(57)【要約】Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板であって、（１）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、（２）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下の一方または両方であることを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板であって、
（１）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、
（２）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
【請求項２】
表面の少なくとも片側に第二層が付着している、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板であって、
（１）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、
（２）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
【請求項３】
表面の少なくとも片側に第二層が形成され、第二層と鋼板が一部で合金化している、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板であって、
（１）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、
（２）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
【請求項４】
表面の少なくとも片側に付着した第二層が鋼板と合金化している、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板であって、
（１）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、
（２）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
【請求項５】
前記｛２２２｝面集積度が、６０％以上９５％以下であることを特徴とする請求の範囲１〜４のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
【請求項６】
前記第二層が、Ｆｅ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのうちの１つ以上の元素を含有していることを特徴とする請求の範囲２〜５のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
【請求項７】
前記鋼板の厚さが、５μｍ以上５ｍｍ以下であることを特徴とする請求の範囲１〜６のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
【請求項８】
前記第二層の厚さが、０．０１μｍ以上５００μｍ以下であることを特徴とする請求の範囲２〜７のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
【請求項９】
（ａ）母材としてのＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板から、第二層を除去する工程、および、
（ｄ）第二層を除去した鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させる工程
を有することを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項１０】
（ａ）母材としてのＡｌ含有量が３．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、および、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させる工程、
を有し、
（ｄ）再結晶後の鋼板のＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満である
ことを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項１１】
（ａ）母材としてのＡｌ含有量が３．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、および、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、第二層の一部を合金化するとともに、鋼板を再結晶させる工程、
を有し、
（ｄ）合金化、再結晶後の鋼板のＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満である
ことを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項１２】
（ａ）母材としてのＡｌ含有量が３．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、および、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、第二層を合金化するとともに、鋼板を再結晶させる工程、
を有し、
（ｄ）鋼板のＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満である
ことを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項１３】
請求の範囲９〜１２のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法において、
（１）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、
（２）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下
の一方または両方であるように制御する
ことを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項１４】
請求の範囲９〜１２のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法において、
（１）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９５％以下、および、
（２）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下
の一方または両方であるように制御する
ことを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項１５】
請求の範囲９〜１２のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法において、第二層が、Ｆｅ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのうちの１つ以上の元素を含有していることを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項１６】
（ａ）母材としてのＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのうちの１つ以上の元素を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板から、第二層を除去する工程、および、
（ｄ）第二層を除去した鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させる工程、
を有することを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項１７】
（ａ）母材としてのＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのうちの１つ以上の元素を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、および、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させる工程、
を有することを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項１８】
（ａ）母材としてのＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのうちの１つ以上の元素を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、および、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、第二層の一部を合金化するとともに、鋼板を再結晶させる工程、
を有することを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項１９】
（ａ）母材としてのＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのうちの１つ以上の元素を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、および、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、第二層を合金化するとともに、鋼板を再結晶させる工程
を有することを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項２０】
前記母材としての鋼板の厚さが、１０μｍ以上１０ｍｍ以下であることを特徴とする請求の範囲９〜１９のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項２１】
前記第二層の厚さが、０．０５μｍ以上１０００μｍ以下であることを特徴とする請求の範囲９〜１９のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項２２】
前記第二層を付着させる前に、鋼板に、予備熱処理を施すことを特徴とする請求の範囲９〜１９のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項２３】
前記予備熱処理の温度が、７００〜１１００℃であることを特徴とする請求の範囲２２に記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項２４】
前記予備熱処理の雰囲気が、真空中、不活性ガス雰囲気中、および、水素雰囲気中の少なくとも一つであることを特徴とする請求の範囲２２または２３に記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項２５】
前記鋼板に第二層を付着させる工程が、めっき法によるものであることを特徴とする請求の範囲９〜１９のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項２６】
前記鋼板に第二層を付着させる工程が、圧延クラッド法によるものであることを特徴とする請求の範囲９〜１９のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項２７】
前記冷間圧延を施す工程における圧下率が、３０％以上９５％以下であることを特徴とする請求の範囲９〜１９のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項２８】
前記熱処理を施す工程における熱処理温度が、６００℃以上１０００℃以下であり、かつ、熱処理時間が３０秒以上であることを特徴とする請求の範囲９〜１９のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【請求項２９】
前記熱処理を施す工程における熱処理温度が、１０００℃超であることを特徴とする請求の範囲９〜１９のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、深絞り成型、プレス加工、打ち抜き加工等の加工性に優れた鋼板、および、該鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車用や家電用の鋼板には、高強度と軽量化のニーズに加えて、プレス成型等の加工工程において割れやしわを発生させることなく加工できる、優れた加工性が要求されている。
鋼板の加工性は、αＦｅ相やγＦｅ相の集合組織に依存し、特に、鋼板面に、結晶の｛２２２｝面集積度を増加させることによって、加工性を向上することができる。それ故、集合組織を制御して、鋼の加工性を高める方法が、幾つか提案されている。
特開平６−２０６９号公報には、高強度冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板において、Ｓｉ、Ｍｎ、および、Ｐの各量を、鋼板面に平行な｛２２２｝面と｛２００｝面によるＸ線回折強度の比との一定の関係式に基づいて制御して、深絞り性を確保することが開示されている。
特開平８−１３０８１号公報には、ほうろう用高強度冷延鋼板およびその製造方法において、Ｃ量でＮｂ量を規定し、さらに、熱間圧延と冷間圧延の条件を規定することにより、（１１１）集合組織を制御することが開示されている。
特開平１０−１８０１１号公報には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法において、Ｘ線回折強度のうち、｛２００｝面強度と｛２２２｝面強度の比、Ｉ（２００）／Ｉ（２２２）が、０．１７未満となると、めっき表面に筋模様欠陥の発生がなくなること、および、熱間圧延の仕上圧延温度をＡｒ３＋３０℃以上とすると、Ｘ線回折強度比、Ｉ（２００）／Ｉ（２２２）が０．１７未満となることが開示されている。
