(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
フェライト系薄鋼板であって、質量％で、
Ｃ：０．００６０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：１．５０％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０００５０〜０．１０％、
Ｎ：０．００４０％以下、
Ｔｉ：０．００１０〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００１０〜０．１０％、及び、
Ｂ：０〜０．００３０％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物であり、さらに、下記式（１）で定義されるＦ１の値が０．７超〜１．２である化学組成を有し、
鋼板表面から板厚の１／１６深さにおいて次の（ａ）及び（ｂ）の少なくとも一方の条件を満たす、フェライト系薄鋼板。
（ａ）前記鋼板表面に平行な｛００１｝面から±１５°以内の結晶方位を持つ結晶の面積分率が０．２５以下である、
（ｂ）前記鋼板表面に平行な｛００１｝面から±１５°以内の結晶方位を持つ結晶の平均結晶粒径が２５μｍ以下である。
Ｆ１＝（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）  ・・・（１）
ここで、各元素記号には、各元素の鋼中における含有量（質量％）が代入される。
【請求項２】
請求項１に記載のフェライト系薄鋼板であって、前記鋼板表面から板厚の１／１６深さにおいて前記（ａ）の条件を満たす、フェライト系薄鋼板。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載のフェライト系薄鋼板であって、前記鋼板表面から板厚の１／１６深さにおいて前記（ａ）及び前記（ｂ）の条件を満たす、フェライト系薄鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷延鋼板に関し、さらに詳しくは、フェライト系薄鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車車体の外板部材として、プレス加工等により加工された冷延鋼板が利用される。自動車車体の外板部材には高い意匠性が要求される。そのため、冷延鋼板には高い成形性が要求される。具体的には、冷延鋼板には、高い深絞り成形性と、高い張り出し成形性とが求められる。
【０００３】
深絞り成形性を向上するには、炭素（Ｃ）及び窒素（Ｎ）を低減することが有効である。炭素（Ｃ）及び窒素（Ｎ）を低減するには、製鋼段階でＣ及びＮを除去する。さらに、チタン（Ｔｉ）及びニオブ（Ｎｂ）を添加して、製鋼段階で除去しきれなったＣ及びＮを炭窒化物として固定する。これにより、固溶状態で残存しているＣ及びＮの量を極力少なくして、深絞り成形性を向上する。この様にして作られた鋼板は、一般に、ＩＦ鋼（ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ  ｆｒｅｅ  ｓｔｅｅｌ）と呼ばれる。
【０００４】
深絞り成形性については、冷延鋼板の結晶組織との関係性が明らかにされている。一般に、フェライト系鋼板のようにｂｃｃ構造をもつ結晶では、鋼板表面に｛１１１｝面が並んだ場合、ランクフォード値（ｒ値）が最も大きくなる。ｒ値は、深絞り性と高い相関を持つ。ｒ値を向上させるためには、｛１１１｝再結晶集合組織を発達させることが必要である。さらに、結晶粒径を細粒化すると、ｒ値の向上に有効であることが知られている。
【０００５】
一方、張り出し成形性は、加工硬化指数（ｎ値）と高い相関を持つことが知られている。
【０００６】
特開平０５−２７９７９７号公報（特許文献１）は、深絞り成形性と張り出し成形性とを兼備した冷延鋼板およびその製造法を提案する。特許文献１に記載の冷延鋼板は、Ｃ≦０．００３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗｔ％、０．０５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．５０ｗｔ％、Ｐ≦０．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．０２ｗｔ％、０．０３ｗｔ％≦Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０１５ｗｔ％、０．０４ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１４ｗｔ％を含有し、且つ、（Ｔｉ＊／〔Ｃ〕）≧７、但し、Ｔｉ＊／〔Ｃ〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕／４〔ｗｔ％Ｃ〕、〔ｗｔ％Ｔｉ＊〕＝〔ｗｔ％Ｔｉ〕−｛（４８／１４）・〔ｗｔ％Ｎ〕＋（４８／３２）・〔ｗｔ％Ｓ〕｝、７≦（〔ｗｔ％Ｔｉ〕／〔ｗｔ％Ｎｂ〕）≦１８を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。これにより、＜１１１＞／／ＮＤ方位の再結晶粒の集積を高め、ｍｅａｎ−ｒ値が２．８以上、ｎ値が０．２６以上となると特許文献１には記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平０５−２７９７９７号公報
【特許文献２】特開２０１３−２１７７３２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上述のとおり、深絞り成形性を向上する方法は種々検討されてきた。しかしながら、張り出し成形性を向上するのに有効な組織については不明であった。そのため、特許文献１に記載された冷延鋼板でも、成形性、特に、張り出し成形性が不十分である場合があった。
