(57)【要約】【課題】  （110）[001]方位のODF解析強度が3以上を満たす集合組織を有すると共に、かつ、圧延直角方向の剪断弾性率が90GPa以上と捻り剛性に優れ、かつ圧延直角方向の引張強度が590MPa以上で、より好ましくは780MPa以上と高強度であるような鋼板とその製造技術を提供する。【解決手段】  (110)[001]方位のODF解析強度が3以上を満たす集合組織を有するとともに、圧延直角方向の剪断弾性率が90GPa以上、引張強度が590MPa以上であることを特徴とする捻り剛性に優れた高強度鋼板である。【選択図】    図１
2006257488.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
(110)[001]方位のODF解析強度が3以上を満たす集合組織を有するとともに、圧延直角方向の剪断弾性率が90GPa以上、引張強度が590MPa以上であることを特徴とする捻り剛性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項２】
化学成分としてmass％でC：0.02〜0.20％、Si：1.5％以下、Mn：0.5〜3.5％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Aｌ：1.5％以下、N：0.01％以下を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる組成を有する、請求項１に記載の高強度薄鋼板。
【請求項３】
化学成分として、mass％でさらに、Ti：0.01〜0.20％、Nb：0.005〜0.20％、V：0.01〜0.20％のいずれか1種以上を含有する、請求項2に記載の高強度薄鋼板。
【請求項４】
化学成分として、mass％でさらに、Cr：0.05〜1.0％、Ni：0.05〜1.0％、Mo：0.05〜1.0％、B：0.0005〜0.0030％のいずれか１種以上を含有する、請求項2あるいは3に記載の高強度薄鋼板。
【請求項５】
化学成分として、mass％でさらにCu：0.1〜2.0％を含有する、請求項2、3あるいは4に記載の高強度薄鋼板。
【請求項６】
化学成分として、mass％でさらにW：0.1〜2.0％を含有する、請求項2、3、4あるいは5に記載の高強度薄鋼板。
【請求項７】
請求項2、3、4、5あるいは6に記載の組成からなる鋼スラブを、熱間圧延工程において、仕上圧延のAr3変態点以下での総圧下量を30％以上とし、かつ仕上圧延の終了温度を650℃〜Ar3変態点として仕上圧延を行い、次いで、冷間圧延工程において40％以上の圧下率で冷間圧延をおこない、その後の焼鈍工程において、750〜870℃の均熱温度まで昇温するにあたり、500℃〜均熱温度の温度域を1℃/s以上の平均速度で昇温し、均熱温度にて300ｓ以下の保持をおこなったのち、650℃までを20℃/s以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする捻り剛性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として自動車の車体用として好適な剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。本発明の高強度薄鋼板は、自動車のセンターピラー、ロッカー、サイドフレーム、クロスメンバーなど、剛性の板厚感受性指数が１に近いコラム状あるいはそれに近い断面形状の構造用部材で、とくに、捻り剛性が必要とされる用途に広く適するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境問題への関心の高まりを受けて、自動車でも排ガス規制がおこなわれることなどへの対処のため、自動車における車体の軽量化は極めて重要な課題である。そのため、鋼板の高強度化により板厚を減少させることで、車体の軽量化を図ることは有効な方法であり、圧延直角方向で代表される引張強度が590MPa以上、より好ましくは780MPa以上の高強度鋼板が望まれている。一方、最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、板厚2.0mmを下回るような薄鋼板の使用が増加してきており、さらなる高強度化による軽量化のためには、薄肉化による部品剛性の低下を同時に抑制することが不可欠になってきている。
【０００３】