特開平１１−３５００７２号公報には、鋼中のＣ含有量が０．０１％以下の極低炭素冷延鋼板において、鋼板の表面より全板厚の１／１０を占める表層部のフェライト粒度Ｎｏ．をａ、板厚中心を中心として全板厚の１／２を占める内層部のフェライト粒度Ｎｏ．をｂとして、ａ−ｂ≧０．５、ａ≧７．０、ｂ≦７．５を満足し、さらに、｛２２２｝面と｛２００｝面からのＸ線回折強度の比Ｉ（２２２）／Ｉ（２００）を、鋼板の表面より全板厚の１／１５の部分で５．０以上に、かつ、鋼板の板厚中心部で１２以上に制御すると、プレス成型時の鋼板の肌荒れを軽減できることが開示されている。
このように、従来から、鋼板の加工性を高めるため、αＦｅ相やγＦｅ相の｛２２２｝面集積度を高める手法が考案され、鋼板成分、圧延条件、温度条件等を最適化することが行われてきた。
さらに、特開２００６−１４４１１６号公報には、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％以上１０ｍａｓｓ％以下の高Ａｌ含有鋼板において、αＦｅ結晶の｛２２２｝面集積度を６０％以上９５％以下に、または、｛２００｝面集積度を０．０１％以上１５％以下にして、加工性を高めることが開示されている。
さらに、上記公報には、高Ａｌ含有鋼板において、上記特定面の面集積度を高める方法として、Ａｌ含有量が３．５ｍａｓｓ％以上６．５ｍａｓｓ％未満の母材鋼板の表面に、溶融Ａｌめっき法で、Ａｌ合金を付着させ、冷間圧延し、その後、拡散熱処理することが開示されている。
また、鋼板には、打ち抜き加工時、切断面に生じるバリが小さいことが、加工性の一つとして求められるので、従来から、バリの発生を抑制する各種方法が提案されている。
特開平３−２７７７３９号公報には、鋼板の表層を硬化することで、せん断加工時のバリを極めて小さくし、鋼板内部には、軟らかい硬度分布を持たせて、プレス加工性を損なわないようにした鋼板が開示されている。具体的には、ｒ値（ランクフォード値）が１．７〜２で、打ち抜き加工時のバリ高さが１２〜４０μｍとなる鋼板が開示されている。
特開平８−１８８８５０号公報には、極低炭素鋼に、一定式を満足するように、Ｓを０．００３〜０．０３％添加し、深絞り性と打ち抜き加工性を高めた冷延鋼板が開示されている。具体的には、ｒ値が２．２〜２．６で、打ち抜き加工時のバリ高さが３０〜８０μｍとなる鋼板が開示されている。
【発明の開示】
【０００３】
前述したように、従来から、鋼板成分、圧延条件、温度条件等を最適化して、αＦｅ相やγＦｅ相の｛２２２｝面集積度を高める手法が考案され、鋼板の加工性向上のニーズに応えてきた。
しかしながら、より高度な要求に対応するためには、従来技術では難しく、新しい視点が必要である。
即ち、｛２２２｝面集積度が従来程度の鋼板では、加工工程において打ち抜き加工性が不良となり、また、複雑なプレス加工で必要な塑性流動性が不十分で、高度な加工や加工工程の高効率化に対応することができなかった。
具体的には、上記鋼板は、打ち抜き加工時に、切断面にバリが発生し、発生したバリを除去する面取り工程が必要となるという問題を抱えている。
また、上記鋼板は、複雑な型でプレス加工する際、型表面と鋼板の滑りが十分でなく、従来以上の複雑な形状に加工できないという問題を抱えている。
特開２００６−１４４１１６号公報に開示された鋼板は、加工性を高める｛２２２｝面集積度が、これまで以上に高く、ハニカム構造体を形成するような箔を製造することができる程の加工性を有するものであるが、そもそもＡｌ含有量が多いので、通常の加工用鋼板として、高度な加工や、加工工程の高効率化に対処することはできない。
また、特開平６−２０６９号公報、特開平８−１３０８１号公報、特開平１０−１８０１１号公報、および、特開平１１−３５００７２号公報に開示の方法は、｛２２２｝面を、ある一定の割合まで集積させることができるものであるが、成分条件や、焼鈍等の従来工程における条件の設定だけでは、面集積度の向上に限界がある。
特開２００６−１４４１１６号公報に開示の方法においては、従来工程に、母材表面に溶融Ａｌめっき法でＡｌ合金を付着させる工程を加えることで、｛２２２｝面集積度を高くしている。
しかし、上記方法は、Ａｌ含有量が３．５ｍａｓｓ％以上６．５ｍａｓｓ％未満の母材を使用したときのみ、｛２２２｝面集積度が向上する方法であり、この方法を、Ａｌ含有量が低い鋼板に、単に適用して、特定面の集積度を高く、または、低くすることは難しい。
さらに、特開平３−２７７７３９号公報および特開平８−１８８８５０号公報に開示の方法は、打ち抜き加工に伴うバリの発生を、ある程度まで低減することに成功しているが、バリを除去する面取り加工を省略できるまでには至っていない。
そこで、本発明は、鋼板表面にめっき等の処理を施して集合組織を制御する技術を、さらに検討し、従来にない高いレベルの｛２２２｝面集積度を有し、打ち抜き加工時に切断面にバリが発生しない、加工性に優れた“６．５ｍａｓｓ％未満のＡｌ含有量鋼板”を提供することを目的とする。
また、本発明は、従来にない高い｛２２２｝面集積度を有する“６．５ｍａｓｓ％未満のＡｌ含有量鋼板”を製造する製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板において、（ｘ１）Ｆｅ結晶の｛２２２｝面集積度を高い特定範囲にする、および／または、（ｘ２）Ｆｅ結晶の｛２００｝面集積度を低い特定範囲にすると、打ち抜き加工時に切断面にバリが発生しない、従来にない優れた加工性が得られることを見いだした。
さらに、本発明者らは、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板において、特定結晶面を高い割合で効果的に集積させる手法として、（ｙ１）Ａｌ含有量が３．５ｍａｓｓ％未満の母材鋼板の表面に、第二層（母材鋼板を第一層、その表面に設ける層を第二層という）を付着させ、その後、熱処理して、特定結晶面を高度に集積させるためには、母材鋼板中のＣｒ含有量を１２ｍａｓｓ％以下にすること、また、（ｙ２）Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の母材鋼板の表面に、第二層を付着させ、次いで、冷間圧延し、その後、第二層を除去して、熱処理すること、が有効であることを見いだした。
以下に、本発明の要旨を記載する。
（１）Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板であって、
（１）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、
（２）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
（２）表面の少なくとも片側に第二層が付着している、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板であって、
（１）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、
（２）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
（３）表面の少なくとも片側に第二層が形成され、第二層と鋼板が一部で合金化している、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板であって、
（１）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、
（２）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
（４）表面の少なくとも片側に付着した第二層が鋼板と合金化している、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板であって、
（１）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、
（２）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
（５）前記｛２２２｝面集積度が、６０％以上９５％以下であることを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
（６）前記第二層が、Ｆｅ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのうちの１つ以上の元素を含有していることを特徴とする前記（２）〜（５）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
（７）前記鋼板の厚さが、５μｍ以上５ｍｍ以下であることを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
（８）前記第二層の厚さが、０．０１μｍ以上５００μｍ以下であることを特徴とする前記（２）〜（７）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板。
（９）（ａ）母材としてのＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板から、第二層を除去する工程、および、
（ｄ）第二層を除去した鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させる工程
を有することを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（１０）（ａ）母材としてのＡｌ含有量が３．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、および、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させる工程、
を有し、
（ｄ）再結晶後の鋼板のＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（１１）（ａ）母材としてのＡｌ含有量が３．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、および、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、第二層の一部を合金化するとともに、鋼板を再結晶させる工程、
を有し、
（ｄ）合金化、再結晶後の鋼板のＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満である
ことを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（１２）（ａ）母材としてのＡｌ含有量が３．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、および、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、第二層を合金化するとともに、鋼板を再結晶させる工程、
を有し、
（ｄ）鋼板のＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満である
ことを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（１３）前記（９）〜（１２）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法において、
（１）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、
（２）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下
の一方または両方であるように制御する
ことを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（１４）前記（９）〜（１２）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法において、
（１）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９５％以下、および、
（２）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下
の一方または両方であるように制御する
ことを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（１５）前記（９）〜（１２）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法において、第二層が、Ｆｅ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのうちの１つ以上の元素を含有していることを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（１６）（ａ）母材としてのＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのうちの１つ以上の元素を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板から、第二層を除去する工程、および、
（ｄ）第二層を除去した鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させる工程、
を有することを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（１７）（ａ）母材としてのＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのうちの１つ以上の元素を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、および、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させる工程、
を有することを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（１８）（ａ）母材としてのＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのうちの１つ以上の元素を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、および、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、第二層の一部を合金化するとともに、鋼板を再結晶させる工程、