【０００９】
本発明の目的は、深絞り成形性及び張り出し成形性に優れたフェライト系薄鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本実施形態によるフェライト系薄鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００６０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０００５０〜０．１０％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｔｉ：０．００１０〜０．１０％、Ｎｂ：０．００１０〜０．１０％、及び、Ｂ：０〜０．００３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、さらに、下記式（１）で定義されるＦ１の値が０．７超〜１．２である化学組成を有する。さらに、鋼板表面から板厚の１／１６深さにおいて次の（ａ）及び（ｂ）の少なくとも一方の条件を満たす。
（ａ）鋼板表面に平行な｛００１｝面から±１５°以内の結晶方位を持つ結晶の面積分率が０．２５以下である。
（ｂ）鋼板表面に平行な｛００１｝面から±１５°以内の結晶方位を持つ結晶の平均結晶粒径が２５μｍ以下である。
Ｆ１＝（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）  ・・・（１）
ここで、各元素記号には、各元素の鋼中における含有量（質量％）が代入される。
【発明の効果】
【００１１】
本実施形態による冷延鋼板は、深絞り成形性及び張り出し成形性に優れる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】図１は、バルジ成形試験を行った後の鋼板の表面を、ＳＥＭを用いて観察した図である。
【図２】図２は、バルジ成形試験を行った後、さらに電解研磨した鋼板の表面を、ＳＥＭを用いて観察した図である。
【図３】図３は、バルジ成形試験後に破断が生じなかった鋼板の表面を、ＥＢＳＤ法によって解析した場合の模式図である。
【図４】図４は、バルジ成形試験後に破断が生じた鋼板の表面を、ＥＢＳＤ法によって解析した場合の模式図である。
【図５】図５は、ＥＢＳＤ法による解析結果から｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径を求める方法を図示した模式図である。
【図６】図６は、鋼板を上部から観察した模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
以下、図面を参照して、本実施形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。
【００１４】
本発明者らは、冷延鋼板の組織について種々検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
【００１５】
（１）ｂｃｃ構造を持つフェライト鋼では、｛００１｝面の方が｛１１１｝面と比較して２軸引張の応力に弱い。そのため、張り出し加工を行うと、鋼板表面と平行な｛００１｝面から±１５°の結晶方位を持つ結晶粒にひずみが集中する。
【００１６】
（２）鋼板表面と平行な｛００１｝面から±１５°の結晶方位を持つ結晶粒に集中したひずみは、鋼板表面の凹凸を発達させる。
【００１７】
（３）鋼板表面に発達した凹凸が連結し、表面性状が悪化する。（いわゆる、くびれや肌荒れが生じる。）表面性状が悪化した箇所は、冷延鋼板が破断する起点となる。
【００１８】
図１は、バルジ成形試験を行った後の冷延鋼板の表面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像である。図２は、バルジ成形試験を行った後、さらに電解研磨した冷延鋼板の表面のＳＥＭ画像である。図１及び図２共に、観察箇所は、バルジ成形試験により山状に隆起した冷延鋼板の頂点部である。図１及び図２を参照して、冷延鋼板に対してバルジ成形試験を行うと、１０〜２０μｍ程度の凹部１及び凹部２が観察された。
【００１９】
すなわち、冷延鋼板に張り出し成形加工を行うと、冷延鋼板のある点に応力が集中する。応力が集中した箇所では、冷延鋼板の表面に凹凸が発達する。冷延鋼板の表面の凹凸は、その後連結して、冷延鋼板のくびれ及び破断の起点となる。
【００２０】
図３及び図４は、バルジ成形試験を行った後の冷延鋼板の表面を、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法により解析した場合の模式図である。図３は、バルジ成形による張り出し高さを４０ｍｍとした場合に、破断が生じなかった冷延鋼板の模式図である。図４は、バルジ成形による張り出し高さを４０ｍｍとした場合に、破断が生じた冷延鋼板の模式図である。図３及び図４中の結晶粒のうち、グレー色の結晶粒３は、冷延鋼板の鋼板表面と平行な｛００１｝面から±１５°以内の結晶方位を有する結晶粒である。以下、この結晶粒を「｛００１｝結晶粒」という。
【００２１】
図３を参照して、破断が生じなかった冷延鋼板の表層では、｛００１｝結晶粒３の面積分率が０．２５以下であった。さらに、｛００１｝結晶粒３の平均結晶粒径が２５μｍ以下であった。
【００２２】
図４を参照して、破断が生じた冷延鋼板の表層では、｛００１｝結晶粒３の面積分率が０．２５より大きかった。さらに、破断が生じた冷延鋼板の表層では、｛００１｝結晶粒３の平均結晶粒径が２５μｍより大きかった。｛００１｝結晶粒３には、張り出し成形加工の際にひずみが集中する。｛００１｝結晶粒３に集中したひずみは、鋼板表面の凹凸を発達させる。｛００１｝結晶粒３の面積分率が高いと、｛００１｝結晶粒３が互いに接する確率が高くなる。そのため、鋼板表面に発達した凹凸が連結し易くなる。｛００１｝結晶粒３の結晶粒径が大きいと、｛００１｝結晶粒３にひずみがより多く蓄積する。そのため、鋼板表面の凹凸が発達し易くなる。
