(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ  ：０．０１〜０．１％、
Ｓ  ≦０．０３％、
Ｎ  ≦０．００５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜３％、
Ｐ  ≦０．１％、
Ａｌ：０．００５〜１％
を含み、さらに
Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
を満たす範囲でＴｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、板厚の１／２厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下であり、少なくとも一方の鋼板表面の算術平均粗さＲａが１〜３．５である鋼板に潤滑効果のある組成物が塗布されていることを特徴とする、形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼板表面の０〜２００℃における摩擦係数が０．０５〜０．２であることを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【請求項３】
請求項１または２記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｎｂ：０．０１〜０．５％を含み、さらに
Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
を満たす範囲でＴｉとＮｂを含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【請求項４】
請求項１ないし３のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００２％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【請求項５】
請求項１ないし４のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｃａ：０．０００５〜０．００２％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【請求項６】
請求項１ないし５のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｍｏ：０．０５〜１％、
Ｖ  ：０．０２〜０．２％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｚｒ：０．０２〜０．２％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【請求項７】
請求項１ないし６のいずれか１項に記載の絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板に亜鉛めっきを施されていることを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【請求項８】
請求項１ないし６のいずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際に、該成分を有する鋼片を粗圧延後にＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で鋼板厚の合計圧下率２５％以上、かつ熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数が０．１５以下となる潤滑圧延を施す仕上圧延をし、その後冷却して巻き取った後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項８に記載の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、デスケーリングを行うことを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項１ないし６のいずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るために、該成分を有する鋼片を熱間圧延、続く酸洗、鋼板厚圧下率８０％未満の冷間圧延後、再結晶温度以上Ａｃ3変態点温度＋１００℃以下の温度域で５〜１５０秒間保持し、冷却する工程の熱処理をした後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項８または９に記載の製造方法に際し、熱間圧延後に亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきした後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項１２】
請求項１０に記載の製造方法に際し、熱処理終了後、亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきした後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に、絞り成形に不利な集合組織を有する鋼板においても良好な絞り性を得ることができる。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上などのために軽量化を目的として、Ａｌ合金等の軽金属や高強度鋼板の自動車部材への適用が進められている。ただし、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの鋼に比較して著しく高価であるためその適用は特殊な用途に限られている。従ってより広い範囲で自動車の軽量化を推進するためには安価な高強度鋼板の適用が強く求められている。
【０００３】
しかしながら、高強度鋼板に曲げ変形を加えると、加工後の形状はその高強度ゆえに、加工冶具の形状から離れて加工前の形状の方向にもどりやすくなる。加工を与えても元の形状の方向にもどろうとする現象はスプリング・バックと呼ばれている。このスプリング・バックが発生すると、狙いとする加工部品の形状が得られない。従って、従来の自動車の車体では、主として４４０ＭＰａ以下の高強度鋼板に限って使用されてきた。自動車車体にとっては、４９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を使用して車体の軽量化を進めていく必要があるにもかかわらず、スプリング・バックが少なく形状凍結性の良い高強度鋼板が存在しないのが実状である。付け加えるまでもなく、４４０ＭＰａ以下の高強度鋼板や軟鋼板の加工後の形状凍結性を高めることは、自動車や家電製品などの製品の形状精度を高める上で極めて重要であることはいうまでもない。
【０００４】
特開平１０−７２６４４号公報には、圧延面に平行な面における｛２００｝集合組織の集積度が１．５以上であることを特徴とするスプリング・バック量（本発明での寸法精度）が小さいオーステナイト系ステンレス冷延鋼板が開示されている。しかし、フェライト系鋼板のスプリングバック現象や壁そり現象を低減する技術については何ら記載されていない。
【０００５】
