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了し、その後６３０℃以上、８００℃以下の温度に１０〜１００℃／ｓｅｃで冷却し、１秒以上、２０秒以下保持、もしくは該温度から該温度未満５５０℃以上の範囲内の温度まで２０℃／ｓｅｃ以下で徐冷し、３５０〜５００℃で巻き取りを行い、温度変化速度が −４０℃／ｈ以上、４０℃／ｈ以下の範囲として３０〜３００分保持した後、空冷させた局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V （１）
t≦ｔ１×２．５ （２）
ここで、ｔ１は式(３）で表される。
ｔ１＝０．００１（（Ｔｆ-Ｔ１)×Ｐ１）2−０．１０９（（Ｔｆ-Ｔ１)×Ｐ１)＋３．１ （３）
ここで、Ｔｆは３０％以上の最終圧下後の温度、Ｐ１は３０％以上の最終圧下の圧下率である。
【請求項８】
請求項７に記載の製造方法で、仕上げ圧延終了から１秒以内に５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却温度変化が４０℃以上、１５０℃以下となる冷却を行うことを特徴とする局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項９】
請求項７または８に記載の製造方法において、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最終パスの圧延率は２５％以上であることを特徴とする局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２％以上、０．５％以下、
Ｓi：０．００１％以上、４．０％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、
Ｎ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ｏ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ＋Ｓｉ≦４．０％以下、
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、集合組織が、少なくとも鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が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以下で、さらに圧延方向と直角方向のｒ（ｒＣ）値が０．７０以上、かつ圧延方向と３０°（ｒ３０）のｒ値が１．１０以下であり、鋼板組織として、面積率で残留オーステナイトを５％以上、３０％未満、フェライトを２０％以上、５０％未満、ベイナイトを １０％以上、６０％未満含有し、さらに、パーライト、マルテンサイトがそれぞれ２０％以下である特徴とする局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項２】
更に、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．２％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．２％以下、
Ｖ：０．００１％以上、１．０％以下、
Ｗ：０．００１％以上、１．０％以下、
Ｃｕ：０．００１％以上、２．０％以下、
の１種又は２種以上を含有する請求項１に記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項３】
更に、全面積のうち、２０μｍを超える粒の占める面積割合が１０％以下であることを特徴とする請求項１または請求項２の何れかに記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項４】
更に、残留オーステナイトとマルテンサイトの粒で、もっとも近い残留オーステナイトもしくはマルテンサイトまでの距離をＬMA[μｍ]とし、１００個以上測定した時のＬMAの標準偏差が５以下である請求項１から３の何れか１項に記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項５】
更に、
Ｂ ：０．０００１％以上、０．００５％以下
Ｍｏ：０．００１％以上、１.０％以下、
Ｃｒ：０．００１％以上、２．０％以下、
Ａｓ：０．０００１％以上、０．５０％以下、
の１種又は２種以上を含有する請求項１から４の何れか１項に記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項６】
更に、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％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
の１種又は２種以上を含有する請求項１から５の何れか１項に記載の局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６の何れか１項に記載の高強度鋼板を製造するに当たり、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊またはスラブに鋳造して，粗圧延を１０００℃以上、１２００℃以下の温度域で２０％以上の圧下を少なくとも１回以上行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、その後、仕上圧延において式（１）にある鋼板成分により決定される温度をＴ１とすると、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲において、１回は１パス３０％以上の圧延を行い、かつ、圧下率の合計を５０％以上とし、その後のＴ１以上、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計を３０％以下とした後、かつ３０％以上の最終圧延終了後のＴ１以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での停留時間ｔが式（２）を満たし、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了し、その後６３０℃以上、８００℃以下の温度に１０〜１００℃／ｓｅｃで冷却し、１秒以上、２０秒以下保持、もしくは該温度から該温度未満５５０℃以上の範囲内の温度まで２０℃／ｓｅｃ以下で徐冷し、３５０〜５００℃で巻き取りを行い、温度変化速度が −４０℃／ｈ以上、４０℃／ｈ以下の範囲として３０〜３００分保持した後、空冷させた局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V （１）
t≦ｔ１×２．５ （２）
ここで、ｔ１は式(３）で表される。
ｔ１＝０．００１（（Ｔｆ-Ｔ１)×Ｐ１）2−０．１０９（（Ｔｆ-Ｔ１)×Ｐ１)＋３．１ （３）
ここで、Ｔｆは３０％以上の最終圧下後の温度、Ｐ１は３０％以上の最終圧下の圧下率である。
【請求項８】
請求項７に記載の製造方法で、仕上げ圧延終了から１秒以内に５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却温度変化が４０℃以上、１５０℃以下となる冷却を行うことを特徴とする局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【請求項９】
請求項７または８に記載の製造方法において、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最終パスの圧延率は２５％以上であることを特徴とする局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【公開番号】特開２０１２−１７２２０３（Ｐ２０１２−１７２２０３Ａ）
【公開日】平成２４年９月１０日（２０１２．９．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−３５７７６（Ｐ２０１１−３５７７６）
【出願日】平成２３年２月２２日（２０１１．２．２２）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年９月１０日（２０１２．９．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年２月２２日（２０１１．２．２２）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
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