一般に、部品の剛性の高めるには、部品をストレート化するなどその形状を変更したり、スポット溶接がなされている部品に対しては、溶接点を増加するか、接着剤と併用するか、あるいは、レーザ溶接に切り替えるなどの接合条件を変更することが有効である。また、必要な部分だけ板厚を厚くするためにテーラードブランク材を用いるなどの技術もある。しかし、自動車用部品として用いられる場合、自動車内の限られた空間で部品形状を変更するのは容易ではないし、また、接合条件の変更やテーラードブランク材の使用もコストの増加を伴うなどの問題がある。
【０００４】
そこで、部品形状や溶接条件を変更することなく、部品の剛性を高めることが強く望まれている。ここで、部品には、主に曲げモーメントが作用するものと、主に捻りモーメントが作用するものとがあり、とくに、捻りモーメントが作用する部品に対しては、部材の剪断弾性率を高めることが重要である。一般に、部品形状や溶接条件が同じ部品の捻り剛性は、部材の剪断弾性率と部品の断面二次極モーメントの積で表され、さらに、断面二次極モーメントは、材料の板厚をtとしたとき近似的にtλに比例するとして表現できる。ここで、λは捻り剛性の板厚感受性指数で、部品の形状により１〜4の値をとる。例えば、自動車のパネル部品のような一枚板の形状をとる場合は、λは4に近い値をとり、構造部品のようなコラム状の場合には、λは１に近い値をとる。
【０００５】
例えば、部品のλが4のとき、部品の捻り剛性を等価に保ちながら、板厚を10％小さくするには、部材の剪断弾性率を1.5倍以上に向上させる必要があるが、部品のλが１のときは、板厚を10％小さくするのに、剪断弾性率は11％だけ向上させればよいことになる。すなわち、コラム部品のように、λが１に近い部品の場合、軽量化のために鋼板自体の剪断弾性率を高めることは非常に有効である。そして、圧延直角方向や圧延方向に対して平行に剪断、板取りをおこない、部品を成形する場合には、圧延直角方向や圧延方向の剪断弾性率が高い高強度薄鋼板が強く望まれている。特に圧延直角方向に板取りをおこなうことが作業性に優れるため、圧延直角方向の剪断弾性率が高い高強度薄鋼板が望まれている。
【０００６】
従来より、鋼板の剛性に関しては、ヤング率に関して、種々の検討がなされてきており、例えば、特許文献１では、固溶（C+N）が10ppm以上である鋼を、200〜500℃の温度域で20％以上の圧下率で圧延をおこない、その後再結晶焼鈍をおこなうことで、（110）[001]方位を増加させ、圧延方向に対し、45〜67.5°の方向でのヤング率を高める方法が開示されている。さらに、特許文献２では、C量が0.05％以下の低炭素鋼にSiとAlを添加してAr3変態点を高めることで、熱間圧延において、Ar3変態点以下での圧下率を60％以上とし、それにより[111]<112>を発達させることで、圧延直角方向のヤング率を高めた熱延鋼板の製造方法が開示されている。
【０００７】
以下に先行技術文献情報について記載する。なお、非特許文献１については発明を実施するための最良の形態で説明する。
【特許文献１】特開昭58-9932号公報
【特許文献２】特開平9‐53118号公報
【非特許文献１】「International Materials Reviews」、1990年、vol.135、No.1、p.1
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかし、前述の技術ではつぎのような問題があった。すなわち、特許文献１に開示されている技術では、圧延温度が200〜500℃である温間圧延をおこなう必要があり、通常の熱間圧延に比べて圧延荷重が非常に高くなることから、製造コストが増大するという問題があった。さらに、通常の熱間圧延に加えて、温間圧延プロセスを追加することも、製造コスト増大の大きな要因になってしまうという問題があった。さらに特許文献２に開示されている技術では、鋼板の剪断弾性率を高めることができないという問題があった。このように、従来技術では、鋼板の剛性に関しては、高ヤング率化を目指したものが多く、捻り剛性に対して、剪断弾性率を積極的に高めたものはなかった。
【０００９】
本発明は、前記課題を解決した、（110）[001]方位のODF解析強度が3以上を満たす集合組織を有すると共に、圧延直角方向の剪断弾性率が90GPa以上と捻り剛性に優れ、かつ圧延直角方向の引張強度が590MPa以上、より好ましくは780MPa以上と高強度であるような薄鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
この発明は、上述した問題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果なされた。上記の課題は次の発明により解決される。