また、フェライト系ステンレス鋼のスプリングバック量を小さくする技術として、特開２００１−３２０５０号公報に板厚中央部の集合組織において板面に平行な｛１００｝面の反射Ｘ線強度比を２以上とする発明が開示されている。しかし、この発明は壁そりの低減に関しては何ら記載がなく、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群および壁そり低減のために重要な方位である｛１１２｝＜１１０＞についても何ら規定がない。
【０００６】
また、ＷＯ００／０６７９１号にて形状凍結性の向上を目的として、｛１００｝面と｛１１１｝面の比が１以上であるフェライト系薄鋼板を開示したが、この発明には本発明のように｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群、並びに｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の値については記載されていないと同時に絞り性を向上させる技術については何ら開示されていない。
【０００７】
また、特開２００１−６４７５０号公報にて、スプリングバック量を小さくする技術として板面に平行な｛１００｝面の反射Ｘ線強度比が３以上である冷延鋼板を開示したが、この発明は板厚最表面での｛１００｝面反射Ｘ線強度比を規定することを特徴としており、本発明での規定である板厚１／２ｔでの｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均Ｘ線強度比とはＸ線の測定位置が異なる。また｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞方位についても何ら記載されていないと同時に絞り性を向上させる技術については何ら開示されていない。
【０００８】
また、特開２０００−２９７３４９号公報には形状凍結性の良好な鋼板として、ｒ値の面内異方性Δｒの絶対値が０．２以下である熱延鋼板が開示されている。しかし、この発明は低降伏比化することによって形状凍結性を向上させることを特徴としており、本発明で述べているような思想に基づいた形状凍結性の向上を目的とした集合組織制御に関しては、記載されていない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明は、絞り成形に不利な集合組織を有する鋼板においても良好な絞り性を得るための形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法を提供する。すなわち、本発明は、絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその鋼板を安価に安定して製造できる製造方法を提供することを目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、現在通常に採用されている製造設備により工業的規模で生産されている高強度薄鋼板の製造プロセスを念頭において、高強度薄鋼板の形状凍結性と絞り性を両立すべく鋭意研究を重ねた。その結果、板厚の１／２厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下であり、少なくとも一方の鋼板表面の算術平均粗さＲａが１〜３．５である鋼板に潤滑効果のある組成物が塗布されており、また、その鋼板の０〜２００℃における圧延方向およびその直角方向の摩擦係数のうち少なくともその一つが０．０５〜０．２であることが形状凍結性と絞り性の両立に非常に有効であることを新たに見出し、本発明をなしたものである。
【００１１】
即ち、本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％にて、
Ｃ  ＝０．０１〜０．１％、    Ｓ  ≦０．０３％、
Ｎ  ≦０．００５％、          Ｔｉ＝０．０５〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、        Ｍｎ：０．０５〜３％、
Ｐ  ≦０．１％、              Ａｌ：０．００５〜１％
を含み、さらに
Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
を満たす範囲でＴｉを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼であって、板厚の１／２厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下であり、その表裏の表面のうち少なくとも一方の算術平均粗さＲａが１〜３．５である鋼板に潤滑効果のある組成物が塗布されていることを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００１２】
（２）前記（１）に記載の鋼板表面の０〜２００℃における摩擦係数が０．０５〜０．２であることを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００１３】
（３）前記（１）または（２）に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｎｂ：０．０１〜０．５％
を含み、さらに
Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
を満たす範囲でＴｉとＮｂを含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００１５】
（４）前記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｂ  ＝０．０００２〜０．００２％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００１８】
（５）前記（１）ないし（４）のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｃａ：０．０００５〜０．００２％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００１９】
（６）前記（１）ないし（５）のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｍｏ＝０．０５〜１％、    Ｖ  ＝０．０２〜０．２％、
Ｃｒ＝０．０１〜１％、    Ｚｒ＝０．０２〜０．２％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００２０】
（７）前記（１）ないし（６）のいずれか１項に記載の絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板に亜鉛めっきを施されていることを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００２１】
（８）前記（１）ないし（６）のいずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際に、該成分を有する鋼片を粗圧延後にＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で鋼板厚の合計圧下率２５％以上、かつ熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数が０．１５以下となる潤滑圧延を施す仕上圧延をし、その後冷却して巻き取った後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする、形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【００２３】