【００２３】
したがって、本発明者らは、｛００１｝結晶粒３の割合を減らすことで、加工中に生じる鋼板表面の凹凸の連結を抑制可能と考えた。凹凸の連結が抑制できれば、凹凸が発生しても、冷延鋼板が破断する起点へと発達することを抑制できる。そのため、深絞り成形性に加え、張り出し成形性の向上が可能となる。
【００２４】
さらに、本発明者らは、｛００１｝結晶粒３の結晶粒径を小さくすることにより、加工中に生じる鋼板表面の凹凸を抑制可能と考えた。鋼板表面の凹凸が低減できれば、冷延鋼板が破断する起点を低減できる。これにより、深絞り成形性に加え、張り出し成形性の向上が可能となる。具体的には、鋼板表面に平行な｛００１｝面から±１５°以内の結晶方位を持つ結晶の平均結晶粒径が２５μｍ以下である場合に、加工中に生じる鋼板表面の凹凸を抑制可能である。
【００２５】
以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるフェライト系薄鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００６０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０００５０〜０．１０％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｔｉ：０．００１０〜０．１０％、Ｎｂ：０．００１０〜０．１０％、及び、Ｂ：０〜０．００３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、さらに、下記式（１）で定義されるＦ１の値が０．７超〜１．２である化学組成を有する。さらに、鋼板表面から板厚の１／１６深さにおいて次の（ａ）及び（ｂ）の少なくとも一方の条件を満たす。
（ａ）鋼板表面に平行な｛００１｝面から±１５°以内の結晶方位を持つ結晶の面積分率が０．２５以下である。
（ｂ）鋼板表面に平行な｛００１｝面から±１５°以内の結晶方位を持つ結晶の平均結晶粒径が２５μｍ以下である。
Ｆ１＝（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）  ・・・（１）
ここで、各元素記号には、各元素の鋼中における含有量（質量％）が代入される。
【００２６】
本実施形態によるフェライト系薄鋼板は、鋼板表面から板厚の１／１６深さにおいて上記（ａ）の条件のみを満たしてもよい。
【００２７】
本実施形態によるフェライト系薄鋼板は、鋼板表面から板厚の１／１６深さにおいて上記（ａ）及び（ｂ）の条件を満たしてもよい。
【００２８】
この場合、深絞り成形性及び張り出し成形性をさらに高めることができる。
【００２９】
以下に、本実施形態による冷延鋼板を得るための好ましい条件について説明する。化学組成について「％」とは、質量％を意味する。
【００３０】
［フェライト系薄鋼板］
本実施形態による冷延鋼板は、フェライト系薄鋼板である。ここで、薄鋼板とは、３ｍｍ以下の厚さを有する冷延鋼板を意味する。
【００３１】
［化学組成］
本実施形態によるフェライト系薄鋼板は、次の元素を含有する。
【００３２】
Ｃ：０．００６０％以下
炭素（Ｃ）は不純物である。一般的なＩＦ鋼においても、Ｃは冷延鋼板の延性及び深絞り成形性を低下させることが知られている。本実施形態においても、Ｃ含有量は少ない程好ましい。したがって、Ｃ含有量は０．００６０％以下である。Ｃ含有量の下限については、精錬コストを考慮して、適宜設定することができる。Ｃ含有量の下限はたとえば、０．０００５０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％である。
【００３３】
Ｓｉ：１．０％以下
シリコン（Ｓｉ）は不純物である。しかしながら、Ｓｉは固溶強化により冷延鋼板の延性の低下を抑制しつつ、強度を上げる。そのため、必要に応じて含有させてもよい。Ｓｉ含有量の下限はたとえば、０．００５％である。冷延鋼板の高強度化を目的とする場合は、Ｓｉ含有量の下限はたとえば、０．１０％である。一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、冷延鋼板の表面性状が悪化する。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５％である。冷延鋼板の強度を必要としない場合、Ｓｉ含有量のより好ましい上限は０．０５％である。
【００３４】
Ｍｎ：１．５０％以下
マンガン（Ｍｎ）は不純物である。しかしながら、Ｍｎは固溶強化により冷延鋼板の強度を高める。さらに、Ｍｎは硫黄（Ｓ）をＭｎＳとして固定する。そのため、ＦｅＳ生成による鋼の赤熱脆性が抑制される。さらに、Ｍｎはオーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させる。これにより、熱延鋼板の結晶粒の微細化が促進される。そのため、必要に応じて含有させてもよい。Ｍｎ含有量の下限はたとえば、０．０５％である。一方、Ｍｎ含有量が多すぎると冷延鋼板の深絞り成形性及び延性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５０％であり、より好ましくは０．２０％である。
【００３５】
Ｐ：０．１００％以下
リン（Ｐ）は、不純物である。しかしながら、Ｐは固溶強化により冷延鋼板のｒ値の低下を抑制しつつ、強度を高める。そのため、必要に応じて含有させてもよい。Ｐ含有量の下限については、精錬コストを考慮して、適宜設定することができる。Ｐ含有量の下限はたとえば、０．００１０％である。一方、Ｐ含有量が多すぎると、冷延鋼板の延性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０６０％である。
