(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：２〜３％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．３〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、Ｂ：０．００１〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、
前記Ｔｉ及びＮの含量はＴｉ／Ｎ≧３．４の関係を満たし、前記Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａの含量はＴｉ／（Ａｌ＋８Ｃａ）≦０．６の関係を満たし、鋼板表面から板厚の１／４以内に存在し、長軸の長さが５μｍ以上であるＡｌ−Ｔｉ介在物のＴｉの含量が３．２〜１６．２％であり、微細組織は、面積％で、５９〜７５％のベイナイト、１３〜２８％のマルテンサイト及び５〜１５％のフェライトを含む、曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
前記微細組織は、５％以下の残留オーステナイトを含む、請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項３】
重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：２〜３％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．３〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、Ｂ：０．００１〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、前記Ｔｉ及びＮの含量はＴｉ／Ｎ≧３．４の関係を満たし、前記Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａの含量はＴｉ／（Ａｌ＋８Ｃａ）≦０．６の関係を満たす鋼材を用意して冷間圧延する段階と、
前記冷間圧延された鋼板を７５０〜８５０℃の温度範囲で焼鈍熱処理する段階と、前記焼鈍熱処理された鋼板を１００℃／分以上の冷却速度で下記関係式で定義されるＴ１とＴ２の間の温度範囲で冷却し、その後、３０℃／分以下の冷却速度で冷却する段階と、を含み、
鋼板表面から板厚の１／４以内に存在し、長軸の長さが５μｍ以上であるＡｌ−Ｔｉ介在物のＴｉの含量が３．２〜１６．２％であり、微細組織は、面積％で、５９〜７５％のベイナイト、１３〜２８％のマルテンサイト及び５〜１５％のフェライトを含む、曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
Ｔ１＝６０６−１６１＊Ｃ−５３．６＊Ｓｉ−３０．８＊Ｍｎ−１８．３＊Ｃｒ（℃）
Ｔ２＝５３５−３８６＊Ｃ−１５．４＊Ｓｉ−３８．７＊Ｍｎ−１５．４＊Ｃｒ（℃）
（前記Ｔ１及びＴ２において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの各含量の単位は重量％である）
【請求項４】
前記冷間圧延前のスラブを再加熱し、熱間圧延を行う段階をさらに含む、請求項３に記載の曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車等に用いられる曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近、自動車用鋼板は、地球環境保全のための燃費規制及び搭乗者の衝突安全性を確保すべく、非常に高いレベルの強度を有する鋼材の採用を増やしている。このような高強度鋼を製造するためには、一般の固溶強化を活用した鋼材または析出強化を用いた鋼材だけでは十分な強度及び延性を確保することが難しい。
【０００３】
その結果、開発された鋼板が変態組織を活用する変態強化鋼である。このような変態強化鋼には、二相組織鋼（ＤＰ鋼）、複合組織鋼（ＣＰ鋼）、変態誘起塑性鋼（ＴＲＩＰ鋼）等がある。上記ＴＲＩＰ鋼の代表的な技術としては特許文献１がある。
【０００４】
しかし、このような変態組織を活用するにもかかわらず、高強度及び十分な延伸率を確保することが難しい。また、実際のほとんどの加工が曲げ加工やロール成形を通じて行われるが、このような曲げ加工時に発生する亀裂を抑制するために、曲げ加工性もともに確保される必要があるという問題がある。
【０００５】
曲げ加工性を確保するためには、均一な材質を有するフェライト単相鋼またはベイナイト単相鋼が適している。しかし、フェライト単相鋼では高強度鋼を製作することができず、ベイナイト単相鋼の場合は、高強度を確保するために炭素の含量を増加させなければならず、このような場合、延伸率が低くなり溶接性も低くなるため現実的に使用することが難しい。