（９）前記（８）に記載の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、デスケーリングを行うことを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【００２５】
（１０）前記（１）ないし（６）のいずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るために該成分を有する鋼片を熱間圧延、続く酸洗、鋼板厚圧下率８０％未満の冷間圧延後、再結晶温度以上Ａｃ3変態点温度＋１００℃以下の温度域で５〜１５０秒間保持し、冷却する工程の熱処理をした後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【００２６】
（１１）前記（８）または（９）に記載の製造方法に際し、熱間圧延後に亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきした後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【００２７】
（１２）前記（１０）に記載の製造方法に際し、熱処理終了後、亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきした後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【００２９】
【発明の実施の形態】
まず、前記（１）または（２）に係わる本発明の詳細を説明する。
優れた形状凍結性を得るためには、１／２厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値は３以上でなくてはならない。これが３未満であると形状凍結性が劣悪となる。
【００３０】
ここで、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値とは、この方位群に含まれる主な方位、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞のＸ線回折強度を｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織、または｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（望ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めた。
【００３１】
例えば、後者の方法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比は、３次元集合組織のφ２＝４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の強度をそのまま用いればよい。ただし、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値とは、上記の各方位の相加平均である。上記全ての方位の強度を得ることができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で代替してもよい。
【００３２】
さらに｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値は３．５以下でなくてはならない。これが３．５超であると｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が適正であっても良好な形状凍結性は得ることができない。｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値とは、上記の方法と同様に計算した３次元集合組織から求めればよい。
【００３３】
これら本発明の範囲はより望ましくは、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が４以上、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の相加平均値が２．５未満である。以上述べた結晶方位のＸ線強度が曲げ加工時の形状凍結性に対して重要であることの理由は必ずしも明らかではないが、曲げ変形時の結晶のすべり挙動と関係があるものと推測される。
【００３４】
Ｘ線回折に供する試料を得るために、板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より３０ｍｍφに切り取った試片に三山仕上の研削を行い、次いで化学研磨または電解研磨によって歪みを除去して作製する。なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位とは、板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。Ｘ線による結晶方位の測定は、例えば新版カリティＸ線回折要論（１９８６年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ）２７４〜２９６頁に記載の方法に従う。
【００３５】
次に本発明において絞り性を確保する上で重要な鋼板表面の状態について説明する。
本発明において、潤滑効果のある組成物が塗布されている以前の鋼板表裏の表面のうち、少なくとも一方の算術平均粗さＲａが１以上３．５以下とする。この算術平均粗さＲａが１未満であると後に塗布される潤滑効果のある組成物を鋼板表面に保持することが困難になる。一方、算術平均粗さＲａが３．５超であると潤滑効果のある組成物が塗布されても十分な潤滑効果が得られない。従って、鋼板表裏の表面のうち、少なくとも一方の算術平均粗さＲａが１〜３．５とする。望ましくは１〜３である。ここで、算術平均粗さＲａとはＪＩＳ  Ｂ０６０１−１９９４に記載されている算術平均粗さＲａのことである。
【００３６】
さらに、潤滑効果のある組成物が塗布された後の鋼板の０〜２００℃における圧延方向およびその直角方向の摩擦係数のうち少なくともその一つは０．０５以上０．２以下とする。摩擦係数が０．０５未満であるとプレス成形時に形状凍結性を向上させるためにしわ押さえ力（ＢＨＦ：Ｂｌａｎｋ  Ｈｏｌｄｉｎｇ  Ｆｏｒｃｅ）を増加させても鋼板が保持できずに流れ込んでしまい形状凍結性が劣化する。
【００３７】
一方、摩擦係数が０．２超ではしわ押さえ力（ＢＨＦ：Ｂｌａｎｋ  Ｈｏｌｄｉｎｇ  Ｆｏｒｃｅ）を実用的範囲で低減しても鋼板の流れ込みが低下するため絞り加工性が低下する恐れがある。従って、摩擦係数は少なくともその一つは０．０５〜０．２とする。
【００３８】
また、摩擦係数を限定している温度域であるが、０℃未満では霜等が付着し正当な評価が不可能になる。２００℃超では鋼板表面に塗布した潤滑効果のある組成物が不安定となる恐れがある。従って、摩擦係数を限定している温度域は０〜２００℃とする。
【００３９】