【００３６】
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは冷延鋼板の深絞り成形性及び延性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の下限については、精錬コストを考慮して適宜設定することができる。Ｓ含有量の下限はたとえば、０．０００３０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００６％であり、より好ましくは０．００５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
【００３７】
Ａｌ：０．０００５０〜０．１０％
アルミニウム（Ａｌ）は溶鋼を脱酸する。この効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０００５０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ａｌ含有量が多すぎると冷延鋼板の延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０００５０〜０．１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０６０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５である。本明細書においてＡｌ含有量は、いわゆる酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
【００３８】
Ｎ：０．００４０％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは冷延鋼板の延性及び深絞り成形性を低下させる。したがって、Ｎ含有量は０．００４０％以下である。Ｎ含有量の下限については、精錬コストを考慮して適宜設定することができる。Ｎ含有量の下限はたとえば、０．０００３０％である。
【００３９】
Ｔｉ：０．００１０〜０．１０％
チタン（Ｔｉ）は、Ｃ、Ｎ及びＳと結合して炭化物、窒化物及び硫化物を形成する。Ｔｉ含有量がＣ含有量、Ｎ含有量及びＳ含有量に対して過剰であれば、固溶Ｃ及び固溶Ｎが低減する。一般的なＩＦ鋼の場合、後述の式（１）で定義されるＦ１が０．７以下となるように、Ｔｉが含有される。しかしながら、Ｃ、Ｎ及びＳと結合されずに余ったＴｉは、鋼中に固溶する。固溶Ｔｉが増えすぎると、鋼の再結晶温度が上昇するので、焼鈍温度を高くする必要がある。この場合、後述するとおり、焼鈍後に｛００１｝結晶粒が成長し易くなる。さらに、固溶Ｔｉが増えすぎると鋼材が硬質化して加工性の劣化を招く。このため、冷延鋼板の張り出し成形性が低下する。したがって、本実施形態では、鋼の再結晶温度を下げるために、Ｔｉ含有量の上限は０．１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、より好ましくは０．０６％である。
【００４０】
前述の通り、Ｔｉは、炭窒化物を形成することで、深絞り性・延性を向上させる。この効果を得るために、Ｔｉ含有量の下限は０．００１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．０１％である。
【００４１】
Ｎｂ：０．００１０〜０．１０％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉと同様に、Ｃ、Ｎ及びＳと結合して炭化物、窒化物及び硫化物を形成する。Ｎｂ含有量がＣ含有量、Ｎ含有量及びＳ含有量に対して過剰であれば、固溶Ｃ及び固溶Ｎが低減する。しかしながら、Ｃ、Ｎ及びＳと結合されずに余ったＮｂは、鋼中に固溶する。固溶Ｎｂが増えすぎると、焼鈍温度を高くする必要がある。この場合、焼鈍後に｛００１｝結晶粒が成長し易くなる。したがって、本実施形態では、鋼の再結晶温度を下げるために、Ｎｂ含有量の上限は０．１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、より好ましくは０．０３０％である。
【００４２】
前述の通り、Ｎｂは、炭窒化物を形成することで、深絞り性・延性を向上させる。さらに、Ｎｂは、オーステナイトの再結晶を抑制し熱延板の結晶粒を微細化する。この効果を得るために、Ｎｂ含有量の下限は０．００１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１２であり、より好ましくは０．００１４％である。
【００４３】
Ｂ：０〜０．００３０％
ボロン（Ｂ）は任意元素である。固溶Ｎや固溶Ｃを低減させた極低炭素の冷延鋼板は、一般に粒界強度が低い。そのため、深絞り成形及び張り出し成形等の二次加工を行う際、脆化による破断を生ずることがある。Ｂは、粒界強度を高めることにより、二次加工に対する加工性を向上させる。したがって、必要に応じてＢを含有させてもよい。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、ｒ値が低下する。そのため、Ｂを含有させる場合のＢ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、より好ましくは０．００１０％である。なお、粒界強度を高める効果を確実に得るには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
【００４４】