【００１１】
（１）  (110)[001]方位のODF解析強度が3以上を満たす集合組織を有するとともに、圧延直角方向の剪断弾性率が90GPa以上、引張強度が590MPa以上であることを特徴とする捻り剛性に優れた高強度薄鋼板。
【００１２】
（２）化学成分としてmass％でC：0.02〜0.20％、Si：1.5％以下、Mn：0.5〜3.5％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Aｌ：1.5％以下、N：0.01％以下を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる組成を有する、（１）に記載の高強度薄鋼板。
【００１３】
（３）化学成分として、mass％でさらに、Ti：0.01〜0.20％、Nb：0.005〜0.20％、V：0.01〜0.20％のいずれか1種以上を含有する、（２）に記載の高強度薄鋼板。
【００１４】
（４）化学成分として、mass％でさらに、Cr：0.05〜1.0％、Ni：0.05〜1.0％、Mo：0.05〜1.0％、B：0.0005〜0.0030％のいずれか１種以上を含有する、（２）あるいは（３）に記載の高強度薄鋼板。
【００１５】
（５）化学成分として、mass％でさらにCu：0.1〜2.0％を含有する、（２）、（３）あるいは（４）に記載の高強度薄鋼板。
【００１６】
（６）化学成分として、mass％でさらにW：0.1〜2.0％を含有する、（２）、（３）、（４）あるいは（５）に記載の高強度薄鋼板。
【００１７】
（７）  （２）、（３）、（４）、（５）あるいは（６）に記載の組成からなる鋼スラブを、熱間圧延工程において、仕上圧延のAr3変態点以下での総圧下量を30％以上とし、かつ仕上圧延の終了温度を650℃〜Ar3変態点として仕上圧延を行い、次いで、冷間圧延工程において40％以上の圧下率で冷間圧延をおこない、その後の焼鈍工程において、750〜870℃の均熱温度まで昇温するにあたり、500℃〜均熱温度の温度域を1℃/s以上の平均速度で昇温し、均熱温度にて300ｓ以下の保持をおこなったのち、650℃までを20℃/s以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする捻り剛性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明の高強度薄鋼板は、圧延直角方向の剪断弾性率が高い高強度鋼板であり、捻り剛性に優れる。本発明の高強度鋼板によれば、優れた捻り剛性を保持しながら鋼板板厚を例えば2.0mm以下と薄肉化することができるので、コラム部品のように捻り剛性の板厚感受性指数λが1に近い部品への使用に好適である。
【００１９】
本発明によれば、圧延直角方向の剪断弾性率が高く、さらに圧延方向の剪断弾性率も高い高強度薄鋼板を安価に製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明の作用と限定理由について説明する。
【００２１】
本発明により、鋼板の剪断弾性率を高めることができるメカニズムは、本発明を規定するものではないが、つぎのように考えられる。すなわち、剪断弾性率は、集合組織に大きく支配され、体心立方格子である鋼の場合は、原子の最稠密方向である<111>方向に応力が働く場合に最も高く、逆に原子密度の最も小さい<100>方向に応力が働く場合に最も小さいことが知られている。そして、ある方向に鋼板を長く切り出した場合に、長手方向を軸として捻りモーメントが働く場合の剛性を考えると、切り出し方向と応力が作用する方向は一致せず、切り出し方向から45°ずれた方向を中心に応力が働く。したがって、ロールによる圧延と熱処理からなる鉄鋼プロセスにおいて、圧延直角方向の剪断弾性率を高めるには、[110]<001>方位を発達させることが有効となる。また、この場合、圧延方向の剪断弾性率も高めることができる。
【００２２】
すなわち、好ましくはCを0.02〜0.20％含有する鋼を、熱間圧延において、仕上圧延におけるAr3変態点以下での総圧下量を30％以上とし、かつ仕上圧延の終了温度を650℃〜Ar3変態点とすることで、フェライト粒を粗大化するとともに、フェライト粒内に剪断歪みを導入し、巻取り、酸洗後の冷間圧延において、40％以上の圧下率で圧延をおこなうことで、さらに、フェライト粒内に剪断歪みを導入し、その後の焼鈍工程において、750〜870℃の均熱温度まで昇温するにあたり、500℃〜均熱温度の温度域を1℃/s以上の平均速度で昇温することで、[110]<001>方位を発達させ、均熱温度にて300ｓ以下の保持をおこなったのち、650℃までを20℃/s以上の平均冷却速度で冷却することで、[110]<001>方位を保存しつつ、高強度化することができる。