ここで、摩擦係数とは評価対象とする鋼板表面に潤滑効果のある組成物を塗布した後、表面のビッカース硬さがＨｖ６００以上を有する２枚の平板の間に挟み、面圧が１．５〜２ｋｇｆ／ｍｍ2 となるように鋼板表面に対して垂直の力（Ｆ）を与えたうえで、鋼板を引き抜く。その際、Ｆに対する引き抜き力ｆの割合（ｆ／Ｆ）を摩擦係数と定義する。
【００４０】
次に、鋼板の絞り性指標は、鋼板を円形に加工した後、円筒ポンチで絞り成形を行った際に、絞り抜け可能な最大径（Ｄ）を円筒ポンチ直径（ｄ）で除した値（Ｄ／ｄ）と定義する。この測定において、鋼板の円形加工サイズは、３００〜４００φの種々の直径とし、円筒ポンチ径は１７５φ、底面の肩部は１０Ｒ、ダイス面の肩部は１５Ｒの金型を用いて評価する。
【００４１】
次に本発明における鋼板のミクロ組織について説明する。
鋼板のミクロ組織は、優れたバーリング加工性（穴拡げ性）を確保するためにフェライト単相が望ましい。ただし、必要に応じ一部ベイナイトを含むことを許容するものである。なお、良好なバーリング加工性を確保するためには、ベイナイトの体積分率は１０％以下が望ましい。ただし、不可避的なマルテンサイト、残留オーステナイトおよびパーライトを含むことを許容するものである。さらに、残留オーステナイト等の結晶構造がｂｃｃでないものを含む場合は、それ以外の組織の体積分率で換算したＸ線ランダム強度比が本発明の範囲内であれば差し支えなく、本発明の効果が得られる。なお、ここで言うフェライトとはベイニティックフェライトおよびアシュキュラーフェライト組織も含む。また、良好な疲労特性を確保するためには、粗大な炭化物を含むパーライトの体積分率は５％以下が望ましい。また、良好なバーリング性（穴拡げ性）を確保するためには、残留オーステナイトおよびマルテンサイトを合わせた体積分率は５％未満が望ましい。
【００４２】
ここで、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライト、マルテンサイトの体積分率とは鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／４ｔにおけるミクロ組織の面積分率で定義される。
【００４３】
続いて、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、０．１％超含有していると加工性および溶接性が劣化するので、０．１％以下とする。また０．０１％未満であると強度が低下するので０．０１％以上とする。
【００４４】
Ｓは、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすので極力低減させるべきであるが、０．０３％以下ならば許容できる範囲である。
【００４５】
Ｎは、Ｃよりも高温にてＴｉおよびＮｂと析出物を形成し、Ｃを固定するのに有効なＴｉおよびＮｂを減少させる。従って極力低減させるべきであるが、０．００５％以下ならば許容できる範囲である。
【００４６】
Ｔｉは、本発明における最も重要な元素の一つである。すなわち、Ｔｉは析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。ただし、０．０５％未満ではこの効果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従って、Ｔｉの含有量は０．０５％以上、０．５％以下とする。さらに、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性の向上に寄与するためにはＴｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％の条件を満たすことが必要である。
ここで、ＳおよびＮはＣよりも比較的高温域でＴｉと析出物を形成するのでＴｉ≧４８／１２Ｃを確保するためには必然的にＴｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％の条件を満たすことが必要である。
【００４７】
Ｎｂは、Ｔｉと同様に析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。また、結晶粒を細粒化してバーリング加工性を改善する効果もある。ただし、０．０１％未満ではこの効果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従って、Ｎｂの含有量は０．０１％以上、０．５％以下とする。
さらに、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性の向上に寄与するためにはＴｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％の条件を満たすことが必要である。
ここで、ＮｂはＴｉよりも比較的低温で炭化物を形成するためＴｉ＋４８／９３Ｎｂ≧４８／１２Ｃを確保するためには必然的にＴｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％の条件を満たすことが必要である。
【００４８】
Ｓｉは、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには、０．０１％以上含有する必要がある。しかし、２％超含有すると加工性が劣化する。そこで、Ｓｉの含有量は０．０１％以上、２％以下とする。
【００４９】
Ｍｎは、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには、０．０５％以上必要である。また、Ｍｎ以外にＳによる熱間割れの発生を抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されない場合には、質量％で、Ｍｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。一方、３％超添加するとスラブ割れを生ずるため、３％以下とする。
【００５０】
Ｐは、不純物であり低いほど望ましく、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに疲労特性も低下させるので、０．１％以下とする。
【００５１】
Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００５％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を１％とする。また、あまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ伸びを劣化させるので、望ましくは０．５％以下とする。
【００５２】
Ｂは、固溶Ｃ量の減少が原因と考えられるＰによる粒界脆化を抑制することによって疲労限を上昇させる効果があるので必要に応じ添加する。ただし、０．０００２％未満ではその効果を得るために不十分であり、０．００２％超添加するとスラブ割れが起こる。よって、Ｂの添加は、０．０００２％以上、０．００２％以下とする。
【００５５】
Ｃａは、破壊の起点となったり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、０．０００５％未満添加してもその効果がなく、０．００２％超添加してもその効果が飽和するので、０．０００５〜０．００２％添加する。
【００５６】