【０００６】
したがって、高い強度を維持しながら、曲げ加工時に曲げ部において亀裂に対する抵抗性に優れる曲げ加工性が高い鋼の開発が切実に求められている実情がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】日本国特開平６−１４５８９２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の一目的は、成形時の曲げ部に発生する微細亀裂に対する抵抗性が向上して曲げ加工性に優れ、高い強度を有する冷延鋼板及びその製造方法を提供することである。
【０００９】
本発明の解決課題は、以上で言及した課題に制限されず、言及されていないさらに他の課題は、以下の記載から当業者によって明確に理解されることができる。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：２〜３％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．３〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、Ｂ：０．００１〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残りはＦｅ及び不可避不純物を含み、上記Ｔｉ及びＮの含量はＴｉ／Ｎ≧３．４の関係を満たし、上記Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａの含量はＴｉ／（Ａｌ＋８Ｃａ）≦０．６の関係を満たし、鋼板表面から板厚の１／４以内に存在し、長軸の長さが５μｍ以上であるＡｌ−Ｔｉ介在物のＴｉの含量が２０％以下である曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板を提供する。
【００１１】
本発明のさらに他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：２〜３％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．３〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、Ｂ：０．００１〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残りはＦｅ及び不可避不純物を含み、上記Ｔｉ及びＮの含量はＴｉ／Ｎ≧３．４の関係を満たし、上記Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａの含量はＴｉ／（Ａｌ＋８Ｃａ）≦０．６の関係を満たす鋼材を用意して冷間圧延する段階と、上記冷間圧延された鋼板を７５０〜８５０℃の温度範囲で焼鈍熱処理する段階と、上記焼鈍熱処理された鋼板を１００℃／分以上の冷却速度で下記関係式で定義されるＴ１とＴ２の間の温度範囲で冷却し、その後、３０℃／分以下の冷却速度で冷却する段階と、を含む曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
Ｔ１＝６０６−１６１＊Ｃ−５３．６＊Ｓｉ−３０．８＊Ｍｎ−１８．３＊Ｃｒ（℃）
Ｔ２＝５３５−３８６＊Ｃ−１５．４＊Ｓｉ−３８．７＊Ｍｎ−１５．４＊Ｃｒ（℃）
（上記Ｔ１及びＴ２において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの各含量の単位は重量％である）
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、鋼板の成形時に介在物による曲げ部の微細亀裂が発生しないため、クラック抵抗性が向上した高強度冷延鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】本発明の曲げ特性を評価するための試験方法を示したものである。
【図２】本発明の実施例のうち、比較例１で表層下介在物によって形成される曲げ部における微細クラックの典型的な形状を示した写真である。
【図３】図２の微細クラックを液体窒素に浸漬し、クラックに沿って破断させた後の破面を観察した写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
引張強度１２００ＭＰａ（１．２ＧＰａ）以上の高強度鋼を製造する過程において、通常の製鋼工程では鋼中の介在物の存在は避けられず、特にＴｉを活用する鋼材の場合、Ｔｉ系介在物の形成に伴うノズル詰まり現象、及びこのような介在物等に既在するクラスタ介在物を避けることができない。