【００２３】
まず本発明鋼の集合組織について説明する。
(110)[001]方位のODF解析強度：3以上
[110]<001>方向の集合組織を高めることで、圧延直角方向あるいはさらに圧延方向の剪断弾性率を向上させることができる。図１は、実施例（後記）で得られたODF解析による(110)[001]方位の解析強度ｆと圧延直角方向の剪断弾性率Gとの関係を示す。図１より、[110]<001>方向の集合組織の集積度を表すパラメータとして、ODF解析による(110)[001]方位の強度を3以上とすることにより、剪断弾性率Ｇが90GPa以上の鋼板を得ることができることが判る。ここで、方位のODF解析による強度とは、例えば非特許文献１に示されるようにODF(Orientation Distribution Functioｎ)として広く一般に用いられている値であり、集合組織の表示法としてBunge法を用いた場合、解析強度は関数ｆとして示されるものである。本発明では、(110)[001]方位の解析強度は、シュルツ法により（110）、（200）、（211）極点図を求めたのち、ADC法によりODF解析をおこない、Bunge法におけるφ2=45°断面上の(110)[001]方位の解析強度とした。
【００２４】
次に、以下に本発明の鋼板の好ましい化学成分について、限定理由を説明する。なお、各元素の含有量の単位はいずれも「mass％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
【００２５】
C：0.02〜0.20％
Cはオーステナイトを安定化させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍時における冷却過程において、焼き入れ性を高め、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与する。さらに、熱間圧延時や冷間圧延時においては、Cがフェライト粒内における剪断歪みの導入を促進することで、[110]<001>方位を高めることができる。このような効果を得るため、Cの含有量は0.02％以上とすることが好ましく、高強度化のため、より好ましくは0.06％以上とする。一方、Cの含有量が大きくなると、硬質な低温変態相の分率が大きくなり、鋼が極端に高強度化するとともに、加工性が劣化してしまう。また、熱間圧延時においては、Ar3変態点を低下させることで、Ar3変態点以下の圧延を困難にする。さらに、多量のC添加は、溶接性の劣化も招く。そのため、Cの含有量は0.20％以下とする必要があり、より好ましくは0.10％以下とする。
【００２６】
Si：1.5％以下
Siは、鋼板の溶接性を劣化させるとともに、熱延加熱時においては、スラブ表面においてファイヤライトの生成を促進することで、いわゆる赤スケールと呼ばれる表面模様の発生を助長する。さらに冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させ、溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Siの含有量は1.5％以下とする必要があり、表面性状を必要とする鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、0.5％以下とすることが好ましい。一方、Siは固溶強化元素として高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて鋼の強度を高めることができ、0.01％以上含有することが好ましい。さらに、Siはフェライトを安定化させる元素であることから、冷間圧延後の焼鈍工程における均熱後の冷却過程において、フェライト変態を促進する一方、未変態のオーステナイト中にCを濃化することで、低温変態相の生成を促進し、鋼の強度を大きく高めることができる。さらに、Siは、熱間圧延時において、Ar3変態点を上昇させることで、Ar3変態点以下での圧延を容易にする。このような効果を得るためには、Siは0.1％以上含有することが好ましく、その効果を顕著に得るためには0.2％以上含有することが望ましい。
【００２７】
Mn：0.5〜3.5％