さらに、強度を付与するために、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒの析出強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加してもよい。ただし、それぞれ、０．０５％、０．０２％、０．０１％、０．０２％未満ではその効果を得ることができない。また、それぞれ、１％、０．２％、１％、０．２％を超え添加してもその効果は飽和する。
【００５７】
なお、これらを主成分とする鋼にＳｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｍｇを合計で１％以下含有しても構わない。しかしながら、Ｓｎは熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。
【００５８】
次に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に述べる。
本発明は、鋳造後、熱間圧延後冷却まま、もしくは熱間圧延後に冷却・酸洗し、冷延した後に熱処理、あるいは熱延鋼板もしくは冷延鋼板を溶融めっきラインにて熱処理を施したまま、更にはこれらの鋼板に別途表面処理を施すことによっても得られる。
【００５９】
本発明において熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続鋳造よって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。
【００６０】
再加熱温度については特に制限はないが、１４００℃以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留まりが低下するので、再加熱温度は１４００℃未満が望ましい。また、１０００℃未満の加熱はスケジュール上操業効率を著しく損なうため、再加熱温度は１０００℃以上が望ましい。さらには、１１００℃未満での加熱はＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物がスラブ中で再溶解せず粗大化し析出強化能を失うばかりでなくバーリング加工性にとって望ましいサイズと分布のＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物が析出しなくなるので、再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。
【００６１】
熱間圧延工程は、粗圧延を終了後、仕上げ圧延を行うが、粗圧延終了後にデスケーリングを行う場合は、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ2 ）≧０．００２５の条件を満たすことが望ましい。
【００６２】
鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐは以下のように記述される（「鉄と鋼」１９９１  ｖｏｌ．７７  Ｎｏ．９  ｐ１４５０参照）。
Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ0  ×Ｖ／Ｈ2
ただし、
Ｐ0  （ＭＰａ）：液圧力
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離
【００６３】
流量Ｌは以下のように記述される。
Ｌ（リットル／ｃｍ2 ）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ）
ただし、
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｗ（ｃｍ）：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たっている幅
ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度
【００６４】
衝突圧Ｐ×流量Ｌの上限は本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させるとノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、０．０２以下とすることが望ましい。
【００６５】
さらに、仕上げ圧延後の鋼板の最大高さＲｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１２．５ｍｍ）以下であることが望ましい。これは、例えば金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページに記載されている通り熱延または酸洗ままの鋼板の疲労強度は鋼板表面の最大高さＲｙと相関があることから明らかである。また、その後の仕上げ圧延はデスケーリング後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために５秒以内に行うのが望ましい。
【００６６】
さらに潤滑効果のある組成物が塗布し、摩擦係数を低減させる効果を得るためには、仕上げ圧延後の鋼板の算術平均粗さＲａは３．５以下が望ましい。ただし、熱間圧延後または酸洗後にスキンパス圧延もしくは冷間圧延を施す場合はこの限りでない。
【００６７】
また、粗圧延後または、それに続くデスケーリング後にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。
【００６８】
仕上げ圧延は、熱延鋼板として最終製品にする場合においては、その仕上げ圧延後半にＡｒ3  変態点温度＋１００℃以下の温度域で合計圧下率２５％以上の圧延を行う必要がある。ここでＡｒ3  変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち、
Ａｒ3  ＝９１０−３１０×％Ｃ＋２５×％Ｓｉ−８０×％Ｍｎ
【００６９】
Ａｒ3  変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率２５％未満であると圧延されたオーステナイトの集合組織が十分に発達しないために、この後、如何様な冷却を施したとしても本発明の効果が得られない。よりシャープな集合組織を得るためにはＡｒ3  変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率を３５％以上とすることが望ましい。
【００７０】
また、合計圧下率２５％以上の圧延を行う温度域の下限は特に限定しないが、Ａｒ3  変態点温度未満であると圧延中に析出したフェライトに加工組織が残留して延性が低下してしまい加工性が劣化するため、合計圧下率２５％以上の圧延を行う温度域の下限はＡｒ３  変態点温度以上が望ましい。
【００７１】
本発明ではＡｒ3  変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率の上限を特に限定しないが、この圧下率合計が９７．５％を越えると、圧延荷重が増大し圧延機の剛性を過剰に高める必要があり、経済上のデメリットを生じるために、望ましくは９７．５％以下とする。
【００７２】
ここで、Ａｒ3  変態点温度＋１００℃以下の温度域での熱間圧延時の熱間圧延ロールと鋼板との摩擦が大きい場合には、鋼板表面近傍における板面に｛１１０｝面を主とする結晶方位が発達し、形状凍結性が劣化するために熱間圧延ロールと鋼板との摩擦を低減するために必要に応じて潤滑を施す。