【００１５】
本発明の発明者らは、高強度鋼の曲げ成形部におけるクラックの発生を防止するための研究を行った結果、鋼板の表層に存在する介在物の組成から影響を受けるということを知見して本発明に至った。
【００１６】
まず、本発明の冷延鋼板の合金組成について詳細に説明する（以下、重量％）。
【００１７】
本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：２〜３％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．３〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、Ｂ：０．００１〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む。
【００１８】
炭素（Ｃ）：０．１〜０．２５％
鋼中のＣは変態組織鋼の強度を確保するために重要な元素である。Ｃの含量が０．１％未満では、高強度（例えば、１．２ＧＰａ）を確保することが難しく、０．２５％を超えると、延性及び曲げ加工性並びに溶接性が低下して自動車用鋼板への適用が難しい。したがって、本発明におけるＣの含量は０．１〜０．２５％であることが好ましい。
【００１９】
シリコン（Ｓｉ）：０．０１〜０．６％
Ｓｉは、添加時に強度及び延伸率を向上させることができる元素であるが、その含量が０．０１％未満ではそのような効果を得ることができないだけでなく、組織の不均一度が増加し、材質異方性等の問題を引き起こしかねない。Ｓｉの含量が０．６％を超えると、表面品質に関連して、表面スケールの欠陥を誘発するだけでなく、めっき時の不めっきを誘発する酸化物を表面に形成させて不めっき及びめっき剥離等の問題を引き起こすことがある。したがって、本発明におけるＳｉの含量は０．０１〜０．６％であることが好ましい。
【００２０】
マンガン（Ｍｎ）：２〜３％
Ｍｎは、鋼材内に存在する場合、固溶強化に大きく寄与する元素であるだけでなく、焼入性の増加に必要である。上記Ｍｎの含量が２％未満の場合は、焼入性が不足して、焼鈍後の冷却中にフェライト変態が過剰に発生して目標とする高強度を確保することが難しい。これに対し、Ｍｎの含量が３％を超えると、Ｍｎを添加する目的である焼入性の向上効果が飽和するだけでなく、鋼板内の圧延方向に存在するＭｎ偏析帯により曲げ特性が悪くなるという問題点がある。したがって、本発明におけるＭｎの含量は２〜３％であることが好ましい。
【００２１】
リン（Ｐ）：０．００１〜０．１％
Ｐは、鋼板を強化させる役割を行う元素であるが、鋼製造時において不純物として混入される可能性がある元素である。上記Ｐの含量が０．００１％未満の場合は、Ｐの添加による効果を導出することができないだけでなく、不純物除去のための製錬工程における製造コスト増加の問題を引き起こしかねない。これに対し、その含量が０．１％を超えると、鋼の脆性が発生するおそれがある。したがって、上記Ｐの含量は０．００１〜０．１％とすることが好ましい。
【００２２】
硫黄（Ｓ）：０．０００１〜０．０１％
Ｓは、鋼中に不可避に含まれる不純物であり、プレス成形時の曲げ特性だけでなく、延性及び溶接性を阻害する元素である。本発明では、Ｓの含量を可能な限り抑制することが好ましい。しかし、上記Ｓの含量が０．０００１％未満の場合は、精錬工程における製造コストが大幅に増加するという問題があり、０．０１％を超えると、曲げ特性が大きく低下する可能性ある。したがって、本発明におけるＳの含量は０．０００１〜０．０１％とすることが好ましい。
【００２３】
クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．０％
Ｃｒは、鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加する成分である。本発明では、フェライト変態の遅延を通じてベイナイトの形成を誘導する元素である。Ｃｒの含量が０．３％未満の場合は上記の効果を確保することが難しい。これに対し、１．０％を超えると、その効果が飽和し、熱間圧延後の高い強度によって冷間圧延負荷が増加するだけでなく、製造コストが大幅に増加するようになる。したがって、本発明におけるＣｒの含量は０．３〜１．０％とすることが好ましい。
【００２４】
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％