本実施形態によるフェライト系薄鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態によるフェライト系薄鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４５】
［式（１）について］
上記化学組成ではさらに、式（１）で定義されるＦ１が０．７超〜１．２である。
Ｆ１＝（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）  ・・・（１）
ここで、各元素記号には、各元素の鋼中における含有量（質量％）が代入される。
【００４６】
Ｆ１は、深絞り成形性を低下させるＣ、Ｎ及びＳと、Ｔｉ及びＮｂとの関係を示すパラメータ式である。Ｆ１が低い程、Ｔｉ及びＮｂが過剰に含有されている。この場合、Ｔｉ及びＮｂとＣ及びＮとが炭窒化物を形成しやすいので、固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減できる。そのため、深絞り成形性が向上する。一方で、Ｆ１が低すぎれば、具体的にはＦ１が０．７以下であれば、Ｔｉ及びＮｂが大過剰に含有されている。この場合、固溶Ｔｉ及び固溶Ｎｂが増える。固溶Ｔｉ及び固溶Ｎｂが増えすぎると、鋼の再結晶温度が上昇する。そのため、焼鈍温度を高くする必要がある。焼鈍温度が高いと、｛００１｝結晶粒が成長し易い。この場合、冷延鋼板の張り出し成形性が低下する。したがって、Ｆ１の下限は０．７超である。
【００４７】
一方、Ｆ１が高すぎれば、固溶Ｃ及び固溶Ｎが増える。この場合、時効硬化により冷延鋼板の深絞り成形性が低下する。さらに、鋼の再結晶温度が上昇する。そのため、焼鈍温度を高くする必要がある。焼鈍温度が高いと、｛００１｝結晶粒が成長し易い。したがって、Ｆ１は０．７超〜１．２である。Ｆ１の好ましい下限は０．８であり、より好ましくは０．９である。Ｆ１値の好ましい上限は１．１である。
【００４８】
［｛００１｝結晶粒について］
上記フェライト系薄鋼板の鋼板表面から板厚の１／１６深さにおいて、鋼板表面に平行な｛００１｝面から±１５°以内の結晶方位を有する結晶粒（｛００１｝結晶粒）は、次の（ａ）及び（ｂ）のいずれかを満たす。
（ａ）｛００１｝結晶粒の面積分率が０．２５以下である。
（ｂ）｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径が２５μｍ以下である。
【００４９】
上述のとおり、ｂｃｃ構造を有するフェライト鋼の場合、｛００１｝面が最も２軸引張応力に弱い。したがって、成形加工を実施すれば、｛００１｝結晶粒にひずみが集中しやすく、｛００１｝結晶粒にて凹凸が発生しやすい。｛００１｝結晶粒の割合が多い場合、又は、｛００１｝結晶粒の粒径が大きい場合、ひずみが集中しやすく、深絞り成形性及び張り出し成形性が低下する。
【００５０】
上記フェライト薄鋼板が上記（ａ）及び（ｂ）のいずれか一方を満たせば、成形加工によるひずみの集中が抑制される。そのため、深絞り成形性及び張り出し成形性が高まる。
【００５１】
｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径は次の方法で測定される。ＳＥＭを用いて、冷延鋼板の表面を観察し、測定領域を任意に選ぶ。ＥＢＳＤ法を用いて、それぞれの測定領域において、｛００１｝結晶粒を選択する。選択した各｛００１｝結晶粒に２本の試験線を引く。２本の試験線の算術平均を求めることにより、｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径が求まる。具体的には以下のとおりである。図５は、ＥＢＳＤ法による解析結果から平均結晶粒径を求める方法を図示した模式図である。図５を参照して、各｛００１｝結晶粒３の重心を通る試験線５を、全ての｛００１｝結晶粒３において同じ向きとなるように引く。さらに、試験線５と互いに直交するように、各｛００１｝結晶粒３の重心を通る試験線６を引く。２本の試験線５及び６の長さの算術平均を、その結晶粒の結晶粒径とする。任意の測定領域における、全ての｛００１｝結晶粒３の結晶粒径の算術平均を、平均結晶粒径とする。
【００５２】
｛００１｝結晶粒の面積分率は次の方法で測定される。｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径の測定法と同様に、各冷延鋼板の表面をＳＥＭを用いて観察し、任意の測定領域を選ぶ。ＥＢＳＤ法を用いて、｛００１｝結晶粒３を選択する。各視野において、｛００１｝結晶粒３の面積分率を算出することで、｛００１｝結晶粒３の面積分率が求まる。
【００５３】
［製造方法］
以下に、本実施形態によるフェライト系薄鋼板の製造方法の一例を説明する。
【００５４】
上記製造方法の一例は、表面ひずみ付与工程、加熱工程、熱間圧延工程、冷却工程、巻取工程、冷間圧延工程、及び、焼鈍工程を含む。本実施形態によるフェライト系薄鋼板の組織を得るには、熱間圧延工程における最終２パスの圧下率、及び、熱間圧延工程の仕上げ温度が重要である。上記化学組成を有するスラブに対して、熱間圧延工程において合計で５０％以上の圧下をし、さらに、仕上げ温度をＡr3＋３０℃以上とする。これにより、本実施形態によるフェライト系薄鋼板を得ることができる。
【００５５】
［表面ひずみ付与工程］
初めに、フェライト系鋼板を製造する。たとえば、上述の化学組成を有するスラブを製造する。表面ひずみ付与工程では、熱間圧延工程前、又は、粗圧延中のスラブの表層にひずみを付与する。ひずみを付与する方法はたとえば、ショットピーニング加工、切削加工、及び、粗圧延中に異周速圧延を行う等がある。熱間圧延前にひずみを付与することにより、熱間圧延後の鋼板の表層における結晶粒の平均結晶粒径が小さくなる。さらに、結晶粒が再結晶する際、結晶粒界から鋼板表面と略平行な｛１１１｝面を持つ結晶粒（以下、この結晶粒を「｛１１１｝結晶粒」という。）が優先的に生成される。そのため、｛００１｝結晶粒の生成を抑制できる。表面ひずみ付与工程において、表面の相当塑性ひずみ量は２５％以上とするのが好ましく、より好ましくは３０％以上である。