Mnはオーステナイト安定化元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程において、フェライト変態を抑制することで低温変態相の生成を大きく促進し、高強度化に大きく寄与する。さらに、固溶強化元素として作用することでも、鋼の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Mnの含有量を0.5％以上とする必要があり、より好ましくは2.0％以上とする必要がある。一方、多量のMn添加は、熱間圧延時において、Ar3変態点を低下させることで、Ar3変態点以下の圧延を困難にする。また、熱間圧延時および冷間圧延時において、圧延荷重を著しく増大させることによる操業上の困難も招く。さらに、多量のMn添加は鋼板の溶接性も劣化させてしまう。したがって、Mn含有量は3.5％以下とする必要がある。
【００２８】
P：0.05％以下
Pは粒界に偏析して、鋼板の延性、靭性を低下させるとともに、溶接性も劣化させる。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、Ｐにより合金化速度が遅滞してしまう。したがって、Pの含有量は0.05％以下とする必要がある。一方、Pは固溶強化元素として高強度化に有効な元素であり、また、Siを添加した鋼においては赤スケールの発生を抑制する作用も有する。このような作用を得るためにはPは0.01％以上含有することが好ましい。
【００２９】
S：0.01％以下
Sは、熱間での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Sは、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大なMnSを形成することにより、延性、穴広げ性を低下させる。この問題はS量が0.0１％を超えると顕著となり、極力低減することが望ましい。したがって、S含有量は0.0１％以下とする必要がある。さらに、穴広げ性をとくに向上させる観点からは、0.005％以下とすることが好ましい。
【００３０】
Al：1.5％以下
アルミキルド鋼においてはAlは鋼の脱酸剤として使用されるが、Alは非常に強いフェライト生成元素であり、多量に添加した場合には、オーステナイト域を消滅させ、フェライト域のみにしてしまう。したがって、熱間圧延においては、フェライト粒径が異常に大きくなってしまうことで、熱間での割れを助長する他、冷間圧延、焼鈍後の粒径も大きくなってしまうとともに、オーステナイト相からの冷却により生成される低温変態相が生成しないことから、鋼板の高強度化には著しく不利に作用してしまう。このためAlの含有量は1.5％以下とする必要がある。一方、Alはフェライトを安定化させることから、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程において、フェライト変態の促進により、オーステナイト中のC濃度を高めることで、低温変態相の生成を促進し、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。さらに、Alは、熱間圧延時において、Ar3変態点を上昇させることで、Ar3変態点以下での圧延を容易にする。このような効果を得るためには、Alは0.2％以上含有することが望ましい。
【００３１】
N：0.01％以下
Nは多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する恐れがある。したがって、N含有量は0.01％以下とする必要がある。
【００３２】
また、さらに剪断弾性率や強度を向上させる場合には上記化学成分の規定に加え、必要に応じて下記の成分を１種以上添加してもよい。
【００３３】
Ti：0.01〜0.20％、Nb：0.005〜0.20％、V：0.01〜0.20％のいずれか１種以上
Ti、Nb、Vは炭窒化物を形成することで高強度化に寄与することができる。このような作用を有するには、Ti、Nb、Vをそれぞれ0.01％以上、0.005％以上、0.01％以上としていずれか１種以上含有させることが好ましい。一方、多量のTi、Nb、Vの添加は、フェライト粒を微細化し、熱間圧延、および、冷間圧延において、[110]<001>方位の発達に必要な剪断歪みの導入を阻害してしまう。さらに、多量のTi、Nb、Vの添加は、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ti、Nb、Vの含有量は、いずれも0.20％以下とすることが好ましい。
【００３４】