Ａｌは、鋼中の酸素と結合して脱酸作用を行い、フェライト内のＣをオーステナイトに分配してマルテンサイトの硬化能を向上させるのに有効な元素である。また、本発明では、製鋼過程におけるＴｉ合金鉄の投入により生成されるＴｉ系介在物を再びＡｌ系介在物に転換するのに重要な元素である。上記Ａｌの含量が０．０１％未満の場合は、上述した効果を十分に確保することが難しい。これに対し、Ａｌの含量が０．１％を超えると、過剰なＡｌＮの析出による高温延性の低下に伴いスラブの表面品質を低下させるという問題があり、製造コストが増加するという問題点がある。したがって、本発明におけるＡｌの含量は０．０１〜０．１％とすることが好ましい。
【００２５】
チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．１％
Ｔｉは、鋼板の強度上昇及び焼入性のためにＢが添加された場合、ＢがＮと反応せずに固溶状態で存在するよう、鋼中に存在するＮのスカベンジングのために添加される元素である。上記スカベンジング（捕集）は、ある特定の化学種と特に反応性の高い物質を少量加えて、他のものには大きな影響を与えずに反応によって該化学種を系から除去することである。この時、添加する物質をスカベンジャーという。Ｔｉは、スカベンジャーとしてＮを除去するために添加される元素である。上記Ｔｉの含量が０．０１％未満の場合は、不可避に添加されるＮを十分にスカベンジできず、鋼中のＢがＢＮとして析出することにより、固溶Ｂが減少して焼鈍過程における焼入性不足に伴うフェライトが過剰に形成されるため、高い引張強度を確保することが難しい。これに対し、Ｔｉの含量が０．１％を超えると、上述した効果の増加がわずかである一方で、鋳造時のノズル詰まりを誘発するＴｉ系介在物が過剰に生成され、ノズル詰まり物質の脱落に伴い曲げ成形部において微細クラックが頻繁に発生することがある。また、ＴｉＮやＴｉＣ等の析出物が過剰に形成されて、高温延性の低下に伴いスラブの表面品質を劣位とする可能性があるだけでなく、熱間圧延時の負荷増加、製造コスト上昇の問題がある。したがって、本発明におけるＴｉの含量は０．０１〜０．１％とすることが好ましい。
【００２６】
カルシウム（Ｃａ）：０．０１％以下
Ｃａは、強力な脱酸元素で、製鋼工程において低融点介在物を形成してより清浄な鋼板を製造するために投入される。また、本発明では、鋼中に存在する際に、Ａｌと同様に鋳造時のノズル詰まりを誘発するＴｉ系介在物をＣａ系介在物に置換することにより、ノズル詰まり物質による曲げ成形部における微小クラックの低減に寄与することができる。但し、Ａｌが十分に存在する場合は添加しなくてもよい。上記Ｃａの含量が０．０１％を超えると、Ｃａの揮発に伴う製造コスト上昇の問題があるため、本発明におけるＣａは０．０１％以下含まれることが好ましい。
【００２７】
ニオブ（Ｎｂ）：０．０２〜０．０５％
Ｎｂは、鋼板の強度上昇及び結晶粒微細化のために添加される元素である。Ｎｂの含量が０．０２％未満の場合は、上記の効果を期待することが難しく、０．０５％を超えると、製造コスト上昇及び過剰な析出物により曲げ加工性及び延性を低下させかねない。したがって、本発明におけるＮｂの含量は０．０２〜０．０５％であることが好ましい。
【００２８】
ボロン（Ｂ）：０．００１〜０．００３％
Ｂは、冷却中のフェライト変態を抑制させる焼入性の増加に重要な役割を行う元素である。上記Ｂの含量が０．００１％未満の場合は、上述した効果を発揮することができず、焼鈍工程中のフェライト変態が過剰になって、本発明で目標とする高強度を確保することが難しい。これに対し、その含量が０．００３％を超えると、Ｂの粒界偏析によって上記効果が飽和するだけでなく、熱間圧延時の脆性が増加するという問題がある。したがって、上記Ｂの含量は０．００１〜０．００３％とすることが好ましい。
【００２９】
窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％
Ｎは鋼板の強度を上昇させることができる固溶強化元素であり、一般的に大気から混入される元素である。その含量は、製鋼工程のうち脱ガス工程で制御される。上記Ｎの含量が０．００１％未満の場合は、過剰な脱ガス処理が必要になって、製造コスト上昇を誘発するようになる。これに対し、０．０１％を超えると、ＡｌＮやＴｉＮ等の析出物が過剰に形成されて、高温延性の低下に伴いスラブの表面品質を低下させるという問題がある。したがって、本発明における上記Ｎの含量は、０．００１〜０．０１％とすることが好ましい。
【００３０】
上記組成以外の残りは鉄（Ｆｅ）であり、通常の製造過程で原料または周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入されることがある。一方、本発明では、上記言及された合金組成に加えて、他の合金の追加も排除しない。
【００３１】
本発明では、上記Ｔｉ及びＮの含量は、Ｔｉ／Ｎ≧３．４の関係を満たすことが好ましい。上記Ｔｉ／Ｎの値が３．４未満の場合は、溶存Ｎ量と比べてＴｉ添加量が不足して、Ｔｉによるスカベンジング効果不足に伴う残留ＮによるＢＮ等の形成が原因で、Ｂの添加による強度上昇効果を低下させて強度低下が発生することがある。