【００７３】
本発明において熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数の上限は特に限定しないが、０．２超では｛１１０｝面を主とする結晶方位の発達が顕著になり形状凍結性が劣化するので、Ａｒ3  変態点温度＋１００℃以下の温度域での熱間圧延時における少なくとも１パスについて熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数を０．２以下とすることが望ましい。さらに望ましくは、Ａｒ3  変態点温度＋１００℃以下の温度域での熱間圧延時における全パスについて熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数を０．１５以下とする。ここで熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数とは、先進率、圧延荷重、圧延トルク等の値より圧延理論に基づいて計算により求めた値である。
【００７４】
仕上げ圧延の最終パス温度（ＦＴ）については特に限定しないが、仕上げ圧延の最終パス温度（ＦＴ）はＡｒ3  変態点温度以上で終了することが望ましい。これは、熱間圧延中に圧延温度がＡｒ3  変態点温度未満であると圧延前もしくは圧延中に析出したフェライトに加工組織が残留して延性が低下してしまい加工性が劣化するためである。
【００７５】
一方、仕上げ温度の上限については特に上限を設けないがＡｒ3  変態点温度＋１００℃超ではＡｒ3  変態点温度＋１００℃以下の温度域で合計圧下率２５％以上の圧延を行うことが事実上不可能であるので仕上げ温度の上限はＡｒ3  変態点温度＋１００℃以下が望ましい。
【００７６】
本発明において仕上圧延を終了した後、所定の巻取温度（ＣＴ）にて巻取るまでの工程については特に定めないが、バーリング性をそれほど劣化させずに延性との両立を目指す場合は、Ａｒ3  変態点からＡｒ1  変態点までの温度域（フェライトとオーステナイトの二相域）で１〜２０秒間滞留させてもよい。ここでの滞留は、二相域でフェライト変態を促進させるために行うが、１秒未満では、二相域におけるフェライト変態が不十分なため、十分な延性が得られず、２０秒超では、Ｔｉおよび／またはＮｂを含む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度上昇に寄与しなくなる恐れがある。また、１〜２０秒間の滞留をさせる温度域はフェライト変態を容易に促進させるためにはＡｒ1  変態点以上８６０℃以下が望ましい。さらに、１〜２０秒間の滞留時間は生産性を極端に低下させないためには１〜１０秒間とすることが望ましい。
【００７７】
また、これらの条件を満たすためには、仕上げ圧延終了後２０℃／ｓ以上の冷却速度で当該温度域に迅速に到達させることが必要である。冷却速度の上限は特に定めないが、冷却設備の能力上３００℃／ｓ以下が妥当な冷却速度である。さらに、あまりにもこの冷却速度が早いと冷却終了温度を制御できずオーバーシュートしてＡｒ1  変態点以下まで過冷却されてしまう可能性があり、延性改善の効果が失われるので、ここでの冷却速度は１５０℃／ｓ以下が望ましい。
【００７８】
次に、その温度域から所定の巻取温度（ＣＴ）まで冷却するが、その冷却速度は本発明の効果を得るためには特に定める必要はない。ただし、冷却速度があまりに遅いとＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度上昇に寄与しなくなる恐れがあるので、冷却速度の下限は２０℃／ｓ以上が望ましい。また、巻取温度までの冷却速度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、熱ひずみによる板そりが懸念されることから、３００℃／ｓ以下とすることが望ましい。
【００７９】
本発明において巻取温度（ＣＴ）については特に定めないが、その上限はＡｒ3  変態点温度＋１００℃以下の温度域で合計圧下率２５％以上の圧延で得られたオーステナイトの集合組織を遺伝させるためには下記に示す巻取温度Ｔ0  以下で巻き取ることが望ましい。このＴ0  は、オーステナイトとオーステナイトと同一成分のフェライトが同一の自由エネルギーを持つ温度として熱力学的に定義される温度で、Ｃ以外の成分の影響も考慮して、下記の式を用いて簡易的に計算することができる。
Ｔ0  ＝−６５０．４×％Ｃ＋Ｂ
ここで、Ｂは下記のように決定される。
Ｂ＝−５０．６×Ｍｎｅｑ＋８９４．３
また、ここで、Ｍｎｅｑとは、下記に示す含有元素の質量％より決定される。
Ｍｎｅｑ＝％Ｍｎ＋０．２４×％Ｎｉ＋０．１３×％Ｓｉ＋０．３８
×％Ｍｏ＋０．５５×％Ｃｒ＋０．１６×％Ｃｕ−０．５０
×％Ａｌ−０．４５×％Ｃｏ＋０．９０×％Ｖ
なお、Ｔ0  に及ぼす本発明に規定された上記以外の成分の質量％の影響はそれほど大きくないのでここでは無視できる。
【００８０】
一方、巻取温度（ＣＴ）の下限は、３５０℃以下では十分なＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物が生じなくなり、鋼中に固溶Ｃが残留して加工性を低下させる恐れがあるので、３５０℃超で巻き取ることが望ましい。さらに、巻取り後の冷却速度は特に限定しないが、Ｃｕを１％以上添加した場合、巻取温度（ＣＴ）が４５０℃超であると巻取り後にＣｕが析出して加工性が劣化するばかりでなく、疲労特性向上に有効な固溶状態のＣｕが失われる恐れがあるので、巻取温度（ＣＴ）が４５０℃超の場合、巻取り後の冷却速度は２００℃までを３０℃／ｓ以上とすることが望ましい。
【００８１】
熱間圧延工程終了後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。ただし、この場合、潤滑効果のある組成物を塗布し、摩擦係数を低減させる効果を得るためには、スキンパス後の鋼板表裏の表面のうち、少なくとも一方の算術平均粗さＲａが１〜３．５であるようにスキンパス圧下率を制御する。
【００８２】
次に、冷延鋼板として最終製品にする場合であるが、熱間での仕上げ圧延条件は特に限定しない。ただし、より良好な形状凍結性を得るためには、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率が２５％以上であることが望ましい。また、仕上げ圧延の最終パス温度（ＦＴ）はＡｒ3 変態点温度未満で終了しても差し支えないが、その場合は、圧延前もしくは圧延中に析出したフェライトに強い加工組織が残留するため、続く巻取処理または加熱処理により回復、再結晶させることが望ましい。
【００８３】
続く酸洗後の冷間圧延の合計圧下率は８０％未満とする。これは、冷間圧延の合計圧下率は８０％以上であると一般的な冷間圧延−再結晶集合組織である板面に平行な結晶面の｛１１１｝面や｛５５４｝面のＸ線回折積分面強度比が高くなるためである。また、望ましくは７０％以下である。冷間圧延率の下限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、結晶方位の強度を適当な範囲に制御するためには３％以上とすることが望ましい。
【００８４】