を有することを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（１９）（ａ）母材としてのＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板の少なくとも片面に、第二層として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのうちの１つ以上の元素を付着させる工程、
（ｂ）第二層が付着した鋼板に、冷間圧延を施す工程、および、
（ｃ）冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、第二層を合金化するとともに、鋼板を再結晶させる工程、
を有することを特徴とする高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（２０）前記母材としての鋼板の厚さが、１０μｍ以上１０ｍｍ以下であることを特徴とする前記（９）〜（１９）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（２１）前記第二層の厚さが、０．０５μｍ以上１０００μｍ以下であることを特徴とする前記（９）〜（１９）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（２２）前記第二層を付着させる前に、鋼板に、予備熱処理を施すことを特徴とする前記（９）〜（１９）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（２３）前記予備熱処理の温度が、７００〜１１００℃であることを特徴とする前記（２２）に記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（２４）前記予備熱処理の雰囲気が、真空中、不活性ガス雰囲気中、および、水素雰囲気中の少なくとも一つであることを特徴とする前記（２２）または（２３）に記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（２５）前記鋼板に第二層を付着させる工程が、めっき法によるものであることを特徴とする前記（９）〜（１９）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（２６）前記鋼板に第二層を付着させる工程が、圧延クラッド法によるものであることを特徴とする前記（９）〜（１９）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（２７）前記冷間圧延を施す工程における圧下率が、３０％以上９５％以下であることを特徴とする前記（９）〜（１９）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（２８）前記熱処理を施す工程における熱処理温度が、６００℃以上１０００℃以下であり、かつ、熱処理時間が３０秒以上であることを特徴とする前記（９）〜（１９）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
（２９）前記熱処理を施す工程における熱処理温度が、１０００℃超であることを特徴とする前記（９）〜（１９）のいずれかに記載の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造方法。
本発明の高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板（本発明鋼板）は、６．５ｍａｓｓ％未満のＡｌ含有量で、かつ、｛２２２｝面集積度が高いことや、｛２００｝面集積度が低いことから、打ち抜き加工時に、切断面にバリが発生しないという、従来にない加工性に優れた鋼板である。
それ故、本発明鋼板は、従来形状から特殊形状を含む様々な形状に、容易に加工することができるものであり、例えば、複雑形状のプレス成型が必要な自動車用部品や家電製品部品等の外板をはじめとする各種構造材料、機能材料等に有用である。
本発明の製造方法は、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板において、｛２２２｝面集積度を高くすることや、｛２００｝面集積度を低くすることを、容易にかつ効果的に行うことができるものである。また、本発明の製造方法は、新設備を作らなくとも、既存設備の工程を入れ替えるだけで、高い｛２２２｝面集積度を有する本発明鋼板を、容易に、低コストで製造することが可能なものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００４】
以下に、本発明について、詳細に説明する。
本発明者らは、鋼板のＡｌ含有量を６．５ｍａｓｓ％未満として、かつ、（ｘ１）Ｆｅ結晶相の｛２２２｝面集積度を高めて、６０％以上９９％以下にする、および／または、（ｘ２）｛２００｝面集積度を低くして、０．０１％以上１５％以下にすることで、打ち抜き加工時に、切断面にバリが発生しない、従来にない加工性に優れた鋼板を提供できることを見いだした。
本発明者らは、αＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９５％以下、および、αＦｅ相の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下の一方または両方である“Ａｌ含有量６．５ｍａｓｓ％以上１０ｍａｓｓ％以下の高Ａｌ含有鋼板”を、特開２００６−１４４１１６号公報で開示した。
上記鋼板の製造方法は、Ａｌを３．５ｍａｓｓ％以上６．５ｍａｓｓ％以下含有する鋼板の少なくとも片面に、Ａｌ合金を付着させ、冷間で加工歪みを付与し、次いで、Ａｌを拡散させる熱処理を施すことを特徴とする。
本発明者らは、その後、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板において、｛２２２｝面集積度をさらに高める技術の開発に、鋭意取り組み、各種実験を行ってきた。
その結果、特定結晶面を集積させる方法に関し、本発明者らは、Ａｌ含有量が３．５ｍａｓｓ％未満の母材鋼板を使用し、母材鋼板のＣｒ含有量を１２ｍａｓｓ％以下にし、Ａｌのみならず、他の金属からなる第二層を鋼板に付着させ、その後、熱処理を施し、鋼板を再結晶させることにより、｛２２２｝面集積度を高めることができることを見いだした。
このことは、特開２００６−１４４１１６号公報で開示した知見、「冷間圧延の際、鋼板中に形成される特別な転位組織が、効果的に形成され、熱処理により、転位組織から、｛２２２｝面集合組織を発達させる再結晶核が効率よく発生する」ことに基づくことである。
即ち、本発明によれば、鋼板の成分系が、再結晶後のＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満となる成分系であっても、上記再結晶核の発生頻度が高くなる傾向にあり、結果として、より高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板を得ることができるということである。
なお、本発明において、母材鋼板中のＣｒ含有量は、１０ｍａｓｓ％未満が好ましく、このＣｒ含有量の下で、｛２２２｝面集積度を、より容易に高めることができる。
Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の母材鋼板を使用する場合には、鋼板表面に第二層を付着させて、冷間圧延を施し、次いで、第二層を除去し、その後の熱処理で、高い｛２２２｝面集積度を得ることができる。
この現象も、基本的には、上記の再結晶核発生メカニズムに基いて発現すると考えられる。
以下に、本発明の詳細について、さらに説明する。
本発明鋼板は、常温では、αＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方で構成されていて、Ａｌ含有量は６．５ｍａｓｓ％未満である。
Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％以上になると、高い｛２２２｝面集合組織を、容易に得ることができないばかりでなく、引張り破断伸びが低下して、高い｛２２２｝面集積度を有していても、十分な加工性を得ることができない。
即ち、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％以上の鋼板では、｛２２２｝面集積度を、どのように高くしても、また、｛２００｝面集積度を、どのように低くしても、打ち抜き加工の際に、切断面にバリが生じてしまう。したがって、本発明鋼板では、Ａｌ含有量を、６．５ｍａｓｓ％未満とした。
本発明鋼板のＡｌ含有量は、０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ａｌが０．００１ｍａｓｓ％以上であると、製造時の歩留が向上する。さらに好ましくは、０．１１ｍａｓｓ％以上である。Ａｌが０．１１ｍａｓｓ％以上であると、｛２２２｝面集積度がより高くなり、その結果、より高い加工性を得ることができる。
本発明者らは、Ａｌ含有量が３．５ｍａｓｓ％未満の母材鋼板の少なくとも片側に、第二層を付着させ、その後、熱処理を施して、鋼板を再結晶させることにより、鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度を極めて高くすることができることを見いだした。
本発明の、高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板（本発明鋼板）は、深絞り成型、打ち抜き加工等の加工性に優れている。
母材鋼板のＡｌ含有量が３．５ｍａｓｓ％未満であるので、第二層にＡｌが含まれていても、製造過程において、鋼板に収縮等の変形が生じ難い。母材鋼板のＡｌ含有量は、０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ａｌが０．００１ｍａｓｓ％以上であると、母材鋼板の製造歩留が向上する。
本発明鋼板は、αＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方で構成されている。
αＦｅ相は、構造が体心立方のＦｅ結晶相であり、γＦｅ相は、構造が面心立方のＦｅ結晶相である。Ｆｅ結晶相は、他の原子が、Ｆｅを一部置換したり、Ｆｅ原子間に侵入したりしたものを含んでいる。
本発明鋼板は、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満であって、αＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、αＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下の一方または両方であることを特徴とする。
上記面集積度が、本発明の範囲内にあると、絞り加工性の評価値である平均ｒ値（ランクフォード値）が２．５以上となり、さらに、打ち抜き加工の際に、切断面にバリが発生しないという優れた加工性を得ることができる。
面集積度の測定は、ＭｏＫα線によるＸ線回折で行った。αＦｅ相の｛２２２｝面集積度、および、αＦｅ相の｛２００｝面集積度は、以下のように求めた。
試料表面に対して平行な、Ｆｅのα結晶１１面：｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、および、｛４４２｝の積分強度を測定し、その測定値のそれぞれを、ランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２００｝強度または｛２２２｝強度との比率を、百分率で求めた。
例えば、｛２２２｝強度との比率は、以下の式（１）で表される。
｛２２２｝面集積度
＝［｛ｉ（２２２）／Ｉ（２２２）｝／｛Σｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００                                …（１）
ただし、記号は、以下のとおりである。
ｉ（ｈｋｌ）：測定した試料における｛ｈｋｌ｝面の実測積分強度
Ｉ（ｈｋｌ）：ランダム方位をもつ試料における｛ｈｋｌ｝面の理論積分強度
Σ：α−Ｆｅ結晶１１面についての和
同様に、γＦｅ相の｛２２２｝面集積度、および、γＦｅ相の｛２００｝面集積度は、以下のように求めた。
試料表面に対して平行な、Ｆｅのγ結晶６面：｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝、｛３３１｝、および、｛４２０｝の積分強度を測定し、その測定値のそれぞれを、ランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２００｝強度、または、｛２２２｝強度との比率を、百分率で求めた。
例えば、｛２２２｝強度との比率は、以下の式（２）で表される。
｛２２２｝面集積度
＝［｛ｉ（１１１）／Ｉ（１１１）｝／｛Σｉ（ｈｋｌ）／Ｉ（ｈｋｌ）｝］×１００                                …（２）
ただし、記号は、以下のとおりである。
ｉ（ｈｋｌ）：測定した試料における｛ｈｋｌ｝面の実測積分強度
Ｉ（ｈｋｌ）：ランダム方位をもつ試料における｛ｈｋｌ｝面の理論積分強度
Σ：γ−Ｆｅ結晶６面についての和
αＦｅ結晶粒については、別途、ＥＢＳＰ（後方散乱電子回折像［Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ、ＥＢＳＰ］法によっても、その｛２２２｝面集積度を求めることができる。
ＥＢＰＳ法で測定できる結晶面の総面積に対する｛２２２｝の面積率が、｛２２２｝集積度となる。したがって、ＥＢＳＰ法によっても、本発明鋼板においては、｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下である。
本発明においては、全ての分析手法で得られる値が、本発明で規定する範囲を満足する必要はなく、１つの分析手法で得られる値が、本発明の範囲を満足すれば、本発明の効果が得られる。
また、ＥＢＰＳ法においては、鋼板面に対して、｛２２２｝面のずれが生じるが、ずれは、３０°以内であることが好ましい。
｛２２２｝面のずれを、Ｌ断面で観察し、｛２２２｝面のずれが３０°以下の結晶粒の面積割合が、８０〜９９．９％であることが好ましい。
さらに、Ｌ断面における｛２２２｝面のずれが０〜１０°の結晶粒の面積割合が、４０〜９８％であることが、より好ましい。