【００５６】
［加熱工程］
加熱工程では、上記スラブを加熱する。加熱は、熱間圧延工程での仕上げ圧延での仕上げ温度（最終スタンド後の熱延鋼板の表面温度）がＡr3＋３０〜５０℃の範囲となるように適宜設定することが好ましい。加熱温度が１０００℃以上の場合、仕上げ温度がＡr3＋３０〜５０℃になりやすい。そのため、加熱温度の下限は１０００℃であることが好ましい。加熱温度が１２８０℃を超えると、スケールが多量に発生して歩留まりが低下する。そのため、加熱温度の上限は１２８０℃であることが好ましい。加熱温度が上記範囲内の場合、加熱温度が低い程冷延鋼板の延性及び深絞り性が向上する。そのため、加熱温度のより好ましい上限は１２００℃であり、さらに好ましくは１１５０℃である。
【００５７】
［熱間圧延工程］
熱間圧延工程は、粗圧延及び仕上げ圧延を含む。粗圧延では、スラブを一定の厚みまで圧延して熱延鋼板を製造する。粗圧延時に、表面に発生したスケールを除去してもよい。熱間圧延工程前に上述の表面ひずみ付与工程を行わない場合、粗圧延時に表面ひずみ付与工程を実施して、スラブの表層にひずみを付与する。
【００５８】
熱間圧延中の温度は、鋼がオーステナイト域となるように維持する。熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に歪を蓄積させる。熱間圧延後の冷却によりオーステナイトからフェライトへと鋼の組織を変態させる。熱間圧延中は、オーステナイト域の温度であるため、オーステナイト結晶粒内に蓄積した歪は解放が抑制される。歪が蓄積したオーステナイト結晶粒は、熱間圧延後の冷却により、所定の温度域になった段階で、蓄積された歪を駆動力として、一気にフェライトへと変態する。これにより、結晶粒を効率的に微細化できる。熱間圧延後の仕上げ温度がＡr3＋３０℃以上である場合、圧延中における、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制できる。そのため、仕上げ温度の下限はＡr3＋３０℃である。仕上げ温度がＡr3＋１００℃以上である場合、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に蓄積された歪が容易に解放される。そのため、結晶粒の微細化を効率的に行うことができない。したがって、仕上げ温度の上限はＡr3＋１００℃であることが好ましい。仕上げ温度がＡr3＋５０℃以下である場合、オーステナイト結晶粒へのひずみの蓄積を安定して行うことができ、｛００１｝結晶粒の結晶粒径を微細化できる。さらに、結晶粒が再結晶する時に結晶粒界から｛１１１｝結晶粒が優先的に生成される。そのため、｛００１｝結晶粒を低減できる。この場合、張り出し成形性が高まる。したがって、仕上げ温度の好ましい上限はＡr3＋５０℃である。
【００５９】
仕上げ圧延では、粗圧延により一定の厚みになった熱延鋼板をさらに圧延する。仕上げ圧延では、一列に配列された複数のスタンドを用いて、複数パスによる連続圧延が実施される。１パスでの圧下量が大きければ、オーステナイト結晶粒に対してより多くのひずみが蓄積される。特に、最終２パス（最終スタンド及びその前段のスタンド）での圧下率は、板厚減少率を合計して、５０％以上とする。この場合、熱延鋼板の結晶粒を微細化できる。
【００６０】
［冷却工程］
熱間圧延後、熱延鋼板を冷却する。冷却条件は適宜設定することができる。好ましくは、冷却停止までの最大冷却速度は１００℃／ｓ以上である。この場合、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に蓄積したひずみの解放が抑制され、結晶粒を微細化し易くなる。冷却速度は速い程好ましい。圧延完了から、６５０℃に冷却するまでの時間は、０．２〜６．０秒であることが好ましい。圧延完了から６５０℃までの時間が６．０秒以下である場合は、熱間圧延後の結晶粒を微細化し易い。圧延完了から６５０℃までの時間が２．０秒以下である場合は、熱間圧延後の結晶粒をさらに微細化し易い。加えて、結晶粒が再結晶する時に結晶粒界から｛１１１｝結晶粒が優先的に生成される。そのため、｛００１｝結晶粒を低減し易い。
【００６１】
［巻取工程］
巻取工程は４００〜６４０℃で行うことが好ましい。巻取温度が４００℃以上であれば、炭窒化物の析出が不十分となって固溶Ｃや固溶Ｎが残存するのを抑制できる。この場合、冷延鋼板の深絞り成形性が向上する。巻取温度が６４０℃以下であれば、巻取後の徐冷中に結晶粒が粗大化するのを抑制できる。さらに、鉄‐りん化合物の析出を抑制できる。この場合、冷延鋼板の深絞り成形性が向上する。従来技術では、冷延鋼板の深絞り成形性を向上するために、巻取温度を高温化する必要があった。しかしながら、本実施形態によるフェライト系薄鋼板では、巻取温度が深絞り成形性に及ぼす影響は少ない。そのため、巻取温度を従来技術より低く設定できる。この場合、表面疵の発生を抑制できる。巻取温度は６２０℃以下であることがより好ましく、さらに好ましくは６００℃以下である。
【００６２】
［冷間圧延工程］
巻取工程後の熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する。冷間圧延工程における圧下率は、高い方が好ましい。本実施形態によるフェライト系薄鋼板のような極低炭素鋼の場合、圧下率がある程度高くなると、｛１１１｝結晶粒が発達しやすい。そのため、焼鈍後のｒ値が高くなりやすい。したがって、冷間圧延工程における圧下率は４０％以上であることが好ましく、より好ましくは５０％以上、さらに好ましくは６０％以上である。圧延設備の関係上、冷間圧延工程での圧下率の現実的な上限は９５％である。
【００６３】
［焼鈍工程］