この様に冷間圧延された鋼板の熱処理は連続焼鈍工程を前提としている。まず、回復温度以上Ａｃ3  変態点温度＋１００℃以下の温度域で５〜１５０秒間行う。ここでＡｃ3  変態点温度とは、例えば、レスリー鉄鋼材科学（１９８５年発行、熊井浩  野田龍彦訳、丸善株式会社）２７３頁に記載の計算式により鋼成分との関係で示される。この熱処理温度（ＳＴ）が回復温度未満の場合には加工組織が残留し延性を著しく劣化させるので、熱処理温度（ＳＴ）は回復温度以上とする。さらに良好な延性を得るためには、再結晶温度以上が望ましい。また、熱処理温度（ＳＴ）がＡｃ3  変態点温度＋１００℃超では、再結晶によって生成したフェライトがオーステナイトへ変態し、オーステナイトの粒成長によっての集合組織がランダム化され、最終的に得られる集合組織もランダム化されてしまうので熱処理温度（ＳＴ）はＡｃ3  変態点温度＋１００℃以下とする。
【００８５】
一方、この温度域での保持時間（Ｔｉｍｅ）は、５秒未満では、ＴｉおよびＮｂの炭窒化物が完全に再固溶するのに不十分であり、一方、１５０秒超の熱処理を行ってもその効果が飽和するばかりでなく生産性を低下させるので、保持時間（Ｔｉｍｅ）は５〜１５０秒間とする。
【００８６】
その後の冷却条件については特に限定しないが、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃超前記Ｔ0  温度以下の温度域まで冷却することが望ましい。これは、冷却速度が２０℃／ｓ未満では、Ｔｉおよび／またはＮｂを含む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度上昇に寄与しなくなる恐れがあるためである。また、冷却終了温度は、３５０℃以下では十分なＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物が生じなくなり、鋼中に固溶Ｃが残留して加工性を低下させる恐れがあるので、３５０℃超が望ましい。また、冷却工程の終了温度は、２００℃超では時効性が劣化する恐れがあるので２００℃以下とすることが望ましい。また、下限には、水冷もしくはミストで冷却する場合コイルが長時間水濡れの状態にあると錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。
【００８７】
さらにその後、必要に応じてスキンパス圧延を実施する。ただし、この場合、潤滑効果のある組成物を塗布し、摩擦係数を低減させる効果を得るためには、スキンパス後の鋼板表裏の表面のうち、少なくとも一方の算術平均粗さＲａが１〜３．５であるようにスキンパス圧下率を制御する。
【００８８】
酸洗後の熱延鋼板、もしくは上記の再結晶熱処理終了後の冷延鋼板に亜鉛めっきを施すためには、亜鉛めっき浴中に浸積し、必要に応じて合金化処理してもよい。
【００８９】
最後に絞り性を確保するために上記の製造工程の後に潤滑効果のある組成物を塗布する。塗布する方法は望ましい塗布厚さを得られれば特に限定しないが、静電塗布、ロールコータによる方法が一般的に用いられる。
【００９０】
【実施例】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｌの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、表２に示す加熱温度で再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で１．２〜５．５ｍｍの板厚にした後に巻き取った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。なお、表２に示すようにいくらかについて潤滑圧延を行った。また、鋼Ｌについては粗圧延後に衝突圧２．７ＭＰａ、流量０．００１リットル／ｃｍ2 の条件でデスケーリングを施した。さらに、表２に示すように一部については熱間圧延工程後、酸洗、冷延、熱処理を行った。板厚は０．７〜２．３ｍｍである。一方、上記鋼板のうち鋼Ｇおよび鋼Ａ−８については、亜鉛めっきを施した。
【００９１】
製造条件の詳細を表２に示す。ここで、「ＳＲＴ」はスラブ加熱温度、「ＦＴ」は最終パス仕上げ圧延温度、「圧延率」とはＡｒ3  変態点温度＋１００℃以下の温度域での圧下率の合計を示す。ただし、後に冷延工程にて圧延を行う場合はこのような制限の限りではないので「−」とした。また、「潤滑」はＡｒ3  変態点温度＋１００℃以下の温度域での潤滑の有無を示した。さらに「ＣＴ」とは巻取温度を示している。ただし、冷延鋼板の場合は製造の条件として特に限定する必要がないので「−」とした。次に、「冷延率」とは合計冷間圧延率、「ＳＴ」とは、熱処理温度、「Ｔｉｍｅ」は熱処理時間である。
【００９２】
また、上記製造プロセスを経た後、静電塗布装置またはロールコータにて潤滑効果のある組成物を塗布した。
【００９３】
このようにして得られた熱延板の引張試験は、供試材を、まず、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１記載の試験方法に従って行った。表２に降伏強度（σY  ）、引張強度（σB  ）、破断伸び（Ｅｌ）を示す。一方、バーリング加工性（穴拡げ性）については日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法に従って評価した。表２に穴拡げ率（λ）を示す。
【００９４】
ここで、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライト、マルテンサイトの体積分率とは鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨、エッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／４ｔにおけるミクロ組織の面積分率で定義される。
【００９５】
さらに、板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より３０ｍｍφに切り取った試片より３０ｍｍφに切り取った試片に三山仕上の研削を行い、次いで化学研磨または電解研磨によって歪みを除去して作製し、新版カリティＸ線回折要論（１９８６年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ）２７４〜２９６頁に記載の方法に従ってＸ線回折強度の測定を行った。
【００９６】
ここで、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値とは、この方位群に含まれる主な方位、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞のＸ線回折強度を｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織、または｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（望ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めた。
【００９７】
例えば、後者の方法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比は、３次元集合組織のφ２＝４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の強度をそのまま用いればよい。ただし、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値とは、上記の各方位の相加平均である。上記全ての方位の強度を得ることができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で代替してもよい。