平均ｒ値は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５４で求める平均塑性ひずみ比を意味し、以下の式で、算出する値である。
平均ｒ値＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４              …（３）
ここで、ｒ０、ｒ４５、および、ｒ９０は、試験片を、板面の圧延方向に対し、それぞれ、０°、４５°、および、９０°の方向にて採取して測定した塑性ひずみ比である。
なお、ランダム方位を持つ試料の積分強度は、試料を用意して実測して求めてもよい。
本発明鋼板においては、（ｉ）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および／または、（ｉｉ）鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下である。
｛２２２｝面集積度が６０％未満で、かつ、｛２００｝面集積度が１５％超であると、絞り、曲げ、圧延加工時に、割れや破断が生じ易くなり、また、打ち抜き加工時に、切断面にバリが発生する。
｛２２２｝面集積度が９９％超で、かつ、｛２００｝面集積度が０．０１％未満であると、本発明の効果が飽和し、また、製造も難しくなる。
したがって、本発明鋼板の集合組織については、上記のように規定した。
なお、鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度は、６０％以上９５％以下が好ましい。｛２２２｝面集積度が、上記範囲にあると、製造が、より容易になり、歩留が向上する。
鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度は、０．０１％以上１０％以下が好ましい。｛２００｝面集積度が上記範囲にあると、打ち抜き加工の際に、切断面にバリが発生しない。
本発明鋼板を製造する一つの方法は、Ａｌ含有量が６．５％未満の母材鋼板の少なくとも片面に、第二層を付着させる工程、第二層が付着した鋼板に冷間圧延を施す工程、冷間圧延後の鋼板から第二層を除去する工程、および、第二相を除去した鋼板に熱処理を施して鋼板を再結晶させる工程、から構成される。
高い｛２２２｝面集積度を得るためには、母材鋼板に、第二層を付着させた状態で、冷間圧延を施すことが必須である。
この際、第二層が、少なくとも、母材鋼板の片面に付着していなければ、高い｛２２２｝面集積度を得ることはできない。第二層を、鋼板の両面に付着させて、冷間圧延を施すと、本発明の効果を、より高めることができる。
熱処理を施して、鋼板を再結晶させる際、第二層は、必ずしも付着している必要はない。鋼板に付着している第二層を、熱処理前に除去してもよい。
例えば、熱処理時に、第二層を構成する元素が、鋼板中に拡散して、機械特性等に悪影響を及ぼすような場合、熱処理前に第二層を除去すると、｛２２２｝面集積度の向上効果のみを得ることができる。
表面の少なくとも片側に第二層が付着している鋼板であって、鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下の一方または両方である鋼板は、本発明鋼板に含まれる。
｛２２２｝面集積度が６０％未満で、かつ、｛２００｝面集積度が１５％超であると、絞り、曲げ、圧延加工時に割れや破断が生じ易くなり、また、打ち抜き加工時に、切断面にバリが発生する。
｛２２２｝面集積度が９９％超で、かつ、｛２００｝面集積度が０．０１％未満であると、本発明の効果は飽和し、また、製造も難しくなる。
ここで、鋼板に、前記第二層が付着していると、鋼板の内部酸化や腐食等を防止することができ、鋼板を、より高機能化することができる。
この鋼板を製造する方法は、Ａｌ含有量が３．５ｍａｓｓ％未満の母材鋼板の少なくとも片面に第二層を付着させる工程、第二層を付着させた状態で、冷間圧延を施す工程、および、鋼板に熱処理を施して鋼板を再結晶させる工程を含む。
より高い｛２２２｝面集積度を得るためには、母材鋼板に第二層を付着させた状態で、冷間圧延を施すことが好ましい。
その後の工程において、熱処理を施して鋼板を再結晶させる際、表面の少なくとも片面に第二層が付着していても、本発明の効果を得ることができる。第二層が、母材鋼板の両面に付着していると、本発明の効果は、さらに高くなる。
第二層と鋼板が一部で合金化して、かつ、鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下の一方または両方である鋼板も、本発明鋼板に含まれる。
｛２２２｝面集積度が６０％未満で、かつ、｛２００｝面集積度が１５％超であると、絞り、曲げ、圧延加工時に、割れや破断が生じ易くなり、また、打ち抜き加工時に、切断面にバリが発生する。
｛２２２｝面集積度が９９％超で、かつ｛２００｝面集積度が０．０１％未満であると、本発明の効果が飽和し、また、製造も難しくなる。
鋼板表面に第二層が付着し、第二層の一部が鋼板と合金化していると、鋼板の内部酸化や腐食等を防止することができるとともに、第二層の剥離を防止することができ、鋼板を、より高機能化することができる。
より高い｛２２２｝面集積度を得るために、母材鋼板に、第二層を、少なくとも片面に付着させた状態で、冷間圧延を施す工程を加えるのが好ましい。第二層が母材鋼板の両面に付着していると、本発明の効果は、さらに高くなる。
その後の工程において、熱処理を施して、鋼板を再結晶させる必要がある。その際、片面または両面に付着している第二層の一部が、母材鋼板と合金化して、より高い｛２２２｝面集積度を得ることができる。
ここで、第二層と鋼板が一部で合金化するという意味は、例えば、第二層と鋼板の境界付近において、相互拡散により、部分的に合金化しているということである。
上記第二層と鋼板が合金化しており、鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下、および、鋼板面に対するαＦｅ相およびγＦｅ相の一方または両方の｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下の一方または両方である鋼板も、本発明鋼板に含まれる。
｛２２２｝面集積度が６０％未満で、かつ、｛２００｝面集積度が１５％超であると、絞り、曲げ、圧延加工時に、割れや破断が生じ易くなり、また、打ち抜き加工時に、切断面にバリが発生する。
｛２２２｝面集積度が９９％超で、かつ、｛２００｝面集積度が０．０１％未満であると、本発明の効果が飽和し、また、製造も難しくなる。
上記第二層が鋼板面に付着し、第二層が鋼板と合金化していると、第二層を構成する元素に応じて、鋼板の機械的性質、または、機能性が向上する。例えば、第二層を構成する元素がＡｌの場合、鋼板の高温耐酸化性や耐腐食性が向上する。
より高い｛２２２｝面集積度を得るために、母材鋼板に、第二層を付着させた状態で、冷間圧延を施し、その後、鋼板に熱処理を施して再結晶させることが好ましい。
冷間圧延時には、第二層が、少なくとも母材鋼板の片面に、望ましくは、両面に付着している状態が必須である。その後、熱処理工程を経て、第二層が、鋼板と完全に合金化して、より高い｛２２２｝面集積度を得ることができる。
第二層を有する本発明鋼板において、第二層は、金属であることが望ましい。
望ましい第二層を構成する元素は、Ｆｅ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのなかの少なくとも１つ以上の元素である。
以上の元素は、Ｆｅとの合金化元素であるという共通の特徴を持っている。特に好ましくは、αＦｅに固溶し、α相を安定化させる傾向のあるＡｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｐ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、および、Ｚｎのなかの少なくとも１つ以上の元素である。
そして、更に好ましくは、αＦｅに固溶し、よりα相を安定化させる傾向のあるＡｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、および、Ｚｎのなかの少なくとも１つ以上の元素である。
例えば、第二層として、Ａｌ合金、Ｚｎ合金、および、Ｓｎ合金等を選択することができる。
また、本発明鋼板の製造方法において、母材鋼板の表面に施す第二層についても、上記と同様に、金属であることが望ましい。
望ましい第二層を構成する元素は、Ｆｅ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのなかの少なくとも１つ以上の元素である。
以上の元素は、Ｆｅとの合金化元素であるという共通の特徴を持っている。特に好ましくは、αＦｅに固溶し、α相を安定化させる傾向のあるＡｌ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｐ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、および、Ｚｎのなかの少なくとも１つ以上の元素である。
そして、更に好ましくは、αＦｅに固溶し、よりα相を安定化させる傾向のあるＡｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、および、Ｚｎのなかの少なくとも１つ以上の元素である。
例えば、第二層として、Ａｌ合金、Ｚｎ合金、および、Ｓｎ合金等を選択することができる。
ここで、第二層にＡｌが含有されている場合、母材鋼板の望ましいＡｌ含有量は、３．５ｍａｓｓ％未満である。母材鋼板のＡｌ濃度が３．５ｍａｓｓ％以上で、第二層としてＡｌ合金を付着させたままで熱処理を施すと、熱処理中に収縮を起こして、寸法精度が著しく低下する。
したがって、本発明鋼板において、第二層がＡｌを含有する場合には、母材鋼板のＡｌ含有量は、３．５ｍａｓｓ％未満とする。
第二層がＡｌを含有しない場合には、母材鋼板のＡｌ含有量は、６．５ｍａｓｓ％未満とする。
製造工程が、少なくとも片面に、第二層として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｈｆ、Ｈｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、および、Ｚｒのなかの１つ以上の元素を付着させる工程を含む場合、母材鋼板のＡｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％以上であると、得られる鋼板の引張り破断伸びが低下し、高い｛２２２｝面集積度を有していても、十分な加工性が得られなくなり、打ち抜き加工時に、切断面にバリが発生する。
したがって、第二層がＡｌを含有しない場合における母材鋼板のＡｌ含有量は、６．５ｍａｓｓ％未満とする。
なお、第二層がＡｌを含有していても、熱処理前に第二層を除去すれば、収縮は起こらない。したがって、熱処理前に第二層を除去する場合、母材鋼板のＡｌ含有量は、６．５ｍａｓｓ％未満が望ましい。
この製造方法のうち、第二層を除去する工程を省略して、作業効率を上げる方法も、本発明に含まれる。
また、熱処理を施して、第二層の一部または全部を合金化して、高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板を製造する方法も、本発明に含まれる。
本発明において、鋼板と第二層の合金化領域は、次のように定義する。
第二層において最も含有量の多い元素をＡとして、Ｆｅ含有量が、合金化前の第二層のＦｅ含有量より０．５ｍａｓｓ％高く、かつ、Ａ含有量が、合金化前の母材鋼板のＡ含有量よりも０．１ｍａｓｓ％高い領域を、合金化領域と定義する。
そして、合金化の割合は、合金化領域が、全体の領域に占める比率である。本発明鋼板においては、上記定義に従う合金化領域を形成することにより、より優れた加工性を得ることができる。
さらに、Ｆｅ含有量、および／または、Ａ含有量が多くなり、金属間化合物等が形成されると、より高い本発明の効果を得ることができる。
なお、合金化割合は、例えば、ＥＰＭＡ等を用いて、Ｌ断面で、Ｆｅと元素Ａの含有量分布を分析して、合金化領域を特定し、その面積を求め、特定領域面積の全体面積に対する比率を求めることができる。
本発明鋼板の厚さは、５μｍ以上５ｍｍ以下が好ましい。これは、第二層を含めた厚さである。鋼板の厚さが５μｍ未満であると、製造歩留が低下して、実用に適さない。
鋼板の厚さが５ｍｍを超えると、｛２２２｝面集積度が、本発明の範囲に入らないことがある。したがって、鋼板の厚さは、５μｍ以上５ｍｍ以下が好ましい。
鋼板の厚さは、１００μｍ以上３ｍｍ以下が、さらに好ましい。鋼板の厚さが３ｍｍ以下になると、打ち抜き加工の際、切断面におけるバリの発生を抑制する効果が、より顕著になる。
鋼板の厚さが１００μｍ以上であると、｛２２２｝面集積度を、より高く制御し易くなり、同様に、上記バリの発生抑制効果が、より顕著になる。
本発明鋼板の厚さにおいて、第二層の厚さは、０．０１μｍ以上５００μｍ以下が望ましい。鋼板と第二層が一部合金化している場合、合金化している部分の厚さは、第二層の厚さに含める。両面に第二層が付着している場合には、両面の厚さの合計である。
第二層は、製造時には、｛２２２｝面集積度を高める機能を有する一方、製造後に除去せずに、鋼板の防錆保護皮膜として用いることができる。
第二層の厚さが５００μｍ超であると、剥離する可能性が高まるので、５００μｍ以下が望ましい。第二層の厚さが０．０１μｍ未満であると、皮膜が破れ易くなり、防錆保護効果が低減する。
したがって、第二層の厚さは、０．０１μｍ以上が好ましい。鋼板の厚さ全体が合金化している場合も好ましく、この場合は、第二層が消滅したと考える。
本発明鋼板の製造方法において、母材鋼板の厚さは、１０μｍ以上１０ｍｍ以下である。母材鋼板の厚さが１０μｍ未満であると、冷間圧延以降の工程において、製造歩留が低下して、実用に適さないことがある。
母材鋼板の厚さが１０ｍｍ超であると、｛２２２｝面集積度が、本発明の範囲に入らなくなる可能性がある。
したがって、母材鋼板の厚さは、１０μｍ以上１０ｍｍ以下が好ましい。
母材鋼板の厚さは、１３０μｍ超７ｍｍ以下が、さらに好ましい。この厚さ範囲において、｛２２２｝面集積度の効率的かつ十分な増加を見込むことができ、打ち抜き加工時に、バリの発生をより抑制できる鋼板を製造することが容易になる。
冷間圧延前に、母材鋼板に付着させる第二層の厚さは、０．０５μｍ以上１０００μｍ以下が好ましい。鋼板と第二層が合金化している場合、合金化している部分の厚さは、第二層の厚さに含める。両面に第二層が付着している場合は、両面の厚さの合計である。