Cr：0.05〜1.0％、Ni：0.05〜1.0％、Mo：0.05〜1.0％、B：0.0005〜0.0030％のいずれか１種以上
Cr、Ni、Mo、Bはいずれも、焼鈍工程における冷却過程において、フェライトの生成を抑制し、低温変態相の生成を促進することで、高強度化に大きく寄与できる。このような作用を得るためには、Cr、Ni、Mo、Bをそれぞれ0.05％以上、0.05％以上、0.05％以上、0.0005％以上としていずれか１種以上を含有させることが好ましい。一方、多量のCr、Ni、Mo、Bの添加は、熱間圧延において圧延荷重を増大させることで製造上の困難をともなうとともに、合金コストの増大も招く。したがって、Cr、Ni、Mo、Bの含有量は、それぞれ、1.0％以下、1.0％以下、1.0％以下、0.0030％以下とすることが望ましい。
【００３５】
Cu：0.1〜2.0％
Cuは焼き入れ性を高める元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程においては、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することができる。さらに、微細な析出物を形成することでも高強度化に寄与することができる。この効果を得るためには、Cuを0.1％以上含有させることが好ましい。一方、過剰なCu添加は熱間での延性を低下させ、熱間圧延時の割れにともなう表面欠陥を誘発するとともに、Cuによる焼き入れ効果も飽和することから、Cuの含有量は2.0％以下とすることが好ましい。
【００３６】
なお、Cuを添加した場合には、熱間圧延において、熱間延性の低下に伴う割れにより表面欠陥が誘発されることがあるが、Niを複合添加することで、表面欠陥の発生を抑制することができる。このため、Cuを添加する場合は、Ni含有量(mass％)がCu含有量(mass％)の１／３以上となるように添加するのが好ましく、より好ましくは１／２以上とする。
【００３７】
W：0.1〜2.0％
Wは固溶元素や炭化物として存在することで、剪断弾性率を向上させることができる。この効果を得るためには、Wを0.1％以上含有させることが好ましい。一方、多量のW添加は、合金コストが増加することから、Wの含有量は2.0％以下とすることが好ましい。
【００３８】
上記以外の残部はFeおよび不可避不純物である。ここで、不純物元素としては、例えばSb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下である。また、本発明の作用・効果を損なわない限り、他の微量元素を含有してもよく、その他の微量元素としては、例えばCa、REM等が挙げられ、これらの元素は、硫化物系介在物の形態を制御することで鋼板の伸びフランジ性向上に寄与する。したがって、特に限定はしないが、この効果を得るためには、Ca、REMのうち1種以上を含み、これらの含有量の合計を0.001％以上とするのが好ましい。またCa、REMの含有量の合計が0.01％を超えると効果が飽和することから、これらの含有量の合計は0.01％以下とするのが好ましく、より好ましくは、0.005％以下である。
【００３９】
つぎに本発明の製造条件について説明する。
【００４０】
仕上圧延のAr3変態点以下での総圧下量：30％以上、仕上圧延の終了温度：650℃〜Ar3変態点
熱間圧延工程での圧延素材としては上記した好ましい化学成分の鋼スラブを用いる。熱間圧延工程における仕上圧延では、Ar3変態点以下で圧延をおこなうことで、積層欠陥エネルギーの大きいフェライト相中では、すぐに回復が進行し、圧延による歪みエネルギーが蓄積しないことから、粒が粗大化し、熱間圧延中、あるいは、その後の冷間圧延において、[110]<001>方位の発達に必要な剪断歪みの導入を促進することができる。このため本発明では仕上圧延の終了温度、すなわち仕上圧延の最終圧下のロール出側温度である最終圧延の終了温度（本明細書では、仕上の最終温度とも記載する。）をAr3変態点以下とする必要がある。
【００４１】
図２は、実施例（後記）で得られた仕上の最終温度(FT)とAr3変態点(Ar3)の比、FT/Ar3と圧延直角方向の剪断弾性率Gの関係を示す。図２において、Ar3は800℃〜680℃であった。FT/Ar3≦1.0、すなわちFT≦Ar3とすることによりG≧90GPaが得られることが判る。なお、FT/Ar3≦0.95では、FT/Ar3が小さい程Ｇが大きくなる傾向が認められ、FT/Ar3≦0.95とすることがさらに好ましい。
【００４２】
