(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ；０．０２％以上０．３％以下、
Ｍｎ；０．０５％以上３％以下
を含み、
Ｓｉ；３％以下、
Ａｌ；３％以下
で、かつ、これらを合計で０．０５％以上３％以下含み、
Ｐ；０．２％以下
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、フェライト又はベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で２５％以下のマルテンサイトを含む複合組織鋼であり、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３．０以上で、かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下、さらに、圧延方向のｒ値及び圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも一つが０．７以下であることを特徴とする、形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｎｉ；３％以下、
Ｃｒ；３％以下、
Ｃｕ；３％以下、
Ｍｏ；１％以下、
Ｃｏ；３％以下、
Ｓｎ；０．２％以下
で、かつ、これらの１種又は２種以上をＭｎとの合計で０．１％以上３．５％以下含むことを特徴とする請求項１記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
【請求項３】
質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上を合計で０．３％以下含むことを特徴とする請求項１又は２記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
【請求項４】
質量％で、Ｂを０．０１％以下含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
【請求項５】
質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｒｅｍ：０．００１〜０．０２％の１種又は２種を含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼板にめっきをしたことを特徴とする形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、請求項１〜５の何れか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、熱間圧延をする際、（１）式で計算される有効ひずみ量ε＊が０．４以上で、かつ、（Ａｒ３−５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以上となるように制御し、（Ａｒ３−５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃で熱間圧延を終了し、熱間圧延後、１５℃／ｓ以上で冷却して、（２）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界温度Ｔｏ（℃）以下でかつ２００℃未満の温度で巻き取ることを特徴とする形状凍結性に優れた低降伏比型高強度熱延鋼板の製造方法。
【数１】
0003990550.tif 000010
ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、εiはｉ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔiはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τiは気体常数Ｒ（＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延温度Ｔｉ（Ｋ）によって下式で計算する値である。
τi＝８．４６×１０−９・ｅｘｐ｛（４３８００／Ｒ）／Ｔｉ｝
Ｔｏ＝−４３８．６×Ｃ％−５２．７×Ｍｎｅｑ＋６９７．４          （２）
ここで、Ｍｎｅｑは質量％で表現した鋼の成分より求まる。
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％
【請求項８】
前記（Ａｒ３−５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃の温度範囲の熱間圧延の少なくとも１パス以上において、摩擦係数が０．２以下となるように制御することを特徴とする請求項７記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、請求項１〜５の何れか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、熱間圧延をする際、（１）式で計算される有効ひずみ量ε*が０．４以上で、かつ、（Ａｒ３−２５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以上となるように制御し、（Ａｒ３−２５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃で熱間圧延を終了し、熱間圧延後冷却して、（２）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界温度Ｔｏ（℃）以下で巻き取った後、酸洗・冷間圧延を施し、Ａｃ１変態温度以上Ａｃ３変態温度以下の温度にて焼鈍し、その後、焼鈍温度から５００℃以下まで１〜２５０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。
【数２】
0003990550.tif 000011
ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、εiはｉ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔiはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τiは気体常数Ｒ（＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延温度Ｔｉ（Ｋ）によって下式で計算する値である。
τi＝８．４６×１０−９・ｅｘｐ｛（４３８００／Ｒ）／Ｔｉ｝
Ｔｏ＝−４３８．６×Ｃ％−５２．７×Ｍｎｅｑ＋６９７．４ （２）
ここで、Ｍｎｅｑは質量％で表現した鋼の成分より求まる。
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％
【請求項１０】
前記（Ａｒ３−２５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃の温度範囲の熱間圧延の少なくとも１パス以上において、摩擦係数が０．２以下となるように制御することを特徴とする請求項９記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項７又は８記載の熱延鋼板、又は、請求項９又は１０記載の冷延鋼板に０．４％以上５％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部材等に使用し、効率よく自動車部材の軽量化を達成することができる、加工時の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して自動車車体の軽量化を図ることが進められている。また、搭乗者の安全性確保のためにも、自動車車体には軟鋼板の他に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。さらに、自動車車体の軽量化を今後進めていくために、従来以上に高強度鋼板の使用強度レベルを高めたいという新たな要請が非常に高まりつつある。
【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ろうとする。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。
【０００４】
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。
【０００５】
付け加えるまでもなく、４４０ＭＰａ以下の高強度鋼板や軟鋼板において、加工後において、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。
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。