第二層の厚さが０．０５μｍ未満であると、｛２２２｝面集積度が低くなり、本発明の範囲に入らなくなる可能性があるので、０．０５μｍ以上が好ましい。
第二層の厚さが１０００μｍ超の場合も、｛２２２｝面集積度が低くなり、本発明の範囲に入らなくなる可能性があるので、１０００μｍ以下が好ましい。
さらに優れた本発明の効果を発現させるために、第二層を付着させる前の母材鋼板に、予備熱処理を施すことが好ましい。
この予備熱処理は、母材鋼板の製造過程で蓄積された転位を再配列させるもので、そのためには、再結晶を起こさせることが望ましいが、必ずしも、再結晶を起こさせる必要はない。
予備熱処理温度は、７００℃以上１１００℃以下が好ましい。予備熱処理温度が７００℃未満であると、より優れた本発明の効果を得るための転位構造の変化が起こり難いので、予備熱処理温度は７００℃以上とする。
予備熱処理温度が１１００℃超であると、鋼板表面に好ましくない酸化皮膜が形成され、その後の第二層の付着、および、冷間圧延に悪影響を及ぼすので、予備熱処理温度は１１００℃以下とする。
予備熱処理の雰囲気は、真空、不活性ガス雰囲気、水素雰囲気、弱酸化性雰囲気のいずれでもよい。どの雰囲気においても、本発明の効果を得ることができるが、予備熱処理後の第二層の付着、および、冷間圧延に悪影響を及ぼす酸化膜を、鋼板表面に形成しない条件の雰囲気が求められる。
予備熱処理時間は、特別に限定する必要はないが、鋼板の製造性等を考慮すると、数秒から数時間以内が適切である。
第二層の鋼板への付着は、溶融めっき法、電気めっき法、ドライプロセス法、クラッド法等によって実施できる。いずれの方法を用いても、本発明の効果を得ることができる。また、付着させる第二層に、所望の合金元素を添加し、同時に、合金化することも可能である。
冷間圧延は、鋼板に第二層を付着させたままで実施し、圧下率は、３０％以上９５％以下である。
圧下率が３０％未満であると、熱処理後に得られる鋼板の｛２２２｝面集積度が低く、本発明の範囲に達しないことがある。圧下率が９５％超であると、面集積度の増加が飽和し、製造コストが増加する。したがって、圧下率は、３０％以上９５％以下とする。
熱処理前に第二層を除去する場合、除去法として、研磨等による機械的な除去法や、強酸や強アルカリ水溶液溶解による化学的な除去法を適用することができる。
例えば、Ａｌめっき鋼板の場合、鋼板を、苛性ソーダ水に浸漬して、めっき成分のみを除去する。その結果、熱処理工程において、Ａｌ成分の影響を排除することができる。
鋼板を再結晶させる熱処理は、真空雰囲気、Ａｒ雰囲気、Ｈ２雰囲気等の非酸化性雰囲気で行うことができる。この際、熱処理温度は、６００℃以上１０００℃以下で、かつ、熱処理時間は３０秒以上が好ましい。
熱処理温度が６００℃以上であると、｛２２２｝面集積度は、より高くなり、容易に、本発明の範囲に達する。熱処理温度が１０００℃以下で、熱処理時間が３０秒未満であると、同じく、｛２２２｝面集積度は、より高くなり、容易に、本発明の範囲に達する。
したがって、熱処理温度は、６００℃以上１０００℃以下であり、かつ、熱処理時間は、３０秒以上が好ましい。
熱処理温度が１０００℃超であると、熱処理時間の制限はなく、高い｛２２２｝面集積度を得ることができる。特に、１０００℃超であると、３０秒未満の熱処理時間であっても、｛２２２｝面集積度を、容易に増加することができる。
なお、熱処理温度は、１３００℃以下が、より好ましい。熱処理温度が１３００℃以下であると、鋼板の平坦性等の板形状が、より優れたものとなる。
熱処理時の昇温速度は、１℃／分以上１０００℃／分以下が好ましい。昇温速度が１０００℃／分以下であると、より高い｛２２２｝面集積度を、容易に得ることができる。昇温速度が１℃／分以上であると、生産性が格段に向上する。
したがって、昇温速度は、１℃／分以上１０００℃／分以下が好ましい。
第二層を付着した状態で行う熱処理は、鋼板を再結晶させることに加えて、第二層に含まれている元素を、鋼中へ拡散させることを目的とする。
第二層に含まれている元素が、鋼中に拡散すると、より｛２２２｝面集積度が向上し、かつ、高温耐酸化性や機械的特性が向上するので、本発明鋼板の製造方法においては、第二層に含まれている元素の拡散を、積極的に利用する。
母材鋼板は、前述したＡｌ含有量の下で、Ｃｒ含有量を１２ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、１０ｍａｓｓ％未満がさらに好ましい。
また、母材鋼板は、Ｃ含有量が２．０ｍａｓｓ％以下の鋼板であり、不純物として、微量のＭｎ、Ｐ、および、Ｓ等を含むものである。例えば、炭素鋼は、本発明の母材鋼板に含まれる。さらに、Ｃの他、ＮｉやＣｒなどの合金元素を含有する合金鋼も、本発明の母材鋼板に含まれる。
母材鋼板が含有し得る合金元素は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎ、および、Ｏ等である。
【実施例】
【０００５】
以下、実施例により、本発明を、さらに詳しく説明する。
（実施例１）
母材鋼板のＡｌ含有量を変更して、製造性と、｛２２２｝面集積度について調べた。
母材鋼板は、５種類の異なるＡｌ含有量の成分系で製造した。Ａｌ含有量は、ｍａｓｓ％で、３．０％（成分Ａ）、３．４％（成分Ｅ）、４．０％（成分Ｂ）、６．０％（成分Ｃ）、７．５％（成分Ｄ）であり、その他は、Ｃ：０．００８％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：０．４％、Ｃｒ：２０．０％、Ｚｒ：０．０８％、Ｌａ：０．０８％、残部鉄および不可避的不純物を含む成分系とした。
これらの成分系において、真空溶解でインゴットを溶製し、インゴットに熱間圧延を施し、３．０ｍｍ厚への薄肉化を試みた。
成分Ａ、Ｂ、Ｃ、および、Ｅの場合は、容易に、３．０ｍｍ厚の鋼板に熱間圧延することができたが、成分Ｄの場合は、鋼板が、熱間圧延中、頻繁に破断し、熱間圧延を続けることができなかった。
このように、母材鋼板のＡｌ含有量が、本発明の範囲を超えて６．５％以上であると、製造が困難となる。それ故、成分Ｄの鋼板を製造することは断念し、引き続き、成分Ａ、Ｂ、Ｃ、および、Ｅの鋼板を、０．４ｍｍ厚まで冷間圧延した。
成分Ａ、Ｂ、Ｃ、および、Ｅの鋼板の常温での主相は、αＦｅ相であった。Ｘ線回折で、母材鋼板のαＦｅ相の集合組織を測定し、前述と同様に、面集積度を算出した。
｛２２２｝面集積度は、成分Ａで３２％、成分Ｂで３１％、成分Ｃで３１％、成分Ｅで３０％であり、｛２００｝面集積度は、成分Ａで１６％、成分Ｂで１５％、成分Ｃで１６％、成分Ｅで１６％であることを確認した。
各鋼板には、第二層を形成する前に、８００℃×１０ｓｅｃの熱処理を、水素雰囲気中で施した。その後、溶融めっき法を用いて、母材鋼板の表面に、Ａｌ合金を付着させた。
めっき浴の組成は、ｍａｓｓ％で、９０％Ａｌ−１０％Ｓｉであり、Ａｌ合金の付着は、鋼板の両面に行った。
付着量は、鋼板全体で、Ａｌ含有量が、ｍａｓｓ％で、３．５％（成分Ａ）、４．５％（成分Ｂ）、６．４％（成分Ｃ）、６．４％（成分Ｅ）になるように制御した。
第二層にＡｌ合金を付着させたまま、それぞれの鋼板に、７０％の圧下率で、冷間圧延を施した。引き続き、真空中で、１０００℃×１２０ｍｉｎの条件で熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
この時、成分ＢおよびＣの鋼板は、熱処理中に収縮を起こして、寸法精度が著しく低下した。
第二層にＡｌが含有されている場合、母材鋼板のＡｌ含有量が、本発明の範囲外の３．５％以上であると、熱処理中に収縮が起こり、実用に供することが困難になることを確認した。
一方、母材鋼板のＡｌ含有量が、本発明の範囲内の３．５％未満であると、収縮が起こらず、実用に供することができる。
Ａｌ含有量が３．５％以上の母材鋼板に、Ａｌを含有しない第二層を付着させて、同様な熱処理を施した。この場合、熱処理中に、収縮は起こらなかった。
成分ＡおよびＥの鋼板を母材鋼板とした場合、得られた鋼板の｛２２２｝面集積度は、それぞれ、８２％および８３％であり、｛２００｝面集積度は、それぞれ、０．５％および０．８％であり、両集積度とも、本発明の範囲に入っていた。
さらに、これらの鋼板について、平均ｒ値を測定し、平均ｒ値が２．５以上の高いレベルにあることを確認した。これらの鋼板は、優れた絞り加工性を有するものである。
このように、本発明の製造方法で製造した鋼板は、鋼板表面に対して平行なαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上、または、鋼板表面に対して平行な｛２００｝面集積度が１５％以下の本発明の範囲に入っていることを確認した。
（実施例２）
第二層としてＡｌ合金を用いて、高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板を製造した結果を示す。
母材鋼板の成分は、ｍａｓｓ％で、Ａｌ：１．５％、Ｃ：０．００８％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：０．２％、Ｃｒ：１８％、Ｔｉ：０．１％、残部鉄および不可避的不純物を含む成分系である。
母材鋼板は、真空溶解法でインゴットを溶製し、インゴットに熱間圧延を施し、３．８ｍｍ厚の鋼板にし、次いで、冷間圧延で０．８ｍｍ厚とした鋼板である。
母材鋼板の常温での主相は、αＦｅ相であった。Ｘ線回折で、母材鋼板のαＦｅ相の集合組織を測定し、｛２２２｝面集積度が３６％、｛２００｝面集積度が２０％であることを確認した。
一部の母材鋼板には、めっき前に、８００℃×１０ｓｅｃの熱処理を、水素雰囲気中で施した。母材鋼板の表面に、溶融めっき法を用いて、Ａｌ合金を付着させた。
めっき浴の組成は、ｍａｓｓ％で、９０％Ａｌ−１０％Ｓｉであり、Ａｌ合金の付着は、鋼板の両面に行った。付着させたＡｌ合金の厚さは、鋼板面内で均一になるように制御した。
Ａｌ合金を付着させた鋼板に冷間圧延を施した。その後、非酸化雰囲気中で熱処理を施した。熱処理前に、必要に応じて、表面に付着したＡｌ合金を除去した。
Ａｌ合金の除去は、鋼板を、加熱した苛性ソーダ１０％水溶液に浸漬して、Ａｌ合金を、溶液中に溶解させて行った。
比較例として、Ａｌ合金を付着させた後に、冷間圧延を施さない場合についても検討した。
【表１】
2008062901.tif 000002
表１に、各種条件で製造した鋼板の合金化割合、αＦｅ相の｛２２２｝面集積度、αＦｅ相の｛２００｝面集積度、および、Ａｌ含有量を示した。面集積度は、Ｘ線回折を用いて測定し、前述した計算処理法で算出した。
鋼板の合金化割合は、次のように求めた。Ｌ断面において、Ｌ方向１ｍｍ×全厚さの視野で、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｐｒｏｂｅ  Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｉｓ）法を用いて、Ｆｅ含有量の面分布と、Ａｌ含有量の面分布を測定した。
そして、Ｆｅ≧０．５ｍａｓｓ％で、かつ、Ａｌ≧１．６ｍａｓｓ％となる領域を合金化領域として、その面積を求め、合金化面積とした。合金化割合は、合金化面積を、Ｌ方向１ｍｍ×全厚さの面積で除して算出した。
Ｎｏ．１の比較例１では、Ａｌ合金の付着量を、鋼板全体のＡｌ含有量が３．２％となるように、めっき厚さを調整して制御した。めっき後の冷間圧延を経ることなく、Ａｌ合金を除去し、さらに、９５０℃×１０ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
その結果、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、本発明の範囲から外れていた。得られた鋼板中のＡｌ含有量は、Ａｌ合金を除去しているので、母材鋼板と同じ、１．５％であった。
Ｎｏ．２の比較例２では、第二層として、Ａｌ合金を付着させる工程を省略した。５０％の圧下率で、母材鋼板に冷間圧延を施し、その後、９５０℃×１０ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
この場合も、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、本発明の範囲から外れていた。
Ｎｏ．３の発明例では、Ａｌ合金の付着量を、鋼板全体の３．２％となるように、めっき厚さを調整して制御した。めっき後に、鋼板に、５０％の圧下率で、冷間圧延を施し、次いで、Ａｌ合金を除去し、さらに、９５０℃×０．１ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
その結果、｛２２２｝面集積度は、本発明の範囲から外れていたが、｛２００｝面集積度は、本発明の範囲に入っていた。得られた鋼板中のＡｌ含有量は、Ａｌ合金を除去しているので、母材と同じ１．５％であった。
Ｎｏ．４および５の発明例１および２では、鋼板に、８００℃で熱処理を施し、その後、Ａｌ含有量が、鋼板全体で３．２％となるように、鋼板表面に、Ａｌ合金を付着させた。その後、鋼板に、５０％の圧下率で、冷間圧延を施して薄肉化した。
Ａｌ合金を除去した後、Ｎｏ．４では、９５０℃×１ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施し、また、Ｎｏ．５では、９５０℃×１０ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施し、それぞれの鋼板を再結晶させた。
その結果、Ｎｏ．４および５の発明例１および２とも、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲内に制御されていて、Ａｌ含有量も、本発明の範囲に入っていることを確認した。得られた鋼板中のＡｌ含有量は、Ａｌ合金を除去しているので、母材鋼板と同じ１．５％であった。
Ｎｏ．６の発明例３は、Ｎｏ．５の発明例から、Ａｌ合金を付着させる前の熱処理を省略したものであるが、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲内に制御されていて、Ａｌ含有量も、本発明の範囲内に入っていることを確認した。
得られた鋼板中のＡｌ含有量は、Ａｌ合金を除去しているので、母材鋼板と同じ１．５％であった。
Ｎｏ．７および８の発明例４および５では、Ａｌ合金を付着させる前に、鋼板に、８００℃で熱処理を施し、引き続き、Ａｌ合金を付着させた。