冷間圧延工程後の冷延鋼板に対して、焼鈍工程を実施する。焼鈍方法は連続焼鈍、箱焼鈍のいずれでもよい。焼鈍温度は再結晶温度以上であることが好ましい。この場合、再結晶が促進され、冷延鋼板の延性や深絞り成形性が向上する。一方、焼鈍温度は８００℃以下であることが好ましい。焼鈍温度が８００℃以下であれば、｛００１｝結晶粒の発達を抑制できる。この場合、張り出し成形性が向上する。
【００６４】
本実施形態によるフェライト系薄鋼板の焼鈍温度は、従来技術の焼鈍温度と比較して低いことが好ましい。焼鈍温度が低い方が、｛００１｝結晶粒の発達を抑制し易いからである。焼鈍温度を低く設定するためには、冷延鋼板の再結晶温度を低くする必要がある。そのため、本実施形態によるフェライト系薄鋼板の化学組成は、上述のとおり、従来技術の冷延鋼板と比較してＣ含有量、Ｔｉ含有量及びＮｂ含有量を共に低くすることが好ましい。これにより、焼鈍温度が８００℃以下であっても再結晶が促進される。
【００６５】
以上の工程により、本実施形態によるフェライト系薄鋼板を製造できる。
【実施例】
【００６６】
表１に示す化学組成を持つ各鋼片を、表２に示す条件で加工した。具体的には、初めに、鋼種Ａ〜Ｆに対して、試験番号１〜１９の条件で、表面ひずみ付与工程、加熱工程、熱間圧延工程及び冷却工程を実施した。加工には、実験圧延機を使用した。次に、巻取温度まで冷却した冷延鋼板を、巻取温度に相当する温度に保持した電気炉に装入した。そのまま３０分保持した後、２０℃／ｈで冷却し、巻取工程を模擬した。さらに、表２に示す圧下率で冷間圧延工程を実施し、０．６、０．７、０．８、１．０及び１．２ｍｍの板厚の冷延鋼板とした。得られた各冷延鋼板に対して、表２に示す温度で焼鈍を行った。
【００６７】
【表１】
0006443126.tif 000002
【００６８】
【表２】
0006443126.tif 000003
【００６９】
［評価方法］
得られた各冷延鋼板に対して、次の測定試験を行った。
【００７０】
［平均結晶粒径の測定試験］
各冷延鋼板に対して、｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径の測定試験を実施した。測定試験には、ＥＢＳＤ法を用いた。図６は、冷延鋼板を上部から観察した模式図である。図６を参照して、冷延鋼板の幅方向における、端から１／４より中心部において、１ｍｍ四方の測定領域４を任意に３箇所選んだ。それぞれの測定領域４において、冷延鋼板表面から板厚の１／１６深さ位置での、鋼板表面と平行な｛００１｝面から±１５°以内の結晶方位を持つ結晶（｛００１｝結晶粒３）を選択した。
【００７１】
上述のとおり、｛００１｝結晶粒３の平均結晶粒径を算出した。測定は、３箇所の測定領域４における、全ての｛００１｝結晶粒３に対して行った。得られた｛００１｝結晶粒３の結晶粒径の算術平均を、平均結晶粒径とした。結果を表３に示す。
【００７２】
［面積分率の測定試験］
各冷延鋼板に対して、｛００１｝結晶粒の面積分率の測定試験を実施した。上述のとおり、各冷延鋼板から測定領域４を選び、ＥＢＳＤ法を用いて、｛００１｝結晶粒３を選択した。各視野において、｛００１｝結晶粒３の面積分率を算出した。結果を表３に示す。
【００７３】
［平均ｒ値の測定試験］
各冷延鋼板に対して、平均ｒ値の測定試験を行った。具体的には、各冷延鋼板の圧延方向に対して、０°、４５°及び９０°方向の、板状の５号試験片（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１））を採取した。採取した各試験片に対して、１０％のひずみを付与した。ひずみ付与前後における、試験片の幅と板厚とから、各試験片に対してｒ値を算出した。３方向の試験片のｒ値の算術平均を平均ｒ値とした。結果を表３に示す。
【００７４】
［凹凸高さ測定試験］
各冷延鋼板に対して、鋼板表面の凹凸高さの測定試験を行った。各冷延鋼板から、特許文献２に記載のとおり、十字試験片を採取した。十字試験片の全長は４０ｍｍであり、腕部の幅は３ｍｍであった。十字試験片の中心部の厚みは１ｍｍであった。十字試験片の腕部の付け根に４５°の方向に、４本のスリットを設けた。スリット先端の曲率半径は０．０１４であった。採取した試験片の縦方向に５％、及び、横方向に５％引張ひずみを付与し、十字試験片の中心部に１０％の相当ひずみを付与した。ひずみ付与後の十字試験片中心部の表面をＳＥＭにて観察した。３次元形状測定を行い、十字試験片中心部における凹凸の最大高さを測定した。結果を表３に示す。
【００７５】
［張り出し成形限界板厚ひずみ測定試験］
各冷延鋼板に対して、張り出し成形限界板厚ひずみの測定試験を行った。具体的には、各冷延鋼板から１５０ｍｍ四方の試験片を採取した。採取した試験片の表面に５ｍｍ間隔のスクライブドサークルを転写した。各試験片に対して、ダイス径１００ｍｍで油圧によるバルジ試験を実施した。試験は各試験片が破断するまで行った。破断した各試験片の、破断部位に接しているサークルについて、最大ひずみ（ａ）と最小ひずみ（ｂ）とをゲージ長さ５ｍｍで計測した。得られた計測値を以下の式（２）に代入して、張り出し成形限界板厚ひずみ（Ｃ）とした。結果を表３に示す。
【００７６】
【数１】
0006443126.tif 000004
【００７７】
［評価結果］
各測定条件及び評価結果を表３に示す。表３中、「単位ひずみ（（Ｃ）／（Ｄ））」とは、初期板厚１ｍｍ当たりの張り出し成形限界板厚ひずみを示す。
【００７８】
【表３】
0006443126.tif 000005
【００７９】
張り出し成形限界板厚ひずみ（Ｃ）が高い程、破断までに多くのひずみを蓄積できることを意味する。すなわち、張り出し成形限界板厚ひずみ（Ｃ）及び単位ひずみ（（Ｃ）／（Ｄ））が高い程、張り出し成形性が高い。
【００８０】