【００３２】
一方、本発明では、上記Ｔｉ、Ａｌ及びＣａの含量は、Ｔｉ／（Ａｌ＋８Ｃａ）≦０．６の関係を満たすことが好ましい。鋳造中のノズル詰まり物質の脱落に起因する鋼板表層下のクラスタ介在物（表層直下に位置して巨大に固まった形態の介在物、表層下介在物）による曲げ部における微細クラックの発生を抑制するためには、製鋼工程におけるＴｉの添加時にＴｉ系介在物を速やかに除去する必要がある。Ｔｉ系介在物は、ＡｌやＣａ等のＴｉより親酸化性元素が存在する場合、熱力学的に不安定であり、実際の工程では平衡に達するまでの十分な時間を確保しにくいため、Ｔｉ系介在物が残存するとノズル詰まりの原因となり得る。また、上記Ｔｉ／（Ａｌ＋８Ｃａ）の値が０．６を超えると、Ｔｉ系介在物の除去速度が十分ではないため、表層下のクラスタ介在物による曲げ加工性が劣位となることがある。したがって、本発明における上記Ｔｉ／（Ａｌ＋８Ｃａ）≦０．６の関係を満たすことが好ましい。
【００３３】
以下、本発明の冷延鋼板の微細組織についてさらに詳細に説明する。
【００３４】
本発明の冷延鋼板は、鋼板表面から１／４以内に存在する長軸の長さが５μｍ以上であるＡｌ−Ｔｉ介在物内の平均Ｔｉの含量が重量％で２０％以下であることが好ましい。通常の製鋼工程では介在物の存在は避けられず、Ｔｉを活用する鋼材の場合、Ｔｉ系介在物の形成に伴うノズル詰まり現象、及びこのようなノズル詰まりを誘発する物質に起因するクラスタ介在物の存在も避けることができない。但し、Ｔｉ系介在物のノズル詰まりは、上述したＴｉ、Ａｌ、Ｃａの成分比とともに製鋼工程を通じたＡｌ−Ｔｉ系介在物の組成からも影響を受ける。鋼板表層から長軸の長さが５μｍ以上であるＡｌ−Ｔｉ介在物内の平均Ｔｉの含量が２０％を超えると、Ｔｉ介在物によるノズル詰まりが激しくノズル詰まり物質に起因する鋼板表層下のクラスタ介在物により曲げ部において微細亀裂が発生するという問題がある。
【００３５】
本発明の冷延鋼板は、その微細組織が面積分率で４０〜８０％のベイナイト、１０〜４０％のマルテンサイト、及び２０％以下（０を含む）のフェライトを含むことが好ましい。これにより、本発明で目標とする強度及び曲げ性を一定水準以上に確保することができる。
【００３６】
上記ベイナイト分率が４０％未満の場合は、相間硬度差が大きく増加して優れた曲げ性を確保することが難しい。これに対し、８０％を超えると、相対的にマルテンサイト分率が減少して本発明で目標とする強度を確保することが難しい。一方、上記マルテンサイト分率が１０％未満の場合は、強度の確保が難しいことがあり、４０％を超えると、過剰な硬質相の生成により曲げ特性が悪くなることがある。上記フェライトは、本発明の強度及び曲げ性を適切に確保するためになくてもよい相であるが、その分率が２０％を超えると、相間硬度差が増加して曲げ特性が低下しかねない。
【００３７】
一方、必ずしも形成される必要はないが、残留オーステナイトが５％以下で形成されることができる。
【００３８】
以下、本発明の冷延鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
【００３９】
本発明の冷延鋼板は、上記合金組成を満たす鋼スラブを用いて製造された冷間圧延された鋼板を用意する。
【００４０】
上記冷間圧延までの工程について、本発明は特に限定されず、本発明が属する技術分野で通常行われる方式で行われる。例えば、上記組成を満たす鋼スラブを用意して再加熱し、熱間圧延及び冷間圧延を行うことで上記冷間圧延された鋼板を用意する。
【００４１】
上記冷延圧延された鋼板を焼鈍熱処理する。上記焼鈍熱処理は、７５０〜８５０℃の範囲まで加熱した後、Ｔ１〜Ｔ２の温度範囲まで１００℃／分以上の冷却速度で冷却する。その後、３０℃／分以下の冷却速度で冷却する。
【００４２】
Ｔ１＝６０６−１６１＊Ｃ−５３．６＊Ｓｉ−３０．８＊Ｍｎ−１８．３＊Ｃｒ（℃）
Ｔ２＝５３５−３８６＊Ｃ−１５．４＊Ｓｉ−３８．７＊Ｍｎ−１５．４＊Ｃｒ（℃）
（上記Ｔ１及びＴ２において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの各含量の単位は重量％である）
【００４３】
上記焼鈍温度は７５０〜８５０℃であることが好ましい。その温度が７５０℃未満では、フェライト分率が２０％を超えて強度を確保することが難しく、曲げ加工性が低下することがある。これに対し、８５０℃を超えると、曲げ加工性は改善するが、高温焼鈍で発生するＳｉ、Ｍｎ、Ｂ等の表面濃化物の量が大幅に増加して表面欠陥が多量に発生するという問題がある。そのため、上記焼鈍温度は７５０〜８５０℃であることが好ましい。
【００４４】