Ｎｏ．７のＡｌ合金付着量は、鋼板全体で、Ａｌ含有量が３．２％となるように制御した。Ｎｏ．８のＡｌ合金付着量は、同じく、鋼板全体で、Ａｌ含有量が６．０％となるように制御した。その後、両鋼板に、５０％の圧下率で、冷間圧延を施して薄肉化した。
Ａｌ合金の除去を省略し、鋼板表面の圧延油を除去した後に、１０００℃×１２０ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。この熱処理によって、鋼板表面に付着させたＡｌ合金は、完全に鋼板と合金化した。
得られた｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲内に制御されていて、Ａｌ含有量も、本発明の範囲に入っていることを確認した。
Ｎｏ．９の比較例４では、Ｎｏ．７および８の発明例に比べ、第二層の付着量を多くした。Ａｌ合金付着量は、鋼板全体でＡｌ含有量が７．５％となるように制御した。
その他の工程は、Ｎｏ．７及び８の発明例と同じであり、熱処理により、鋼板表面に付着させたＡｌ合金は、完全に鋼板と合金化した。
その結果、鋼板のＡｌ含有量は７．５％となり、本発明の範囲を超えてしまった。この鋼板の｛２２２｝面集積度は、かなり向上したが、本発明の範囲には達しなかった。
引張り試験を行った結果、破断伸びは、１０％以下であり、靭性が低いことが解った。このことから、Ｎｏ．９の鋼板は、実用に適さないことが解った。
Ｎｏ．１０の比較例５では、Ａｌ含有量が、鋼板全体で３．２％となるように、鋼板表面に、Ａｌ合金を付着させた。Ａｌ合金を付着させた後の冷間圧延を省略した。Ａｌ合金を付着させた後、鋼板に、１０５０℃×０．１７ｍｉｎの条件で熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
その結果、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲から外れた。
Ｎｏ．１１および１２の発明例６および７では、Ａｌ合金を付着させる前に、鋼板に、８００℃で熱処理を施し、Ａｌ含有量が鋼板全体で３．２％となるように、鋼板表面にＡｌ合金を付着させた。
その後、Ｎｏ．１１の発明例６では、５０％の圧下率で、鋼板に冷間圧延を施して薄肉化した。Ｎｏ．１２の発明例７では、７５％の圧下率で、鋼板に冷間圧延を施して薄肉化した。
Ａｌ合金の除去を省略して、１０５０℃×０．１７ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
その結果、いずれの鋼板においても、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲内に制御されていて、Ａｌ含有量も、本発明の範囲内に入っていることを確認した。
上記鋼板に対して、耐バリ性の試験を行った。１０．０ｍｍφのポンチと、１０．３ｍｍφのダイスを用いて、打ち抜き加工を行って、打ち抜き穴周辺のバリ高さを、ポイントマイクロメータで測定した。
その結果、バリの高さが、比較例では、２３〜６５μｍの高いレベルにあったが、発明例では、４〜９μｍの極めて低いレベルにあることを確認した。
以上の実施例の鋼板について、平均ｒ値を測定したところ、発明例の鋼板では、平均ｒ値が２．５以上の高いレベルにあることを確認したたが、比較例の鋼板では、平均ｒ値が２．５未満、または、測定不可との結果となった。
したがって、発明例の鋼板は、優れた絞り加工性を有するものである。また、発明例の鋼板については、エリクセン試験を行い、押し出し表面を観察し、プレス加工性にも優れていること確認した。
このように、本発明の製造方法で製造した鋼板は、鋼板表面に対して平行なαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上、または、鋼板表面に対して平行なαＦｅ相の｛２００｝面集積度が１５％以下の本発明の範囲に入っていることを確認した。
その結果、本発明の製造方法で製造した鋼板においては、優れた耐バリ性と、絞り加工性が両立していることを確認した。
（実施例３）
付着物（第二層）としてＺｎ合金を用いて、高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板を製造した結果を示す。
母材鋼板は、真空溶解法により、ｍａｓｓ％で、Ａｌ含有量を０．０１％、その他、Ｃ：０．００５％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：０．５％、Ｔｉ：０．０５％、残部鉄および不可避的不純物を含む成分系のインゴットを溶製し、熱間圧延で３．２ｍｍ厚にし、次いで、冷間圧延により１．８ｍｍ厚まで圧延した鋼板である。
母材鋼板の常温での主相は、αＦｅ相であった。Ｘ線回折で、母材鋼板のαＦｅ相の集合組織を測定し、｛２２２｝の面集積度が２８％、｛２００｝の面集積度が１９％であることを確認した。
一部の母材鋼板には、めっき前に、７７０℃×５ｓｅｃの熱処理を、水素雰囲気中で施した。
母材鋼板の表面に、電気めっき法を用いて、Ｚｎ合金を付着させた。めっき浴は、硫酸系酸性溶液を用い、付着させためっきは、ｍａｓｓ％で、９４％Ｚｎ−６％Ｎｉの合金である。付着させたＺｎ合金の厚さは、鋼板面内で均一になるように制御した。
Ｚｎ合金を付着させた鋼板に、冷間圧延を施し、その後、非酸化雰囲気中で、熱処理を施した。熱処理前に、必要に応じて、鋼板表面に付着したＺｎ合金を除去した。Ｚｎ合金の除去は、鋼板を、加熱した塩酸１０％水溶液に浸漬し、Ｚｎ合金を、溶液中に溶解させて行った。
比較例として、Ａｌ合金を付着させた後に、冷間圧延を施さない場合についても検討した。
【表２】
2008062901.tif 000003
表２に、各種条件で製造した鋼板の合金化割合、αＦｅ相の｛２２２｝面集積度、αＦｅ相の｛２００｝面集積度、および、Ａｌ含有量を示した。なお、面集積度は、Ｘ線回折で測定し、前述した計算処理法で算出した。
鋼板の合金化割合は、次のように求めた。Ｌ断面において、Ｌ方向１ｍｍ×全厚さの視野で、ＥＰＭＡ法を用いて、Ｆｅ含有量の面分布と、Ｚｎ含有量の面分布を測定した。
そして、Ｆｅ≧０．５ｍａｓｓ％で、かつ、Ｚｎ≧０．１ｍａｓｓ％となる領域を合金化領域として、その面積を求め、合金化面積とした。合金化割合は、合金化面積を、Ｌ方向１ｍｍ×全厚さの面積で除して算出した。
なお、ＥＢＳＰ法によって、別途、鋼板面に対する｛２２２｝面のずれが０〜３０°の結晶粒、および、鋼板面に対する｛２２２｝面のずれが０〜１０°の結晶粒について、Ｌ断面で観察して得た面積割合を記載した。
また、上記鋼板について、耐バリ性の試験を行った。３０．０ｍｍφのポンチと、３０．６ｍｍφのダイスを用いて、打ち抜き加工を行い、打ち抜き穴周辺のバリ高さを、ポイントマイクロメータで測定した。
Ｎｏ．１３の比較例６では、鋼板表面に、厚さ０．８μｍのＺｎ合金を付着させた。冷間圧延を省略して、Ｚｎ合金を除去し、その後、１０５０℃×０．１ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
その結果、この鋼板の｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲から外れていた。
Ｎｏ．１４の比較例７では、Ｚｎ合金の付着を省略し、鋼板に、７０％の圧下率で、冷間圧延を施した。その後、１０５０℃×０．１ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。この場合も、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲から外れていた。
Ｎｏ．１５の発明例８では、７７０℃で熱処理を施した後に、鋼板表面に、厚さ０．８μｍのＺｎ合金を付着させた。その後、鋼板に、７０％の圧下率で、冷間圧延を施して薄肉化した。さらに、Ｚｎ合金を除去した後に、１０５０℃×０．１ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
その結果、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、本発明の範囲内に制御されていて、Ａｌ含有量も、本発明の範囲に入っていることを確認した。
Ｎｏ．１６の発明例９では、Ｎｏ．１５の発明例から、Ｚｎ合金を付着させる前の熱処理を省略したが、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲内に制御されていて、Ａｌ含有量も、本発明の範囲に入っていることを確認した。
Ｎｏ．１７および１８の発明例１０および１１では、Ｚｎ合金を付着させる前に、７７０℃で熱処理を施し、引き続き、Ｚｎ合金を付着させた。
Ｎｏ．１７では、鋼板表面に、厚さ０．８μｍのＺｎ合金を付着させた。Ｎｏ．１８では、鋼板表面に、厚さ０．４μｍのＺｎ合金を付着させた。その後、両鋼板に、７０％の圧下率で、冷間圧延を施して薄肉化した。
Ｚｎ合金の除去を省略し、鋼板表面の圧延油を除去した後、１０５０℃×０．１ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。この熱処理により、鋼板表面に付着させたＺｎ合金は、一部が、鋼板と合金化した。
合金化の割合は、Ｎｏ．１７で３０％、Ｎｏ．１８で６０％であった。得られた｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲内に制御されていて、Ａｌ含有量も、本発明の範囲に入っていることを確認した。
Ｎｏ．１９の比較例８では、鋼板表面に、厚さ０．８μｍのＺｎ合金を付着させた。Ｚｎ合金を付着させた後の冷間圧延を省略した。Ｚｎ合金を付着させた後、７５０℃×１０ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
その結果、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲から外れていた。
Ｎｏ．２０および２１の発明例１２および１３では、Ｚｎ合金を付着させる前に、鋼板に、７７０℃で熱処理を施し、引き続き、鋼板表面に、厚さ０．８μｍのＺｎ合金を付着させた。
その後、Ｎｏ．２０では、３０％の圧下率で、鋼板に冷間圧延を施して薄肉化した。Ｎｏ．２１では、８７％の圧下率で、鋼板に冷間圧延を施して薄肉化した。
Ａｌ合金の除去を省略して、７５０℃×１０ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
その結果、いずれの鋼板においても、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲内に制御されていて、Ａｌ含有量も、本発明の範囲に入っていることを確認することができた。
比較例の鋼板では、バリ高さが、８２〜９２μｍの高いレベルにあったが、発明例の鋼板では、７〜９μｍの極めて低いレベルであることを確認した。
以上の実施例の鋼板について、平均ｒ値を測定したところ、発明例の鋼板では、平均ｒ値が２．５以上の高いレベルにあることを確認したが、比較例の鋼板では、２．５未満との結果であった。
これらの結果から、本発明の製造方法で製造した鋼板においては、優れた耐バリ性と、絞り加工性が両立していることを確認した。
また、本発明の製造方法で製造した鋼板について、エリクセン試験で、押し出し表面を観察して、プレス加工性にも優れていることを確認した。
このように、本発明の製造方法で製造した鋼板は、鋼板表面に対して平行なαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上、または、鋼板表面に対して平行なαＦｅ相の｛２００｝面集積度が１５％以下の本発明の範囲に入っていることを確認した。
（実施例４）
付着物（第二層）としてＣｕを用いて、高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板を製造した結果を示す。
母材鋼板の成分は、ｍａｓｓ％で、Ａｌ：０．０１５％、Ｃ：０．１５％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：１．５％、Ｍｏ：０．５％、残部鉄および不可避的不純物を含む成分系である。
母材鋼板として、真空溶解法により、インゴットを溶製し、インゴットに熱間圧延を施して、厚さ１５ｍｍ、１０ｍｍ、および、３．８ｍｍとした鋼板を用いた。
また、３．８ｍｍの鋼板に、冷間圧延を施し、厚さ２．０ｍｍ、１．０ｍｍ、０．１ｍｍ、０．０１ｍｍ、および、０．００５ｍｍとした冷延板も、母材鋼板として用いた。
母材鋼板の常温での主相は、αＦｅ相であった。Ｘ線回折で、母材鋼板のαＦｅ相の集合組織を測定し、｛２２２｝の面集積度が３６〜４０％、｛２００｝の面集積度が１７〜２２％であることを確認した。
母材鋼板には、Ｃｕを付着させる前に、８５０℃×１０ｓｅｃの熱処理を、水素雰囲気中で施した。その後、母材鋼板の両面に、異なる厚さのＣｕを付着させた。Ｃｕの付着は、クラッド法、電気めっき法、または、スパッタ法を用いて行った。
Ｃｕの厚さの変更は、クラッド法では、張り合わせるＣｕ板の厚さを変えることで行い、めっき法では、通電電流と浸漬時間を変えることで行い、また、スパッタ法では、スパッタ時間を変えることで行った。めっき浴には、硫酸系溶液を用いた。
Ｃｕを付着させた鋼板に、冷間圧延を施し、その後、非酸化雰囲気中で、鋼板に、熱処理を施した。
【表３】
2008062901.tif 000004
表３に、各種条件で製造した鋼板のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度、および、αＦｅ相の｛２００｝面集積度を示した。なお、面集積度は、Ｘ線回折で測定し、前述した計算処理法で算出した。
Ｎｏ．２２〜２７の発明例１４〜１９では、厚さ２．０ｍｍの母材鋼板に、クラッド法、電気めっき法、または、スパッタ法を用いて、表３に示すように、本発明の範囲内の厚さで、Ｃｕを付着させた。
Ｃｕを付着させたまま、鋼板に、圧下率６０％で、冷間圧延を施した。次に、第二層の除去を省略して、１０２０℃×０．３ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
いずれの鋼板においても、｛２２２｝面集積度は、本発明の範囲に入っていたが、第二層を付着させた際の第二層の厚さが１０００μｍ超のＮｏ．２２と、第二層の厚さが０．０５μｍ未満のＮｏ．２７では、｛２２２｝面集積度が、やや低下し、｛２２２｝面集積度は、１５％を超えていた。
