(57)【要約】【課題】  疲労特性に優れるＤＰ鋼板の伸びフランジ特性を改善する方法の提供。【解決手段】  Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含有し、Ｓｉ：２．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、Ａｃ３点以上１３００℃以下に再加熱後、Ａｒ３点〜Ａｒ３点＋１００℃を仕上げ温度として熱間圧延を行い、１４℃／ｓ未満の平均冷却速度で６００〜８００℃まで冷却し、更に１４℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温から４５０℃以下の温度まで冷却し、得られた鋼板の板厚ｔ［ｍｍ］とロール半径ｒ［ｍｍ］が１５≦ｒ／ｔ≦５０を満たすロールにより、接触角が３０〜１８０°である曲げ加工を少なくとも１回行い、続いて４４０〜５５０℃で１〜１０ｓ保持する熱処理を行う。【選択図】  図２
2008214682.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
を含有し、
Ｓｉ：２．５％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、鋳造後直接、あるいはＡｃ３点以上１３００℃以下に再加熱後、Ａｒ３点〜Ａｒ３点＋１００℃を仕上げ温度として熱間圧延を行い、１４℃／ｓ未満の平均冷却速度で６００〜８００℃まで冷却し、更に１４℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温から４５０℃以下の温度まで冷却して鋼板とし、該鋼板の板厚ｔ［ｍｍ］とロール半径ｒ［ｍｍ］が下記（式１）を満たすロールにより、接触角が３０〜１８０°である曲げ加工を少なくとも１回行い、続いて４４０〜５５０℃で１〜１０ｓ保持する熱処理を行うことを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
１５≦ｒ／ｔ≦５０    ・・・    （式１）
【請求項２】
曲げ加工時に、鋼板に１２〜３０ＭＰａの張力を付与することを特徴とする請求項１に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】
質量％で、
Ｃｒ：０．１〜１％、
Ｍｏ：０．１〜１％、
Ｖ：０．１〜１％
のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
質量％で、
Ｃｕ：０．６〜２％
を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％
を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車のホイールやロア・アームなど、足回り部品と呼ばれる用途には高強度熱延鋼板が広く用いられている。こうした用途で重要視される鋼板の代表的な特性には、疲労特性と伸びフランジ性があり、両方の特性に優れる鋼板の開発が進められている。このような伸びフランジ性と疲労特性に優れる高強度熱延鋼板を製造する方法として、所定の化学成分を有する鋼の熱延条件を特定の範囲とすることで、ミクロ組織とｒ値の面内異方性を制御する技術が提案されている（例えば、特許文献１）。
【０００３】
本発明者らも、伸びフランジ性に優れたベイニティック・フェライト（ＢＦ）相あるいはアシキュラー・フェライト相を主相とした鋼板に疲労特性を具備することによって両特性を兼備した鋼板を得る技術を提案した（例えば、特許文献２、３）。
【０００４】
これらの例に見られるように、伸びフランジ性と疲労特性に優れる鋼板を開発するには、伸びフランジ性に優れる鋼板を基盤にして、それに疲労特性を付与する手法が採用されることが多い。その理由として、疲労特性に優れるマルテンサイト系複合組織鋼板の伸びフランジ性は、ベイナイト系複合組織鋼板やベイナイト鋼板よりも大きく劣ることが挙げられる（例えば、非特許文献１）。非特許文献１によれば、デュアルフェイズ鋼板（ＤＰ鋼板）は、軟質のフェライト相と硬質のマルテンサイト相から構成されるものであるから、その界面が伸びフランジ成形時にボイド発生起点となり易く、伸びフランジ性に劣るものとされている。
【０００５】
しかし、マルテンサイト系複合組織鋼板、中でもＤＰ鋼板の疲労特性の、ベイナイト系複合組織鋼板に対する優位性は揺るぎがたいものがある。したがって、ＤＰ鋼板に伸びフランジ性を付与する開発手法も有効であると考えられるがそうした事例は少なく、関連した技術が開示されている程度である（例えば、特許文献４）。