一方、焼鈍後には１００℃／分以上の冷却速度で冷却する。１００℃／分以上の冷却速度が求められる理由は、上記冷却速度未満で冷却した場合、フェライト及びパーライトが形成されて本発明で目標とする強度を確保しにくくなるからである。
【００４５】
また、上記冷却速度で冷却する際の冷却停止温度は上記Ｔ１〜Ｔ２の温度範囲であることが好ましい。上記冷却停止温度がＴ１の温度を超えると、ベイナイト領域には該当するが、ベイナイト変態速度が遅く、十分な量のベイナイトを確保することが困難であるため、曲げ加工性が劣位となるという問題がある。これに対し、冷却停止温度がＴ２未満の場合は、冷却中のベイナイト領域を維持せずにマルテンサイトが形成されて曲げ加工性が劣位となるという問題がある。
【００４６】
上記冷却後には３０℃／分以下の冷却速度で冷却する。このように徐々に冷却する理由は、上記速度以上で速やかに冷却する場合は、十分なベイナイトを確保することができず、曲げ加工性が低下することがあるためである。
【００４７】
一方、本発明では、めっき工程をさらに行ってめっき鋼板を製造することができる。上記めっきは、亜鉛めっきやアルミニウムめっき等、その種類と方法について、本発明では特に限定されず、本発明が属する技術分野で通常のめっき方式が適用されることができる。
【実施例】
【００４８】
以下、本発明の実施例について詳細に説明する。下記実施例は本発明の理解を深めるためのものであるだけで、本発明を限定するものではない。
【００４９】
下記表１の合金組成を有する鋼スラブを用意した後、１２００℃で再加熱し、熱間圧延を行って厚さ約３ｍｍの熱延鋼板を製造した。上記熱間圧延時の仕上げ熱間圧延は温度９３０℃で行った。その後、６８０℃で巻取り、５０％の圧下率で冷間圧延を行い、厚さ約１．５ｍｍの冷延鋼板を製造した。このように用意された鋼板に下記表２の条件で焼鈍熱処理を行い、冷延鋼板を製造した。表２におけるＴ１とＴ２の間の冷却後には約７〜８℃／分の冷却速度で冷却した。
【００５０】
一方、表３では、製造された冷延鋼板について、鋼板表面の１／４以内に存在する長軸の長さ５μｍ以上であるＡｌ−Ｔｉ介在物のＴｉの含量、相分率及び物理的特性を特定してその結果を示した。
【００５１】
上記Ａｌ−Ｔｉ介在物内のＴｉの含量は、板厚１／４以内の地点でＳＥＭを用いて５００倍の倍率で１０ヶ所を観察し、そのうち長軸の長さが５μｍ以上であるＡｌ−Ｔｉ介在物の成分をＥＤＳで分析して得られたＴｉの含量を基準とした。また、物理的特性のうち、引張強度、降伏強度及び延伸率の場合は、ＪＩＳ  ５号試験片を用いた引張試験を通じて確認した。
【００５２】
曲げ角度は、板サイズ３０ｍｍ×６０ｍｍの試験片（厚さ１．５ｍｍ）を使用し、ＶＤＡ  ２３８規格に準じて、図１のような曲げ変形時の最大荷重がかかる時点における角度を用いて示した。このとき、試験パンチ１０１は、０．４Ｒであり、変形速度は２０ｍｐｍであった。
【００５３】
【表１】
0006509187.tif 000002
【００５４】
【表２】
0006509187.tif 000003
【００５５】
【表３】
0006509187.tif 000004
【００５６】
上記表３に示すように、本発明の条件を満たす発明例の場合は、引張強度が１．２ＧＰａ以上であり、曲げ角度が７０°以上である曲げ加工性に優れた特性を確保することができる。
【００５７】
これに比べて、比較例１〜３は、鋼中のＴｉ、Ａｌ、Ｃａの関係式（Ｔｉ／（Ａｌ＋８Ｃａ））の値が０．６を超えるか、Ａｌ−Ｔｉ介在物内のＴｉの含量が２０％を超えるため、鋳造時のＴｉ系介在物によるノズル詰まりに起因するクラスタ介在物が存在し、曲げ加工性が劣位となった。
【００５８】
特に、上記比較例１で形成された表層下介在物によって形成される曲げ部における微細クラックは図２に示した通りである。また、上記図２の微細クラックを液体窒素に浸漬し、クラックに沿って破断させた後の破面を観察した写真を図３に示した。
【００５９】
比較例４及び５は、焼鈍後の冷却停止温度がＴ１を超えるか、またはＴ２未満である場合に該当するが、十分なベイナイトを確保できないため、相間強度差の増加に応じて曲げ加工性が劣位となった。比較例６〜９は、本発明の合金組成範囲を満たせない場合であって、本発明で目標とする強度を確保することができなかった。また、比較例１０は、Ｔｉ／Ｎの値が３．４未満とＴｉによるＮのスカベンジング効果不足による焼入性が不足して十分な強度を確保することができなかった。
【符号の説明】
【００６０】
１０１  試験パンチ
１０２  試験片
１０３  試験片の厚さ
１０４  試験パンチの曲率半径（Ｒ）
【図１】
0006509187.tif 000005
【図２】
0006509187.tif 000006
【図３】
0006509187.tif 000007