Ｎｏ．２２の発明例１４では、製造後の第二層の厚さが５００μｍ超であり、やや剥離しやすい状態であった。Ｎｏ．２７の発明例１９では、製造後の第二層の厚さが０．０１μｍ未満であり、皮膜が破れ易く、防錆の点で、やや問題のある状態であった。
Ｎｏ．２８〜３３の発明例２０〜２５では、厚さ０．００５〜１５ｍｍの母材鋼板に、電気めっき法で、２μｍのＣｕを付着させた。次に、Ｃｕを付着させたまま、鋼板に、圧下率５０％で、冷間圧延を施した。第二層の除去を省略して、９００℃×６０ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
いずれの鋼板においても、｛２２２｝面集積度は、本発明の範囲に入っていたが、付着させた際の母材鋼板の厚さが１０ｍｍ超のＮ０．２８と、母材鋼板の厚さが１０μｍ未満のＮｏ．３３では、｛２２２｝面集積度が、やや低下し、さらに、｛２２２｝面集積度は、１５％を超えていた。
以上の発明例の鋼板について、平均ｒ値を測定したところ、発明例の鋼板は、平均ｒ値が２．５以上の高いレベルにあることを確認した。したがって、発明例の鋼板は、優れた絞り加工性を有するものである。
このように、本発明の製造方法で製造した鋼板は、鋼板表面に対して平行なαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上、または、鋼板表面に対して平行なαＦｅ相の｛２００｝面集積度が１５％以下の本発明の範囲に入っていることを確認した。
（実施例５）
付着物（第二層）としてＣｒを用いて、高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板を製造した結果を示す。
母材鋼板の成分は、ｍａｓｓ％で、Ａｌ：０．０２％、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：０．４％、Ｃｒ：１３．１％、Ｎｉ：１１．２％、残部鉄および不可避的不純物を含む成分系である。
母材鋼板は、真空溶解法で、インゴットを溶製し、その後、インゴットに、熱間圧延を施して、３．０ｍｍ厚にし、さらに、冷間圧延で、０．８ｍｍ厚まで圧延した鋼板である。
母材鋼板の常温での主相は、γＦｅ相であった。Ｘ線回折で、母材鋼板のγＦｅ相の集合組織を測定し、前述と同様に、面集積度を算出した。｛２２２｝の面集積度が２４％、｛２００｝の面集積度が２１％であることを確認した。
一部の母材鋼板には、Ｃｒめっきの前に、９５０℃×１０ｓｅｃの熱処理を、水素雰囲気中で施した。
母材鋼板の表面に、電気めっき法を用いて、Ｃｒを付着させた。めっき浴は、硫酸クロム溶液を用いた。付着させたＣｒの厚さは０．６μｍであり、鋼板面内で均一になるように制御した。
Ｃｒを付着させた鋼板に、冷間圧延を施し、その後、非酸化雰囲気中で、鋼板に熱処理を施した。熱処理前に、必要に応じて、鋼板表面に付着したＣｒを除去した。Ｃｒの除去は、機械的研磨によって行った。
【表４】
2008062901.tif 000005
表４に、各種条件で製造した鋼板の合金化割合、γＦｅ相の｛２２２｝面集積度、γＦｅ相の｛２００｝面集積度、および、Ａｌ含有量を示した。なお、面集積度は、Ｘ線回折で測定し、上記計算処理で算出した。
鋼板の合金化割合は、次のように求めた。Ｌ断面において、Ｌ方向１ｍｍ×全厚さの視野で、ＥＰＭＡ法を用いて、Ｆｅ含有量の面分布と、Ｃｒ含有量の面分布を測定した。
そして、Ｆｅ≧０．５ｍａｓｓ％で、かつ、Ｃｒ≧１３．２ｍａｓｓ％の領域を合金化領域として、その面積を求め、合金化面積とした。合金化割合は、合金化面積を、Ｌ方向１ｍｍ×全厚さの面積で除して算出した。
Ｎｏ．３４の比較例９では、鋼板表面に、厚さ０．６μｍのＣｒを付着させた。冷間圧延を省略して、Ｃｒを除去し、その後、１０５０℃×０．２ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
その結果、この鋼板の｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲から外れていた。
Ｎｏ．３５の比較例１０では、Ｃｒの付着を省略し、付着物なしで、鋼板に、７５％の圧下率で、冷間圧延を施した。その後、１０５０℃×０．２ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
この場合も、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲から外れていた。
Ｎｏ．３６の発明例２６では、９５０℃で熱処理を施した後に、鋼板表面に、厚さ０．６μｍのＣｒを付着させた。その後、鋼板に、７５％の圧下率で、冷間圧延を施して薄肉化した。
さらに、Ｃｒを除去した後に、１０５０℃×０．２ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
その結果、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲内に制御されていて、Ａｌ含有量も、本発明の範囲に入っていることを確認した。
また、引張り試験により、発明例２６の鋼板については、高い靭性を有することを確認した。
Ｎｏ．３７の発明例２７では、Ｎｏ．３６の発明例から、Ｃｒを付着させる前の熱処理を省略したが、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲内に制御されていて、Ａｌ含有量も、本発明の範囲に入っていることを確認した。
Ｎｏ．３８の比較例１１では、Ｃｒを付着させる前に、鋼板に９５０℃で熱処理を施し、引き続き、Ｃｒを付着させ、そのまま、７５％の圧下率で、冷間圧延を施して薄肉化した。
Ｃｒの除去を省略し、鋼板表面の圧延油を除去した後、４００℃×０．２ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施した。この時、鋼板を再結晶させなかった。
その結果、得られた｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲に入らなかった。
Ｎｏ．３９〜４１の発明例２８〜３０では、Ｃｒを付着させる前に、鋼板に９５０℃で熱処理を施し、引き続き、Ｃｒを付着させた。いずれも、７５％の圧下率で、鋼板に冷間圧延を施して薄肉化した。
Ｃｒの除去を省略し、鋼板表面の圧延油を除去した後、Ｎｏ．３９では、１０５０℃×０．２ｍｉｎの条件で、Ｎｏ．４０では、１１００℃×０．２ｍｉｎの条件で、また、Ｎｏ．４１では、１１５０℃×０．２ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
付着させたＣｒは、一部が、鋼板と合金化した。合金化の割合は、Ｎｏ．３９で１０％、Ｎｏ．４０で３０％、Ｎｏ．４１で６０％であった。
得られた｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲内に制御されていて、Ａｌ含有量も、本発明の範囲に入っていることを確認した。
以上の実施例の鋼板について、平均ｒ値を測定したところ、発明例の鋼板では、平均ｒ値が２．５以上の高いレベルにあることを確認したが、比較例の鋼板では、２．５未満との結果であった。
その結果、発明例の鋼板は、優れた絞り加工性を有することが解った。
このように、本発明の製造方法で製造した鋼板は、鋼板表面に対して平行なγＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上、または、鋼板表面に対して平行なγＦｅ相の｛２００｝面集積度が１５％以下の本発明の範囲内に入っていることを確認した。
（実施例６）
第二層としてＡｌ合金を用い、第二層目の厚さを変えて、高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板を製造した結果を示す。
母材鋼板の成分は、ｍａｓｓ％で、Ａｌ：０．０３９％、Ｃ：０．００１９％、Ｓｉ：０．０１１％、Ｍｎ：０．１３％、Ｎ：０．００２％、Ｔｉ：０．０６１％、Ｃｒ：０．００２％以下、残部鉄および不可避的不純物を含む成分系である。
母材鋼板は、真空溶解法でインゴットを溶製した後、インゴットに、熱間圧延を施して製造した厚さ３．０ｍｍの鋼板である。なお、酸洗により、鋼板表面のスケールを除去した。
母材鋼板の常温での主相は、αＦｅであった。Ｘ線回折で、母材鋼板のαＦｅ相の集合組織を測定し、前述と同様に面集積度を算出した。その結果、｛２２２｝の面集積度が１９％、｛２００｝の面集積度が１７％であることを確認した。
この母材鋼板に、めっき前に、７８０℃×１０ｓｅｃの熱処理を、水素雰囲気中で施した。母材鋼板の表面に、溶融めっき法で、Ａｌ合金を付着させた。めっき浴の組成は、ｍａｓｓ％で、９０％Ａｌ−１０％Ｓｉであり、鋼板の両面に付着させた。
めっき付着量の制御は、めっきが凝固する前に、ワイピングノズルで、窒素を鋼板表面に吹き付けて、不要なめっきを吹き飛ばして行った。
Ａｌ合金を付着させた鋼板に、冷間圧延を施して、０．８ｍｍまで薄肉化した。その後、この鋼板に、非酸化雰囲気中で熱処理を施して、鋼板を再結晶させるとともに、Ａｌ拡散を進行させた。
【表５】
2008062901.tif 000006
表５に、各種製造条件と、製造した鋼板の合金化割合、αＦｅ相の｛２２２｝面集積度、αＦｅ相の｛２００｝面集積度、および、Ａｌ含有量を示した。各面集積度は、Ｘ線回折で測定し、上記計算処理で算出した。
鋼板の合金化割合は、次のように求めた。Ｌ断面において、Ｌ方向１ｍｍ×全厚さの視野で、ＥＰＭＡ法を用いて、Ｆｅ含有量の面分布と、Ａｌ含有量の面分布を測定した。
そして、Ｆｅ≧０．５ｍａｓｓ％で、かつ、Ａｌ≧０．１３９ｍａｓｓ％の領域を合金化領域として、その面積を求め、合金化面積とした。合金化割合は、合金化面積を、Ｌ方向１ｍｍ×全厚さの面積で除して算出した。
なお、ＥＢＳＰ法によって、別途、鋼板面に対する｛２２２｝面のずれが０〜３０°の結晶粒、および、鋼板面に対する｛２２２｝面のずれが０〜１０°の結晶粒について、Ｌ断面で観察して求めた面積割合を記載した。
耐バリ性の試験は、１０．０ｍｍφのポンチと、１０．３ｍｍφのダイスを用いて打ち抜き加工を行い、打ち抜き穴周辺のバリ高さを、ポイントマイクロメータで測定して行った。
Ｎｏ．４２〜４４の比較例１２〜１４では、Ａｌ合金を付着させる工程を省略し、付着物なしで、鋼板に、７３％の圧下率で、冷間圧延を施した。その後、７００〜１０１０℃の条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
この場合、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲から外れている。バリ高さは、５１〜５７μｍで大きな値を示した。
Ｎｏ．４５〜４７の発明例３１〜３３では、表裏合計で、５μｍ厚のＡｌ合金を付着させた。そして、厚さ０．８ｍｍまで、冷間圧延を施し、その後、７００〜１０１０℃の条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
この場合、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲に入っていた。バリの高さは、１２〜１４μｍで、比較例に比べて、著しく減少している。
Ｎｏ．４８〜５７の発明例３４〜４０では、表裏合計で、１０〜４０μｍのＡｌ合金を付着させた。そして、０．８ｍｍまで、冷間圧延を施し、その後、７００〜１０１０℃の条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。この時、昇温速度を変化させた。
いずれの場合も、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲に入っていた。バリの高さは、５〜８μｍで、著しく小さな値を示した。
以上の実施例の鋼板について、平均ｒ値を測定したところ、発明例の鋼板では、平均ｒ値が２．５以上の高いレベルにあることを確認したが、比較例の鋼板では、２．５未満との結果であった。
その結果、発明例の鋼板は、優れた絞り加工性を有することが解った。
また、エリクセン試験を行い、押し出し表面を観察し、発明例の鋼板は、プレス加工性にも優れていることを確認した。
このように、本発明の製造方法で製造した鋼板は、鋼板表面に対して平行なαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上、または、鋼板表面に対して平行なαＦｅ相の｛２００｝面集積度が１５％以下の本発明の範囲内に入っていて、優れた耐バリ性と絞り加工性が両立していることを確認した。
（実施例７）
母材鋼板のＣｒ含有量を変更して、製造性と｛２２２｝面集積度について調べた結果を示す。
母材鋼板は、４種類の異なるＣｒ含有量の成分系で製造した。Ｃｒ含有量は、ｍａｓｓ％で、１３．０％（成分Ｆ）、１１．９％（成分Ｇ）、６．０％（成分Ｈ）、および、０．００２％以下（検出限界以下）（成分Ｉ）であり、その他は、Ｃ：０．０８３％、Ｓｉ：０．１１％、Ｍｎ：０．２３％、Ａｌ：０．００２％、Ｎ：０．００３、残部鉄および不可避的不純物を含む成分系とした。
これらの成分系で、真空溶解によって、インゴットを溶製し、インゴットに熱間圧延を施し、３．５ｍｍ厚へ薄肉化した。引き続き、４種類の鋼板を、１．３ｍｍ厚まで冷間圧延した。
成分Ｆ、Ｇ、Ｈ、および、Ｉの鋼板の常温での主相は、αＦｅ相であった。Ｘ線回折で、母材鋼板のαＦｅ相の集合組織を測定し、前述と同様にして、面集積度を算出した。
｛２２２｝の面集積度は、成分Ｆで８％、成分Ｇで９％、成分Ｈで９％、成分Ｉで８％であり、｛２００｝の面集積度は、成分Ｆで２８％、成分Ｇで３０％、成分Ｈで３１％、成分Ｉで２９％であることを確認した。
電気めっき法を用いて、母材鋼板の表面に、第二層として、Ｓｎを付着させた。めっき浴は、硫酸酸性溶液であり、片面当たりの目付け量が１ｇ／ｍ２となるように制御し、両面に、めっきした。電気めっきの前に、予備熱処理は施さなかった。
第二層にＳｎを付着させたままで、それぞれの鋼板に、４０％の圧下率で、冷間圧延を施し、厚さ０．７８ｍｍの鋼板とした。比較のために、成分Ｆ、Ｇ、Ｈ、および、ＩのＳｎを付着させていない鋼板にも、４０％の圧下率で冷間圧延を施した。
引き続き、真空中で、昇温速度１００℃／分、１１００℃×６０ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。この時、いずれの鋼板においても、鋼板表面のＳｎは、鋼中に拡散して全て合金化した。
比較のために、Ｓｎを付着させていない鋼板にも、同様な熱処理を施した。