【０００６】
特許文献４には、ミクロ組織の形態を、フェライト相が硬質第二相で被覆されたものとすることで穴広げ加工時の亀裂進展が抑制される鋼板を得る技術が開示されている。しかし、このような極めて特殊なミクロ組織形態を達成するためには高度な技術が必要と考えられ、容易かつ安価に製造することは困難であると推測される。
【０００７】
【特許文献１】特開２０００−２９７３４９号公報
【特許文献２】特開２００３−１７１７３４号公報
【特許文献３】特開２００３−３１３６３９号公報
【特許文献４】特開２００５−１５４８１３号公報
【非特許文献１】林央、「高穴広げ性熱延鋼板の開発と成形性評価法」塑性と加工、塑性加工学会、１９９９年２月、第４０巻、第４５７号、８７〜９２頁
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、こうした問題点を克服して伸びフランジ性を付与し、かつ、本来の疲労特性を劣化させない技術を開発することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は、ＤＰ鋼板に適切な加工を行ってから熱処理することで、本来の優れた疲労特性を損なうことなく、かつ、穴広げ変形中盤から終盤の耐亀裂進展性が高められるという知見に基づき、疲労特性に優れた鋼板に、更に伸びフランジ性を付与する製造方法であり、その要旨は以下のとおりである。
【００１０】
（１）  質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含有し、Ｓｉ：２．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、鋳造後直接、あるいはＡｃ３点以上１３００℃以下に再加熱後、Ａｒ３点〜Ａｒ３点＋１００℃を仕上げ温度として熱間圧延を行い、１４℃／ｓ未満の平均冷却速度で６００〜８００℃まで冷却し、更に１４℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温から４５０℃以下の温度まで冷却して鋼板とし、該鋼板の板厚ｔ［ｍｍ］とロール半径ｒ［ｍｍ］が下記（式１）を満たすロールにより、接触角が３０〜１８０°である曲げ加工を少なくとも１回行い、続いて４４０〜５５０℃で１〜１０ｓ保持する熱処理を行うことを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
１５≦ｒ／ｔ≦５０    ・・・    （式１）
（２）  曲げ加工時に、鋼板に１２〜３０ＭＰａの張力を付与することを特徴とする上記（１）に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１１】
（３）  質量％で、Ｃｒ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｖ：０．１〜１％のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１２】
（４）  質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．３％の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１３】
（５）  質量％で、Ｃｕ：０．６〜２％を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１４】
（６）  質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有することを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明の製造方法によって得られる鋼板は、ＤＰ鋼板本来の優れた疲労特性に加え、伸びフランジ性にも優れるため、従来は適用できなかったような部品、用途にも適用することが可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
本発明者らは、ＢＦ相を主相とする鋼板と、ＤＰ鋼板の穴広げ試験を行って、成形（変形）過程を詳細に観察した。プレス試験機によって変形前の穿孔を行い、穴広げ試験の変形の過程で、孔壁面に発生し、進展する亀裂の状況を、複数の亀裂が壁面を板厚方向に貫通するまで追跡した。