ここで、仕上圧延におけるAr3変態点以下での総圧下量は[110]<001>方位の発達に必要な剪断歪みの導入を促進するため、30％以上とする必要がある。一方、仕上の最終温度が650℃を下回ると圧延荷重が著しく増大し、操業上の困難をともなってしまう。したがって、仕上圧延の終了温度は650℃以上とする必要がある。すなわち仕上圧延の終了温度は650℃〜Ar3変態点とする必要がある。なお、仕上圧延では、無潤滑によりフェライト粒中への剪断歪みの導入を促進することが好ましいが、圧延負荷を低減する目的で、潤滑をおこなっても構わない。
【００４３】
仕上圧延後の巻取り温度はとくに規定しないが、熱延板の硬質化による冷間圧延時の負荷を避けるため、500℃以上で巻き取ることが好ましい。一方、巻取り時にセメンタイトを生成させず、多量の固溶Cをフェライト中に存在させることで、その後の冷間圧延において、剪断歪みの導入を促進することができる。このような目的で巻き取る場合には、200℃以下で巻き取ることが好ましい。
【００４４】
ここで巻取り後の熱延板は、スケールを除去するため冷間圧延前に酸洗工程にて酸洗を行うことが好ましい。なお、酸洗条件は通常の条件で行えばよい。
【００４５】
冷間圧下率：40％以上
熱間圧延、酸洗工程後に冷間圧延工程にて冷間圧延をおこなうことで、粗大なフェライト中に剪断歪みを導入し、[110]<001>方位を発達させることができる。このような効果をえるため、冷間圧延時の圧下率は、40％以上とする必要がある。一方、圧下率が80％を超える冷間圧延は、圧延負荷が大きいことから、圧下率は80％以下が好ましい。
【００４６】
焼鈍工程における昇温速度：500℃から均熱温度までの平均昇温速度を1℃/s以上
焼鈍工程における昇温過程において、剪断歪みが導入されたフェライト粒は、歪みエネルギーが大きく、[110]<001>方位は再結晶し易いが、一方で、再結晶粒径は小さいことから、昇温速度が小さい場合、他方位の再結晶の進行と粒成長により、[110]<001>方位が減少してしまう。したがって、焼鈍工程における昇温速度は、実質的にフェライトの再結晶に影響をおよぼす500℃から均熱温度までを平均で1℃/s以上とする必要がある。昇温速度の上限はとくに規定しないが、昇温速度が大きいと、剪断歪みが導入されたフェライトの再結晶がより高温側で起こるようになり、高温では他方位の再結晶も促進されて、その結果、[110]<001>方位の減少を招くことから、100℃/s以下の昇温速度で加熱するのが好ましい。
【００４７】
均熱温度と保持時間：750〜870℃で300s以下
焼鈍工程における均熱温度が低いと、未再結晶組織となって、加工性が低下することから、均熱温度は750℃以上とする必要がある。一方、均熱温度が高いか、あるいは、均熱時間が長いと、比較的粒径の小さい[110]<001>方位のフェライト粒が、他方位の粒成長により減少してしまうため、均熱温度の上限は870℃とし、均熱温度での保持時間は300s以下とする必要がある。さらに、好ましくは、均熱温度での保持時間を200ｓ以下とする。なお、保持時間は未再結晶組織を抑制するため１s以上とすることが好ましい。
【００４８】
均熱後の冷却速度：650℃までを20℃/s以上の平均冷却速度で冷却
均熱後の冷却速度が小さいと、[110]<001>方位以外の粒成長により、[110]<001>方位が減少してしまうとともに、強度も低下してしまう。すなわち、650℃超の高い温度で冷却を停止した場合あるいは均熱温度から650℃までの平均冷却速度が20℃/sに満たない場合は上記のように[110]<001>方位が減少してしまう。したがって、均熱後の650℃までの平均冷却速度は、20℃/s以上とする必要がある。冷却速度の上限はとくに設けないが、50℃/sを超えて冷却しても効果は飽和することから50℃/sで十分である。
【００４９】
なお、650℃よりも低い温度域での冷却は特に限定する必要がなく、例えば冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の製造において通常行われているように冷却すればよい。
【００５０】
発明の実施に当たっては、目的とする強度レベルに応じた化学成分の鋼を溶製する。溶製方法は、通常の転炉法、電炉法等、適宜適用することができる。溶製された鋼は、スラブに鋳造後、そのまま、あるいは、冷却して加熱し、熱間圧延を施す。熱間圧延では前述の仕上条件で仕上げた後、巻取り、その後、通常の酸洗、冷間圧延を施す。焼鈍については、前述の条件で昇温、均熱、冷却をおこなう。冷延鋼板の場合は焼鈍時の冷却途中、あるいは、焼鈍後の冷却終了後に再加熱による過時効処理をおこなってもよい。溶融亜鉛めっき鋼板として製造させる場合には、溶融亜鉛中を通板させることでめっきすることもできるし、さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として製造される場合には、合金化処理のため、500℃以上の再加熱をおこなうこともできる。