表３を参照して、試験番号１〜１０の冷延鋼板のｒ値が１．４以上となり、優れた深絞り性を示した。試験番号１〜１０の冷延鋼板は、化学組成が適切であり式（１）を満たした。さらに、｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径、及び、｛００１｝結晶粒の面積分率の少なくとも一方が本願の範囲内であった。そのため、単位ひずみが１．３０以上となった。さらに、試験番号１〜１０の冷延鋼板は、０．１相当塑性ひずみ時の凹凸の最大高さが、３．０μｍ以下であった。鋼板表面の凹凸の発達、及び、連結が抑制された結果、単位ひずみが大きくなったと推察できる。
【００８１】
試験番号１〜４の冷延鋼板は｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径が２５μｍ以下であった。そのため、単位ひずみが１．３０以上となり、優れた張り出し成形性を示した。
【００８２】
試験番号５の冷延鋼板は｛００１｝結晶粒の面積分率が０．２５以下であった。そのため、単位ひずみが１．３０以上となり、優れた張り出し成形性を示した。
【００８３】
試験番号６及び７の冷延鋼板は｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径が２５μｍ以下であり、かつ、｛００１｝結晶粒の面積分率が０．２５以下であった。そのため、初期板厚が同じである試験番号２及び３の冷延鋼板と比較して、張り出し成形限界板厚ひずみ及び単位ひずみがさらに高く、優れた張り出し成形性を示した。
【００８４】
試験番号８及び９の冷延鋼板は、｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径が２５μｍ以下であり、かつ、｛００１｝結晶粒の面積分率が０．２５以下であった。そのため、初期板厚が同じである試験番号５の冷延鋼板と比較して、張り出し成形限界板厚ひずみ及び単位ひずみがさらに高く、優れた張り出し成形性を示した。
【００８５】
一方、試験番号１１及び１２の冷延鋼板の化学組成は適切であり、式（１）を満たした。しかしながら、熱間圧延の圧下率が合計で５０％未満であり、さらに、仕上げ温度がＡr3＋３０℃よりも低かった。そのため、｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径及び面積分率のいずれも本願の範囲外となり、単位ひずみが１．３０未満となった。さらに、０．１相当塑性ひずみ時の凹凸の最大高さが、３．０μｍを超えた。
【００８６】
試験番号１３及び１４の冷延鋼板のＣ含有量は高すぎ、式（１）を満たさなかった。さらに、試験番号１３及び１４の熱間圧延の仕上げ温度はＡr3＋３０℃よりも低かった。そのため、｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径及び面積分率のいずれも本願の範囲外となり、単位ひずみが１．３０未満となった。さらに、０．１相当塑性ひずみ時の凹凸の最大高さが、３．０μｍを超えた。
【００８７】
試験番号１５の冷延鋼板の各元素の含有量は適切であったものの、式（１）を満たさなかった。さらに、熱間圧延の圧下率が合計で５０％未満であり、仕上げ温度がＡr3＋３０℃よりも低かった。そのため、｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径及び面積分率のいずれも本願の範囲外となり、単位ひずみが１．３０未満となった。さらに、０．１相当塑性ひずみ時の凹凸の最大高さが、３．０μｍを超えた。
【００８８】
試験番号１６の冷延鋼板の化学組成は適切であり、式（１）を満たした。しかしながら、熱間圧延の圧下率が合計で５０％未満であった。そのため、｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径及び面積分率のいずれも本願の範囲外となり、単位ひずみが１．３０未満となった。さらに、０．１相当塑性ひずみ時の凹凸の最大高さが、３．０μｍを超えた。
【００８９】
試験番号１７の冷延鋼板の化学組成は式（１）を満たし、熱間圧延の圧下率及び仕上げ温度は適切であった。しかしながら、試験番号１７の冷延鋼板のＣ含有量は高すぎた。そのため、｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径及び面積分率のいずれも本願の範囲外となり、単位ひずみが１．３０未満となった。さらに、０．１相当塑性ひずみ時の凹凸の最大高さが、３．０μｍを超えた。
【００９０】
試験番号１８の冷延鋼板の各元素の含有量、熱間圧延の圧下率及び仕上げ温度は適切であった。しかしながら、試験番号１８の化学組成は式（１）を満たさなかった。そのため、｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径及び面積分率のいずれも本願の範囲外となり、単位ひずみが１．３０未満となった。さらに、０．１相当塑性ひずみ時の凹凸の最大高さが、３．０μｍを超えた。
【００９１】
試験番号１９の冷延鋼板の化学組成は適切であり、式（１）を満たした。しかしながら、熱間圧延の仕上げ温度がＡr3＋３０℃よりも低かった。そのため、｛００１｝結晶粒の平均結晶粒径及び面積分率のいずれも本願の範囲外となり、単位ひずみが１．３０未満となった。さらに、０．１相当塑性ひずみ時の凹凸の最大高さが、３．０μｍを超えた。
【００９２】
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
【符号の説明】
【００９３】
３  ｛００１｝結晶粒
【図１】
0006443126.tif 000006
【図２】
0006443126.tif 000007
【図３】
0006443126.tif 000008
【図４】
0006443126.tif 000009
【図５】
0006443126.tif 000010
【図６】
0006443126.tif 000011