【００１７】
その結果、伸びフランジ性に優れるＢＦ鋼板の亀裂の発生は、ＤＰ鋼板よりも先行し、亀裂の進展も拡径過程の中盤、即ち、概ね亀裂が破断面と剪断面の境界まで到達する時点までは、ＤＰ鋼板を上回ることを新たに知見した。そして、ＤＰ鋼板は、穴広げ変形の初期における亀裂の発生と、穴広げ変形の中盤までの亀裂の進展が、ＢＦ鋼板よりも優れているにも関わらず、穴広げ変形の中盤から終盤、即ち、亀裂の板厚貫通までの亀裂進展に対する耐性が低いことがわかった。
【００１８】
そして、このような亀裂の進展の「逆転現象」は、鋼板の板厚方向における耐亀裂進展性の変化に起因するものであるとの結論を得た。したがって、ＤＰ鋼板の疲労特性を損なわずに、伸びフランジ性を高めるには、穴広げ変形過程の中盤から終盤に相当する、表面からの深さが板厚の１／８から１／４程度の部分の耐亀裂進展性を高めれば良い。
本発明を完成させるために行った実験について説明する。
【００１９】
まず、質量％で、Ｃ：０．１％、Ｓｉ：２．５％、Ｍｎ：１．５％、Ｐ：０．００２％、および、Ｓ：０．００１５％を含有し、残部がＦｅ、および不可避不純物からなる鋼を溶解し、鋳造して得られた鋼片を熱間圧延し、厚さ３．２ｍｍの鋼板とした。熱間圧延の加熱温度（ＳＲＴ）を１２５０℃、仕上げ温度（ＦＴ）を８５０℃、６５０℃までの平均冷却速度を１２℃／ｓ、６５０℃から２０℃までの平均冷却速度を４５℃／ｓとし、２０℃で巻き取った。即ち、平均冷却速度を変化させた温度（ＭＴ）は６５０℃、巻き取り温度（ＣＴ）は２０℃であり、ＦＴからＭＴまでの平均冷却速度（ＣＲ１）は１２℃／ｓ、ＭＴからＣＴまでの平均冷却速度（ＣＲ２）は４５℃／ｓである。
【００２０】
得られた鋼板の引張強さ（σＢ）、伸び（δ）、および、穴広げ限界値（λ）はそれぞれ８２０ＭＰａ、１６％、、および、３４％である。なお、引張特性は、引張方向が圧延方向と垂直となるように採取したＪＩＳ５号試験片にて調べた。またλは、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１に準拠して求めた。また、光学顕微鏡により、ミクロ組織がＤＰ鋼板であることを確認した。
【００２１】
次に、上記の鋼板を種々の温度で熱処理して機械的性質を調べたところ、ある条件範囲においてλを上昇させ得るものの、σＢの低下を伴うことが判明した。そこで、引張、曲げ、圧延などの加工を加え、更に、加工量を変化させ、その後、熱処理し、引張特性と穴広げ性を評価した。その結果、特定の条件での曲げ加工と熱処理を組み合わせることによって、λが向上し、かつσＢの低下が極めて僅かであること見出した。また、疲労特性が、加工と熱処理を行う前の鋼板と同等であることも明らかとなった。
【００２２】
以下、本発明の詳細について説明する。
曲げ加工とそれに続いて行う熱処理の条件は本発明において最も重要なものであり、実施例にて説明する実験結果に基づいて決定されたものである。
【００２３】
＜曲げ加工と熱処理＞
板厚ｔと曲げロール半径ｒの関係：図１に模式的に示したロール１による曲げ加工によって鋼板２の表面から適切な深さまで歪を付与し、その後、熱処理することで、穴広げ変形時の中盤から終盤において亀裂の進展に対する耐性を有する鋼板が得られる。ｔとｒの関係は、歪を付与する表面からの深さと歪量を制御する因子であり、歪みが付与される深さは、ｒ／ｔが大きいと浅くなり、ｒ／ｔが小さいと深くなる。ｒ／ｔが１５未満では歪が付与される深さが深すぎるとともに、歪量も過剰となるため、穴広げ性が低下する。一方、ｒ／ｔが５０超では、歪が付与される深さが浅く、歪量も不足するため、穴広げ性が向上しない。
【００２４】
鋼板とロールの接触角：ロールによる曲げ歪の付与は、図１に模式的に示した鋼板２とロール１の接触角３が３０°以上の場合に有効に発現する。一方、鋼板とロールの接触角を１８０°超とするには、連続的に処理する機構の構築が容易ではないので１８０°を上限とする。
【００２５】
曲げに続いて行う熱処理：熱処理温度は、付与された歪の影響を適切に緩和し、かつＤＰ組織あるいはマルテンサイト相の特性に何らかの影響を与えて穴広げ変形時の中盤から終盤において亀裂の進展に対する耐性を高める上で重要な働きをするものと考えられる。熱処理温度が４４０℃未満では、歪の影響を緩和する効果が十分ではなく延性の低下が無視できない。一方５５０℃超に加熱されると、鋼板の強度が低下し、目的とする高強度鋼板が得られない。穴広げ性向上の効果を得るには、保持時間を１秒以上とすることが必要である。一方、保持時間が１０ｓ超になると結晶粒の粗大化とマルテンサイト相の特性変化により、強度および延性の低下が著しいので保持時間は１０ｓ以下とする。