【００９８】
次に｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値とは、上記の方法と同様に計算した３次元集合組織から求めればよい
【００９９】
表２においてＸ線ランダム強度比のうち「強度比１」とは、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、「強度比２」とは｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値である。
【０１００】
次に、上記鋼板の形状凍結性を調査するために板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置から圧延方向が長辺になるように５０ｍｍ幅，２７０ｍｍ長さの試験片を作成し、ポンチ幅７８ｍｍ，ポンチ肩Ｒ５，ダイ肩Ｒ５の金型を用いてハット曲げ試験を行った。曲げ試験を行った試験片は三次元形状測定装置にて板幅中心部の形状を測定し、図１に示した様に、左右の点▲５▼間の長さからポンチ幅を引いた値を寸法精度、点▲１▼と点▲２▼の接線と点▲３▼と点▲４▼の接線の交点の角度から９０# を引いた値の左右での平均値をスプリング・バック量、点▲３▼と点▲５▼間の曲率の逆数を左右で平均化した値を壁そり量として形状凍結性を評価した。
【０１０１】
ところでスプリングバック量や壁そり量はＢＨＦ（しわ押さえ力）によっても変化する。本発明の効果はいずれのＢＨＦで評価を行ってもその傾向は変わらないが、生産現場で実部品をプレスする際にはあまり高いＢＨＦはかけられないことから、今回はＢＨＦ２９ｋＮで各鋼種のハット曲げ試験を行った。上記曲げ試験によって得られた寸法精度、壁そり量をもとに形状凍結性は最終的には寸法精度（△ｄ）で判断することができる。寸法精度は鋼板の強度上昇とともに劣化することがよく知られているために、ここでは表２に示す結果、Δｄ／σB  を指標とした。
【０１０２】
また、算術平均粗さＲａついては、レーザーを用いた非接触型の測定装置を用いＪＩＳ  Ｂ０６０１−１９９４に記載されている方法にて求めた。
【０１０３】
さらに摩擦係数は図２に示すように、表面のビッカース硬さがＨｖ６００以上を有する２枚の平板の間に挟み、面圧が１．５〜２ｋｇｆ／ｍｍ2 となるように鋼板表面に対して垂直の力（Ｆ）を与えたうえで、鋼板を引き抜く。その際のＦに対する引き抜き力ｆの割合（ｆ／Ｆ）として求めた。
【０１０４】
最後に、鋼板の絞り性指標は、鋼板を円形に加工した後、円筒ポンチで絞り成形を行った際に、絞り抜け可能な最大径（Ｄ）を円筒ポンチ直径（ｄ）で除した値（Ｄ／ｄ）とした。この測定において、鋼板の円形加工サイズは、３００〜４００φの種々の直径とし、円筒ポンチ径は１７５φ、底面の肩部は１０Ｒ、ダイス面の肩部は１５Ｒ、シワ押さえ力は、鋼Ｂは１０ｋＮ、鋼Ｊ、は１００ｋＮ、鋼Ａ、鋼Ｆ、鋼Ｇ、鋼Ｈ、鋼Ｉ、鋼Ｋは１２０ｋＮとした。
【０１０５】
本発明範囲内の摩擦係数である鋼板は、本発明範囲よりも高い摩擦係数を持つ鋼板に比べ絞り指標値（Ｄ／ｄ）値が高く、いずれも１．９１以上であることがわかる。
【０１０６】
本発明に沿うものは、Ａ−４、Ａ−８、Ｇ、Ｈ、Ｊ、Ｌの６鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、板厚の１／２厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下であり、その表裏の表面のうち少なくとも一方の算術平均粗さＲａが１以上３．５以下である鋼板に潤滑効果のある組成物が塗布されていることを特徴とし、かつ０〜２００℃における圧延方向およびその直角方向の摩擦係数のうち少なくともその一つが０．０５以上０．２以下であることを特徴とする、形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板が得られており、従って、本発明記載の方法によって評価した従来鋼の形状凍結性指標を上回っている。
【０１０７】
上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。すなわち、鋼Ａ−２は、仕上圧延終了温度（ＦＴ）およびＡｒ3変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率が本発明請求項８の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする集合組織が得られず十分な形状凍結性（Δｄ／σＢ）が得られていない。鋼Ａ−５は、潤滑効果のある組成物の塗布がなされていないので、請求項２記載の目的とする摩擦係数が得られず十分な絞り性（Ｄ／ｄ）が得られていない。鋼Ａ−７は、熱処理温度（ＳＴ）が本発明請求項１０の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする集合組織が得られず十分な形状凍結性（Δｄ／σＢ）が得られていない。鋼Ａ−９は、冷延率が本発明請求項１０の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする集合組織が得られず十分な形状凍結性（Δｄ／σＢ）が得られていない。
【０１０８】
鋼Ｂは、Ｃの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので十分な強度（σB  ）が得られていない。鋼Ｄは、Ｔｉの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので十分な強度（σB  ）および形状凍結性（Δｄ／σB  ）が得られていない。鋼Ｆは、Ｃの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので十分な穴拡げ率（λ）が得られていない。鋼Ｉは、Ｓの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので十分な穴拡げ率（λ）および伸び（Ｅｌ）が得られていない。鋼Ｋは、Ｎの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので十分な穴拡げ率（λ）および伸び（Ｅｌ）が得られていない。
【０１０９】
【表１】
0004028719.tif 000002
【０１１０】
【表２】
0004028719.tif 000003
【０１１１】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は、形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法に関するものであり、これらの高強度薄鋼板を用いることにより、絞り成形に不利な集合組織を有する鋼板においても良好な絞り性を得ることができるため、形状凍結性と絞り性の両立が期待できるため、本発明は、工業的価値が高い発明であると言える。
【図面の簡単な説明】
【図１】曲げ試験を行ったサンプルの断面形状の概念図である。
【図２】摩擦係数測定器具を説明する図である。
【図１】
0004028719.tif 000004
【図２】
0004028719.tif 000005