【０００６】
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号公報には、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、この公報に、壁そりの低減に関して何ら記載がなく、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群及び壁そり低減のために重要な方位である｛１１２｝＜１１０＞についても何ら記載がない。
【０００７】
また、本発明者らの一部は、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＞及び｛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、機械特性としての降伏比ＹＲを規定することについては何ら開示されていない。
【０００８】
また、本発明者らの一部は、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、この冷延鋼板は、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、本発明で規定する“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。
【０００９】
また、上記公報には、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞方位についても何ら記載されていないと同時に、機械特性としての降伏比ＹＲを規定することについては、何ら開示されていない。
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、この熱延鋼板は、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、上記公報に、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する集合組織制御に関しては記載されていない。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
曲げ加工を施す自動車用部材に適用する鋼板の強度を増すと、鋼板強度の上昇に従ってスプリング・バック量が増大し、形状不良が発生することから、高強度鋼板の適用が制限されているのが現状である。本発明は、この問題を抜本的に解決して、良好な形状凍結性を持つ低降伏比型高強度鋼板を提供するものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
従来の知見によれば、スプリング・バックを抑えるための方策として、鋼板の降伏点を低くすることがとりあえず重要であると考えられていた。そして、降伏点を低くするために、引張強さの低い鋼板を使用せざるを得なかった。しかし、これだけでは、鋼板の曲げ加工性を向上させ、スプリング・バック量を低く抑えるための根本的な解決にはならない。
【００１２】
そこで、本発明者らは、曲げ加工性を向上させてスプリング・バックの発生を根本的に解決するために、新たに、鋼板の集合組織の曲げ加工性への影響に着目して、その作用効果を詳細に調査、研究した。そして、曲げ加工性に優れた鋼板を見いだした。
その結果、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群と、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の各方位の強度を制御すること、さらには、圧延方向のｒ値及び圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つをできるだけ低い値にすることで、曲げ加工性が飛躍的に向上することを明らかにした。
【００１３】
本発明は、前述の知見に基づいて構成されており、その主旨とするところは、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ；０．０２％以上０．３％以下、Ｍｎ；０．０５％以上３％以下を含み、Ｓｉ；３％以下、Ａｌ；３％以下で、かつ、これらを合計で０．０５％以上３％以下含み、Ｐ；０．２％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、フェライト又はベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で２５％以下のマルテンサイトを含む複合組織鋼であり、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３．０以上で、かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下、さらに、圧延方向のｒ値及び圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが０．７以下であることを特徴とする形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
（２）質量％で、Ｎｉ；３％以下、Ｃｒ；３％以下、Ｃｕ；３％以下、Ｍｏ；１％以下、Ｃｏ；３％以下、Ｓｎ；０．２％以下で、かつ、これらの１種又は２種以上をＭｎとの合計で０．１％以上３．５％以下含むことを特徴とする前記（１）記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
（３）質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上を合計で０．３％以下含むことを特徴とする前記（１）又は（２）記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
（４）質量％で、Ｂを０．０１％以下含むことを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
（５）質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Rem：０．００１〜０．０２％の１種又は２種を含むことを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
（６）前記（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼板にめっきをしたことを特徴とする形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板。
（７）前記（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼板を製造する方法であって、前記（１）〜（５）の何れかに記載の成分からなる鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、熱間圧延をする際、（１）式で計算される有効ひずみ量ε*が０．４以上で、かつ、（Ａｒ３−５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以上となるように制御し、（Ａｒ３−５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃で熱間圧延を終了し、熱間圧延後、１５℃／ｓ以上で冷却して、（２）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界温度Ｔｏ（℃）以下でかつ２００℃未満の温度で巻き取ることを特徴とする形状凍結性に優れた低降伏比型高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１４】
【数３】
0003990550.tif 000002
【００１５】
ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、εｉはｉ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔｉはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τｉは気体常数Ｒ（＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延温度Ｔｉ（Ｋ）によって下式で計算する値である。
τｉ＝８．４６×１０−９・ｅｘｐ｛（４３８００／Ｒ）／Ｔｉ｝
Ｔｏ＝−４３８．６×Ｃ％−５２．７×Ｍｎｅｑ＋６９７．４          （２）
ここで、Ｍｎｅｑは質量％で表現した鋼の成分より求まる。
【００１６】
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％