【００２６】
更に、曲げ加工の際に、鋼板に張力を付与することが好ましい。
【００２７】
鋼板に付与する張力：曲げ加工時に鋼板に付与する張力を１２ＭＰａ以上とすると穴広げ変形時の中盤から終盤において亀裂の進展に対して有する耐性が一層向上する。この効果は、５０ＭＰａまで発現する。しかし、張力が３０ＭＰａ超になると、鋼板表面やロール表面に疵が生じ、鋼板の疲労特性を損なうことがあり、ロールの磨耗量を増加させることがあるため、上限を３０ＭＰａとすることが好ましい。
【００２８】
次に、鋼板の化学成分及び製造方法について説明する。
【００２９】
＜鋼板の化学成分＞
Ｃ：Ｃはマルテンサイト相を生成させるための必須元素であり、鋼板の強度確保上も重要である。そこで自動車の足回り部品に適用して有用なσＢ≧４４０ＭＰａ程度の高強度鋼板を得ることを念頭に０．０３％以上とした。一方、０．２％を超えると、延性の確保が困難になる上に、溶接性の劣化が危惧されるのでこの値を上限とした。
【００３０】
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素であり、過剰に含有すると表面性状を損ねるので、上限を２．５％とした。Ｓｉは無添加でも良いが、フェライト相の強化と、フェライト相とオーステナイト相が共存する温度域において前者から後者へのＣの移動を促進する効果を有するので、２．５％を上限として添加することが好ましい。
【００３１】
Ｍｎ：Ｍｎは強度の確保に有用であるとともに、焼入れ性を向上させてＤＰ鋼板を得るための冷却条件を緩和する働きをする重要な元素であり、０．５％以上を含有させる。一方、３％を超えると焼入れ性が高まる結果、鋼板の強度が高くなり過ぎ、延性の劣化を招くとともに、溶接性の劣化が危惧されるため、３％を上限とする。
【００３２】
Ｐ：Ｐは不純物であり、０．０２％を超えると粒界脆化に伴う靭性劣化が問題となる。許容される上限は０．０２％である。
【００３３】
Ｓ：Ｓは不純物であり、熱間圧延時の割れや、延性劣化の原因となるので極力抑制することが好ましいが、低減処理にはコストの増加を伴うので、０．０１％を上限とする。
【００３４】
Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として使用できる他、Ｎを固定する機能を有する。これらの効果を発現させるには０．０１％以上が必要であるが、０．０５％超としても効果が飽和するので上限を０．０５％とする。
【００３５】
Ｎ：Ｎは非時効性を損なう働きをするので抑制することが望ましい。ただし、窒化物の形成や、Ａｌによる固定を考慮することで０．０１％以下であれば許容される。
【００３６】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、何れも焼入れ性を高める作用を有し、ＤＰ鋼板の形成を促進する。その効果を得るには、いずれの元素についても０．１％以上を添加することが好ましい。しかし、１．０％を超えて添加しても効果が飽和するため、１．０％を上限とする。
【００３７】
Ｔｉ、Ｎｂ：Ｔｉ、Ｎｂは、炭化物、および窒化物の形成による析出強化の利用や、結晶粒の微細化を目的として添加することができる。このような効果を得るには、少なくとも０．０１％の添加が必要であり、一方で、Ｔｉは０．２％、Ｎｂについては０．３％を超えて含有させても効果が飽和する。
【００３８】
Ｃｕ：Ｃｕは、鋼板の強度を高め、疲労特性を向上させる元素である。この効果を得るには、０．６％以上添加することが好ましい。一方、２％超添加しても効果が飽和する。
【００３９】
Ｂ：Ｂは、焼き入れ性を高めるとともに結晶粒界を強化する効果を有するので、脱Ｐ能力などを勘案して０．０００１％以上を添加することが好ましい。ただし０．００２０％超添加しても、効果が飽和する。
【００４０】
＜熱延条件＞
熱延加熱温度ＳＲＴ：鋼片を再加熱して圧延する場合の加熱温度は、オーステナイト域で仕上げ圧延を完了させるため、Ａｃ３点を下限とし、設備仕様や能力に応じて設定すれば良い。一方、１３００℃超の温度に再加熱した場合には、結晶粒の粗大化による圧延後材質の劣化と、過剰酸化による表面品位の劣化が危惧されるので１３００℃を上限とする。
【００４１】
鋳造後、鋼片を冷却する過程でそのまま圧延する方法も採用できる。