【実施例】
【００５１】
本発明の実施例について説明する。なお、本発明はこれらの実施例のみに限定されるものではない。
まず、表１に示す成分の鋼を実験室真空溶解炉にて溶製し、一旦室温まで冷却した。
【００５２】
【表１】
2006257488.tif 000003
【００５３】
その後、実験室にて熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍をおこなった。鋼塊は1250℃で1時間の加熱をおこなった後、熱間圧延を開始し熱間圧延における仕上圧延のAr3変態点以下での総圧下量をTR(％)とし、仕上の最終温度をFT（℃）、巻取り温度をCT（℃）として板厚3.0mmの熱延板とした。その後、酸洗をおこなったのち、圧下率をRE(％)として冷間圧延をおこなった。焼鈍は、500℃までを10℃/sの昇温速度で加熱し、500℃から均熱温度までの平均昇温速度をHR(℃/s)とした。さらに、均熱温度をST（℃）、均熱温度での保持時間をHT（s）とし、均熱後は650℃までをCR（℃/s）の平均冷却速度で冷却した。その後、冷延鋼板の製造を模擬して650℃から350℃までをさらに平均10℃/sの冷却速度で冷却し、350℃で150sの保持をおこなったのち空冷した（パターンI）。一部は、溶融亜鉛めっき鋼板を模擬して、650℃から550℃までを平均10℃/sで冷却し、550℃で90ｓの保持をおこったのち空冷した（バターンII）。表2に、実験条件を示す。Ar3は変態に伴う加工発熱を利用して鋼板温度を測定することにより求めた。なお、供試体No.27はオーステナイト単相域が存在しないためAr3は得られなかった。
【００５４】
【表２】
2006257488.tif 000004
【００５５】
焼鈍後のサンプルは、圧延直角方向（C方向）を長手方向として10×60mmの試験片を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、American Society for Testing Materialsの基準（C1259）に従い、剪断弾性率G(GPa)を計算した。また、圧延方向(L方向)を長手方向とする試験片も切り出し、剪断弾性率Gを計算した。また、0.5％の調質圧延を施した板に関し、圧延直角方向を長手方向としてJIS5号引張り試験片を切り出し、引張試験に供した。集合組織は、シュルツ法により（110）、（200）、（211）極点図を求めたのち、ADC法によりODF解析をおこない、φ2=45°断面上の(110)[001]方位の解析強度ｆを求めた。表3に、集合組織、機械特性値の測定結果を示す。
【００５６】
【表３】
2006257488.tif 000005
【００５７】
本発明の鋼板は、(110)[001]方位のODF解析強度が3以上を満たす集合組織を有するとともに、圧延直角方向の引張強度が590MPa以上、圧延直角方向の剪断弾性率が90GPa以上である捻り剛性に優れた高強度鋼板になっている。また、本発明の鋼板は圧延方向の剪断弾性率も90GPa以上の良好な値が得られていることが判る。
【００５８】
さらに、表２および表３に記載された集合組織、製造条件と剪断弾性率の関係を図を用いて説明する。
図1に、TS≧590MPa以上のときの(110)[001]方位のODF解析強度ｆと圧延直角方向の剪断弾性率Gの関係を示した。解析強度ｆが本発明の請求範囲では、圧延直角方向の剪断弾性率Gが90GPa以上と優れた値を示した。
図2に仕上の最終温度FTとAr3変態点の比、FT/Ar3と圧延直角方向の剪断弾性率Gの関係を示した。ここで、化学組成、およびFT以外の製造条件はすべて本発明の請求範囲である。FTが本発明の請求範囲では、圧延直角方向の剪断弾性率Gは90GPa以上と優れた値を示した。
【図面の簡単な説明】
【００５９】
【図１】圧延直角方向の剪断弾性率におよぼす集合組織の影響を示す図である。
【図２】圧延直角方向の剪断弾性率におよぼす仕上の最終温度とAr3変態点の比の影響を示す図である。
【図１】
2006257488.tif 000006
【図２】
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