得られた８種類の鋼板の｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度を測定した。Ｓｎを付着させた鋼板の｛２２２｝面積集積度は、成分Ｆで６５％、成分Ｇで７５％、成分Ｈで７９％、成分Ｉで８５％であり、｛２００｝面集積度は、成分Ｆで１２％、成分Ｇで４％、成分Ｈで２．５％、成分Ｉで１．４であった。
いずれも、面集積度は、本発明の範囲内に含まれていたが、含有するＣｒが、ｍａｓｓ％で、１２．０％を下回ると、特に高い｛２２２｝面集積度を得ることができることが解った。
一方、Ｓｎを付着させていない鋼板の｛２２２｝面集積度は、成分Ｆで２１％、成分Ｇで１２％、成分Ｈで１１％、成分Ｉで１２であり、｛２００｝面集積度は、成分Ｆで１６％、成分Ｇで１７％、成分Ｈで１６％、成分Ｉで１６％であった。
耐バリ性の評価は、１０．０ｍｍφのポンチと、１０．３ｍｍφのダイスを用いて打ち抜き加工を行い、打ち抜き穴周辺のバリ高さを、ポイントマイクロメータで測定して行った。
Ｓｎを付着させた鋼板のバリ高さは、成分Ｆで９μｍ、成分Ｇで７μｍ、成分Ｈで６μｍ、成分Ｉで５μｍであり、いずれの鋼板も、優れた特性を有することを確認した。
Ｓｎを付着させなかった鋼板のバリ高さは、成分Ｆで４６μｍ、成分Ｇで５２μｍ、成分Ｈで６３μｍ、成分Ｉで６８μｍであり、いずれの鋼板においても、大きなバリが発生することを確認した。
さらに、これら鋼板について、平均ｒ値を測定したところ、Ｓｎを付着させた鋼板の平均ｒ値は、２．５以上の高いレベルにあることを確認した。Ｓｎを付着させなかった鋼板の平均ｒ値は、１．１程度であった。
このことから、Ｓｎを付着させた鋼板が、優れた絞り加工性を有することが解った。また、エリクセン試験を行い、押し出し表面を観察した結果、Ｓｎを付着させた鋼板は、プレス加工性にも優れていることを確認した。
このように、本発明の製造方法で製造した鋼板は、鋼板表面に対して平行なαＦｅの｛２２２｝面集積度が６０％以上、または、鋼板表面に対して平行な｛２００｝面集積度が１５％以下の本発明の範囲内に入っていることを確認した。
（実施例８）
母材鋼板のＡｌ含有量を変更して、製造性と｛２２２｝面集積度について調べた結果を示す。
母材鋼板は、４種類の異なるＡｌ含有量の成分系で製造した。Ａｌ含有量は、ｍａｓｓ％で、７．５％（成分Ｊ）、６．４％（成分Ｋ）、３．４％（成分Ｌ）、および、０．００２％以下（ＩＣＰ検出限界以下）（成分Ｍ）であり、その他は、Ｃ：０．０８３％、Ｓｉ：０．１１％、Ｍｎ：０．２３％、Ｃｒ：０．００２％以下（ＩＣＰ分析検出限界以下）、Ｎ：０．００３、残部鉄および不可避的不純物を含む成分系とした。
これらの成分系で、真空溶解によって、インゴットを溶製し、インゴットに熱間圧延を施し、２．８ｍｍ厚へ薄肉化することを試みた。
成分Ｋ、Ｌ、および、Ｍのインゴットは、容易に、鋼板まで熱間圧延することができたが、成分Ｊのインゴットは、熱間圧延中、頻繁に破断して、熱間圧延を続けることができなかった。
このように、母材鋼板のＡｌ含有量が本発明の範囲を超える６．５％以上であると、製造が困難であり、成分Ｊの鋼板を製造することは断念した。引き続き、成分Ｋ、Ｌ、および、Ｍの鋼板を、１．６ｍｍ厚まで冷間圧延した。
成分Ｋ、Ｌ、および、Ｍの鋼板の常温での主相は、αＦｅ相であった。Ｘ線回折で、母材のαＦｅ相の集合組織を測定し、前述と同様にして、面集積度を算出した。｛２２２｝の面集積度は、成分Ｋで１１％、成分Ｌで１２％、成分Ｍで１２％であり、｛２００｝の面集積度は、成分Ｋで８％、成分Ｌで７％、成分Ｍで８％であることを確認した。
この母材鋼板には、第二層を形成する前に、７５０℃×１０ｓｅｃの熱処理を、水素雰囲気中で施した。その後、溶融めっき法を用いて、母材鋼板の表面に、Ｚｎ合金を付着させた。
めっき浴の組成は、９５％Ｚｎ−５％Ｆｅであり、Ｚｎ合金の付着は、鋼板の両面に行った。付着量は、表裏合計で、８０ｇ／ｍ２となるようにし、表裏の付着量が、できるだけ均等になるようにした。
第二層にＺｎ合金を付着させたままで、それぞれの鋼板に、５０％の圧下率で、冷間圧延を施し、厚さ０．８０ｍｍの鋼板を得た。
比較のために、成分Ｋ、Ｌ、および、Ｍの、Ｚｎ合金を付着していない鋼板にも、５０％の圧下率で、冷間圧延を施し、厚さを０．８０ｍｍにした。
引き続き、真空中で、昇温速度１０℃／分、１１００℃×６０ｍｉｎの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。この時、いずれの鋼板においても、鋼板表面のＺｎ合金は、鋼中に拡散して、全て合金化した。
比較のために、Ｚｎ合金を付着させていない鋼板にも、同様な熱処理を施した。
得られた８種類の鋼板の｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度を測定した。Ｚｎ合金を付着させた鋼板の｛２２２｝面集積度は、成分Ｋで７８％、成分Ｌで８５％、成分Ｍで９０％、成分Ｉで８５であり、｛２００｝面集積度は、成分Ｋで１．４％、成分Ｌで０．６％、成分Ｍで０．４％であった。
いずれの面集積度も、本発明の範囲内に含まれていたが、含有するＡｌが、ｍａｓｓ％で、３．５％を下回っていると、特に高い｛２２２｝面集積度が得られることが解った。
一方、Ｚｎ合金を付着させていない鋼板の｛２２２｝面集積度は、成分Ｋで３６％、成分Ｌで３２％、成分Ｍで２５％であり、｛２００｝面集積度は、成分Ｋで１７％、成分Ｌで１９％、成分Ｍで１６％であった。
耐バリ性の評価は、１０．０ｍｍφのポンチと、１０．３ｍｍφのダイスを用いて打ち抜き加工を行い、打ち抜き穴周辺のバリ高さをポイントマイクロメータで測定して行った。
Ｚｎを付着させた鋼板のバリ高さは、成分Ｋで７μｍ、成分Ｌで５μｍ、成分Ｍで５μｍであり、いずれも、優れた特性を有することを確認することができた。
Ｚｎ合金を付着させなかった鋼板のバリ高さは、成分Ｋで５２μｍ、成分Ｌで５７μｍ、成分Ｍで６５μｍであり、いずれにおいても、大きなバリが発生することを確認した。
さらに、これらの鋼板について、平均ｒ値を測定した。Ｚｎ合金を付着させた鋼板の平均ｒ値は、２．５以上の高いレベルにあることを確認した。Ｚｎ合金を付着させなかった鋼板の平均ｒ値は、１．１程度であった。
このことから、Ｚｎ合金を付着させた鋼板は、優れた絞り加工性を有することが解った。
また、上記鋼板について、エリクセン試験を行い、押し出し表面を観察し、Ｚｎ合金を付着させた鋼板は、プレス加工性にも優れていることを確認した。
このように、本発明の製造方法で製造した鋼板は、鋼板表面に対して平行なαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上、または、鋼板表面に対して平行な｛２００｝面集積度が１５％以下の本発明の範囲内に入っていることを確認した。
（実施例９）
第二層の付着物として、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｗ、および、Ｖ金属を用いて、高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板を製造した結果を示す。
実施例８で使用した成分Ｋ、Ｌ、および、Ｍの厚さ２．８ｍｍの熱延板を、母材鋼板として用いた。成分Ｋ、Ｌ、および、Ｍの鋼板は、０．４ｍｍ厚まで、冷間圧延した。
成分Ｋ、Ｌ、および、Ｍの鋼板の常温での主相は、αＦｅ相であった。Ｘ線回折で、母材鋼板のαＦｅ相の集合組織を測定し、前述と同様にして、面集積度を算出した。
｛２２２｝面集積度は、成分Ｋで１５％、成分Ｌで１７％、成分Ｍで１６％であり、｛２００｝面集積度は、成分Ｋで７％、成分Ｌで６％、成分Ｍで８％であることを確認した。
第二層を付着させるためのスパッタを行う前に、母材鋼板に、６２０℃×６０ｓｅｃの熱処理を、Ａｒ雰囲気中で施した。スパッタ法を用いて、母材鋼板の表面に、第二層として、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｗ、および、Ｖ金属を付着させた。
それぞれ、純度９９．９％以上の金属ターゲット材を用意して、片面当たりの厚さが１μｍとなるように制御し、両面に皮膜を形成した。
各金属からなる第二層を付着させたままで、それぞれの鋼板に、６２．５％の圧下率で冷間圧延を施し、厚さ０．１５ｍｍの鋼板を得た。
比較のために、各金属からなる第二層を付着させていない、成分Ｋ、Ｌ、および、Ｍの鋼板にも、６２．５％の圧下率で、冷間圧延を施し、厚さを０．１５ｍｍとした。
引き続き、真空中で、昇温速度５００℃／分、１１５０℃×１５ｓｅｃの条件で、鋼板に熱処理を施して、鋼板を再結晶させた。
この時、いずれの鋼板においても、鋼板表面の第二層金属は、鋼中に拡散して、全て合金化した。比較のために、第二層金属を付着させていない鋼板にも、同様な熱処理を施した。
【表６】
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表６に、各種製造条件と、製造した鋼板の合金化割合、αＦｅ相の｛２２２｝面集積度、αＦｅ相の｛２００｝面集積度、および、Ａｌ含有量を示した。面集積度は、Ｘ線回折で測定して，前記の計算処理で算出した。
鋼板の合金化割合は、次のように求めた。Ｌ断面において、Ｌ方向０．５ｍｍ×全厚さの視野で、ＥＰＭＡ法を用いて、Ｆｅ含有量の面分布と、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｗ、および、Ｖのうち付着させた金属元素の含有量の面分布を測定した。
そして、Ｆｅ≧０．５ｍａｓｓ％で、かつ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｗ、および、Ｖのうちの付着させた金属元素の含有量≧０．１ｍａｓｓ％の領域を合金化領域として、その面積を求め、合金化面積とした。合金化割合は、合金化面積を、Ｌ方向０．５ｍｍ×全厚さの面積で除して算出した。
なお、ＥＢＳＰ法によって、別途、鋼板面に対する｛２２２｝面のずれが０〜３０°の結晶粒、および、鋼板面に対する｛２２２｝面のずれが０〜１０°の結晶粒について、Ｌ断面の観察に基づいて算出した面積割合を記載した。
また、上記鋼板に対して、耐バリ性の試験を行った。１０．００ｍｍφのポンチと、１０．１５ｍｍφのダイスを用いて打ち抜き加工を行い、打ち抜き穴周辺のバリ高さをポイントマイクロメータで測定した。
Ｎｏ．６０〜６２の比較例１５〜１７は、第二層の金属の付着を省略したものである。この場合、｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲から外れており、バリ高さは、４２〜６３μｍで大きな値を示した。
Ｎｏ．６３〜６５の発明例４３〜４５は、第二層としてＭｏ金属を付着させたものである。｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲に入っており、バリ高さは、８〜９μｍで、比較例に比べて、著しく減少していた。
Ｎｏ．６６〜６８の発明例４６〜４８は、第二層としてＣｒ金属を付着させたものである。｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲に入っており、バリ高さは、７〜８μｍで、比較例に比べて、著しく減少していた。
Ｎｏ．６９〜７１の発明例４９〜５１は、第二層としてＳｉ金属を付着させたものである。｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲に入っており、バリ高さは、７〜８μｍで、比較例に比べて、著しく減少していた。
Ｎｏ．７２〜７４の発明例５２〜５４は、第二層としてＧｅ金属を付着させたものである。｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲に入っており、バリ高さは、８〜９μｍで、比較例に比べて、著しく減少していた。
Ｎｏ．７５〜７７の発明例５５〜５７は、第二層としてＴｉ金属を付着させたものである。｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲に入っており、バリ高さは、７〜８μｍで、比較例に比べて、著しく減少していた。
Ｎｏ．７８〜８０の発明例５８〜６０は、第二層としてＷ金属を付着させたものである。｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲に入っており、バリ高さは、７〜９μｍで、比較例に比べて、著しく減少していた。
Ｎｏ．８１〜８３の発明例６０〜６３は、第二層としてＶ金属を付着させたものである。｛２２２｝面集積度、および、｛２００｝面集積度は、いずれも、本発明の範囲に入っており、バリ高さは、６〜８μｍで、比較例に比べて、著しく減少していた。
以上の実施例の鋼板について、平均ｒ値を測定したところ、発明例の鋼板では、平均ｒ値が、２．５以上の高いレベルにあることを確認することができた。比較例の鋼板では、２．５未満との結果であった。
したがって、発明例の鋼板は、優れた絞り加工性を有することが解った。
このように、本発明の製造方法で製造した鋼板は、鋼板表面に対して平行なαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上、または、鋼板表面に対して平行なαＦｅ相の｛２００｝面集積度が１５％以下の本発明の範囲内に入っており、優れた耐バリ性と絞り加工性が両立していることを確認することができた。
【産業上の利用可能性】
【０００６】
前述したように、本発明鋼板は、打ち抜き加工の際、切断面にバリが発生しないという、従来にない優れた加工性を有するものであるので、従来の形状から特殊形状をも含む様々な形状に容易に加工し得るものである。
それ故、本発明鋼板は、例えば、複雑形状のプレス成型が必要な自動車用部品や家電製品部品などの外板をはじめとする各種構造材料、機能材料等に有用なものである。
また、本発明の製造方法は、Ａｌ含有量が６．５ｍａｓｓ％未満の鋼板においても、｛２２２｝面集積度を高く、および／または、｛２００｝面集積度を低くすることを、容易にかつ効果的に行うことができるものである。
それ故、本発明の製造方法によれば、新設備を作らなくとも、既存設備の工程を入れ替えるだけで、高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板（本発明鋼板）を、容易に、低コストで製造することが可能である。
よって、本発明は、各種構造材料および機能材料を利用する製造産業において利用可能性が高いものである。
【国際調査報告】
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