圧延終了温度ＦＴ：ＦＴがＡｒ３点を下回ると、ＤＰ組織が得られない。一方、ＦＴがＡｒ３点＋１００℃超では、結晶粒が粗大となって機械的性質の劣化原因となる。そこで圧延終了温度はＡｒ３点〜Ａｒ３点＋１００℃とする。
【００４２】
なお、均一な組織を得るためには、熱間圧延の圧延率を６０〜９５％とすることが望ましい。
【００４３】
圧延終了後の冷却：圧延終了後、一次冷却してフェライト相を生成させた後、オーステナイト相との二相領域から二次冷却する二段冷却を行い、巻き取る。ここで、一次冷却の平均冷却速度は、１４℃／ｓ未満であり、二次冷却の平均冷却速度は１４℃／ｓ以上である。一次冷却は空冷、水冷、ミスト冷却、および送風の何れかを選択して行い、二次冷却は、水冷、ミスト冷却、送風の何れかを選択して行う。二次冷却の平均冷却速度の上限はミクロ組織制御上は特に設ける必要はないが、冷却速度の均一性を確保する目的で２００℃／ｓとすることが望ましい。
【００４４】
二次冷却開始温度、すなわちＭＴは、６００〜８００℃、二次冷却終了温度は巻き取り温度ＣＴであり、室温を含む４５０℃以下とする。これらは鋼のミクロ組織をＤＰ組織とするために必要な条件として限定されるものである。
【００４５】
このような熱間圧延および二段冷却によって製造された鋼板のミクロ組織は、次のようになる。
【００４６】
＜ミクロ組織＞
マルテンサイト相の面積率：主相（面積率最大の相）をフェライト相、第二相をマルテンサイト相とするＤＰ組織であり、マルテンサイト相の面積率は３〜２５％が好ましい範囲である。マルテンサイトの面積率を３％以上にすると、ＤＰ鋼板としての高疲労特性が享受できる。一方、マルテンサイトの面積率を２５％以下にすると降伏比（降伏点／σＢ）を低くすることが可能になり、優れた成形性を得ることができる。
【００４７】
これ以外の相や組織、例えばベイナイト組織や（残留）オーステナイト相を、それらの合計がマルテンサイト相の面積率を上回らない範囲で含むことがある。
【実施例１】
【００４８】
質量％で、Ｃ：０．１％、Ｓｉ：２．５％、Ｍｎ：１．５％、Ｐ：０．００２％、およびＳ：０．００１５％を含有し、残部がＦｅ、および不可避不純物からなる鋼を溶解し、鋳造して得られた鋼片を熱間圧延し、板厚が、２．６ｍｍ、３．２ｍｍ、および４．０ｍｍの鋼板を製造した。熱延条件は、加熱温度（ＳＲＴ）：１２５０℃、圧延終了温度（ＦＴ）：８５０℃、二次冷却開始温度（ＭＴ）：６５０℃、一次冷却平均冷却速度（ＣＲ１）：１２℃／ｓ、二次冷却平均冷却速度（ＣＲ２）：４５℃／ｓ、巻き取り温度（ＣＴ）：２０℃とした。
【００４９】
得られた鋼に１５ＭＰａの張力を付与しつつ、種々の半径のロールで、接触角を変化させて曲げ加工を施した。更に、曲げ加工後の鋼板を、４５０℃に保持した電気炉内に３秒間在炉させ、取り出して空冷する熱処理を施した。
【００５０】
熱処理した鋼板から引張試験片を作製し、引張強度（σＢ）と伸び（δ）を測定した。ここで引張強度と伸びの積σＢ×δが、熱延まま材（曲げ加工と熱処理を行っていない材料）と同等以上の鋼板については、穴広げ試験片、および疲労試験片を作製し、穴広げ率（λ）、および、疲労限（σＷ）を測定した。σＢ、δ、およびλの測定方法は上述の方法と同様である。また、σＷは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２７５  に定める１号試験片（ｂ＝１５ｍｍ、Ｒ＝３０ｍｍ）を、長手方向を圧延方向と垂直方向に採取し、２５Ｈｚで平面曲げ疲労試験を行って測定した２×１０６回時間強度である。
【００５１】
σＢ×δが熱延まま材と同等以上の鋼板のσＷは、熱延まま材のσＷに対する変化が小さく、両者の差の絶対値を熱延まま材のσＷで除した値は、０．０３（３％）以内であった。一方、λについては変化が大きく、曲げ加工および熱処理（曲げ加工熱処理）後のλと熱延まま材のλの差の絶対値を熱延まま材のλで除した値は、０．１５（１５％）以上改善する条件も認められた。
【００５２】
そこで、図２〜４に示すように、ｒ／ｔと接触角で整理すると、黒枠で表示した、１５≦ｒ／ｔ≦５０、かつ接触角が３０〜１８０°の範囲において、板厚に依らずλが５％以上改善されることがわかった。なお、改善率は、（曲げ加工熱処理後のλ−熱延ままのλ）／熱延ままのλ×１００、と定義する。
【実施例２】
【００５３】
実施例１と同様の成分組成、熱延条件で板厚３．２ｍｍの鋼板を製造し、１５ＭＰａの張力を付与しつつ、半径７５ｍｍのロールで曲げ加工を施した。接触角は９０°とした。曲げ加工後の鋼板を種々の温度に保持した電気炉内で１〜１３秒間加熱し、取り出して空冷する熱処理を施した。
【００５４】
実施例１と同様に、熱処理後の鋼板から引張試験片、、穴広げ試験片、および疲労試験片を作製し、σＢ、δ、λ、およびσＷを測定した。
【００５５】
σＢ×δが熱延まま材と同じか、それを上回った鋼板のσＷの変化率は、実施例１と同様、０．０３（３％）以内であった。一方、λについては変化が大きく、曲げ加工熱処理による改善率が０．２０（２０％）以上になる条件も認められた。
【００５６】
そこでこれらを詳細に分析したところ、図５に示すように、熱処理温度と処理時間が所定の条件を満たす場合（黒枠内）に、λが５％以上改善されることがわかった。また、図５において、０秒とは、曲げ加工のみを行い、熱処理を行っていないものを指す。
【実施例３】
【００５７】
実施例１と同様の成分組成、熱延条件で板厚３．２ｍｍの鋼板を製造し、得られた鋼板に種々の張力を付与しつつ、半径１００ｍｍのロールで、接触角１８０°の曲げ加工、または半径１２５ｍｍのロールで接触角９０°の曲げ加工を施した。
曲げ加工後の鋼板を、４５０℃に保持した電気炉内で２秒間加熱し、取り出して空冷する熱処理を施した。
【００５８】
実施例１と同様に、熱処理後の鋼板から引張試験片、穴広げ試験片、および疲労試験片を作製し、σＢ、δ、λ、およびσＷを測定した。
【００５９】
σＢ×δが熱延まま材と同等以上の鋼板のσＷの変化率は、実施例１と同様、０．０３（３％）以内であった。一方、λについては変化が大きく、曲げ加工熱処理による改善率が０．２０（２０％）以上になる条件も認められた。
【００６０】
そこでこれらを負荷張力に関して整理詳したところ、図６に示すように、負荷張力が５〜５０ＭＰａの範囲ではλは何れも５％以上の改善を示し、特に１２ＭＰａ以上の範囲においてその効果が顕著であることが解った。
【実施例４】
【００６１】
表１に示す化学成分を有する鋼を溶解し、鋳造して得られた鋼片を、表２に示す条件で熱間圧延して板厚３．２ｍｍの帯鋼とした。ミクロ組織を確認してＤＰ組織が得られた帯鋼について、２０ＭＰａの張力を付与しつつ、半径１００ｍｍのロールで、接触角１８０°の曲げ加工を施した。
【００６２】
曲げ加工後の帯鋼を切断してシート状とし、それらを、４５０℃に保持した電気炉内に１秒間在炉させ、取り出して空冷する熱処理を施した。
【００６３】
熱処理したシートから引張試験片を作製し、引張試験を行ってσＢとδを測定した。更に、両者の積σＢ×δが熱延まま材から求めたσＢ×δと同じか、それを上回った条件で曲げ加工熱処理を行ったシートについては、穴広げ試験片、および疲労試験片を作製し、λ、および、σＷを実施例１と同様にして測定した。結果を表３に示す。
【００６４】
σＢ×δが熱延まま材と同じか、それを上回った曲げ加工熱処理材のσＷの、熱延まま材のσＷに対する変化は小さく、両者の差の絶対値を熱延まま材のσＷで除した値は、０．０３（３％）以内であった。一方、λについては変化が大きく、表３に示したように、本発明の化学成分と熱延条件を満たす鋼板であれば、加工と熱処理をしたことで穴広げ率が５％以上改善することが認められた。
【００６５】
【表１】
2008214682.tif 000003
【００６６】
【表２】
2008214682.tif 000004
【００６７】
【表３】
2008214682.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【００６８】
【図１】ロールによる曲げ加工を示す模式図である。
【図２】ロール半径と接触角を座標としてλの改善率を示す図である（板厚２．６ｍｍ）。
【図３】ロール半径と接触角を座標としてλの改善率を示す図である（板厚３．２ｍｍ）。
【図４】ロール半径と接触角を座標としてλの改善率を示す図である（板厚４．０ｍｍ）。
【図５】熱処理時間と熱処理温度を座標としてλの改善率を示す図である。
【図６】張力とλの改善率の関係を示す図である。
【符号の説明】
【００６９】
１  ロール
２  鋼板
３  接触角
ｔ  板厚
ｒ  ロール半径
【図１】
2008214682.tif 000006
【図２】
2008214682.tif 000007
【図３】
2008214682.tif 000008
【図４】
2008214682.tif 000009
【図５】
2008214682.tif 000010
【図６】
2008214682.tif 000011