（８）前記（Ａｒ３−５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃の温度範囲の熱間圧延の少なくとも１パス以上において、摩擦係数が０．２以下となるように制御することを特徴とする前記（７）記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度熱延鋼板の製造方法。
（９）前記（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼板を製造する方法であって、前記（１）〜（５）の何れかに記載の成分からなる鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、熱間圧延をする際、（１）式で計算される有効ひずみ量εｉが０．４以上で、かつ、（Ａｒ３−２５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以上となるように制御し、（Ａｒ３−２５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃で熱間圧延を終了し、熱間圧延後冷却して、（２）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界温度Ｔｏ以下で巻き取った後、酸洗・冷間圧延を施し、Ａｃ１変態温度以上Ａｃ３変態温度以下の温度にて焼鈍し、その後、焼鈍温度から５００℃以下まで１〜２５０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１７】
【数４】
0003990550.tif 000003
【００１８】
ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、εiはｉ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔiはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τiは気体常数Ｒ（＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延温度Ｔｉ（Ｋ）によって下式で計算する値である。
τｉ＝８．４６×１０−９・ｅｘｐ｛（４３８００／Ｒ）／Ｔｉ｝
Ｔｏ＝−４３８．６×Ｃ％−５２．７×Ｍｎｅｑ＋６９７．４      （２）
ここで、Ｍｎｅｑは質量％で表現した鋼の成分より求まる。
【００１９】
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％
（１０）前記（Ａｒ３−２５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃の温度範囲の熱間圧延の少なくとも１パス以上において、摩擦係数が０．２以下となるように制御することを特徴とする前記（９）記載の形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。
（１１）前記（７）又は（８）記載の熱延鋼板、又は、前記（９）又は（１０）記載の冷延鋼板に０．４％以上５％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。
【００２０】
【発明の実施の形態】
まず、前記（１）に係る本発明について詳細に説明する。
１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、及び、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値：
これらの平均値は、本発明で特に重要な特性値である。板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めたときの、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値が３．０以上でなくてはならない。
【００２１】
この平均値が３．０未満では形状凍結性が劣悪となる。この方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞及び｛２２３｝＜１１０＞である。
これら各方位のＸ線ランダム強度比は、｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や、｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（好ましくは、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ればよい。
【００２２】
例えば、後者の方法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比には、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ればよい。｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値とは、上記の各方位の相加平均である。上記の全ての方位につき上記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。
【００２３】
さらに、１／２板厚における板面の｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位の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＞方位群の強度が適正であっても、良好な形状凍結性を得ることが困難となる。
【００２４】
｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比も、上記の方法に従って計算した３次元集合組織から求めればよい。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４．０以上、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛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。
【００２５】
Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで、化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に、板厚１／２面が測定面となるように作製する。鋼板の板厚中心層に偏析帯や欠陥などが存在し、測定上不都合が生ずる場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で適当な面が測定面となるように上述の方法に従って試料を調整して測定すればよい。
【００２６】
当然のことであるが、上述のＸ線強度の限定が、板厚１／２近傍だけでなく、なるべく多くの厚み（特に、最表層〜板厚の１／４）について満たされることで、より一層形状凍結性が良好になる。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。
【００２７】
圧延方向のｒ値（ｒＬ）及び圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）：
これらのｒ値は、本発明において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位のＸ線強度が適正であっても、必ずしも良好な形状凍結性が得られないことが判明した。
上記のＸ線強度と同時に、ｒＬ及びｒＣのうち少なくとも１つが０．７以下であることが必須である。より好ましくは０．５５以下である。ｒＬ及びｒＣ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、ｒ値はＪＩＳ５号引張試験片を用いた引張試験により評価する。引張歪みは通常１５％であるが、均一伸びが１５％を下回る場合には、均一伸びの範囲で、できるだけ１５％に近い歪みで評価すればよい。
【００２８】
なお、曲げ加工を施す方向は加工部品によって異なるので特に限定するものではないが、部品の加工に際しては、ｒ値が小さい方向に対して垂直もしくは垂直に近い方向に折り曲げる加工を主とすることが好ましい。
ところで、一般に、集合組織とｒ値とは相関があることが知られているが、本発明においては、既述の結晶方位のＸ線強度比に関する限定とｒ値に関する限定とは互いに同義ではなく、両方の限定が同時に満たされなければ、良好な形状凍結性を得ることはできない。
【００２９】
実際の自動車部品においては、１つの部品の中で上記のような曲げ加工に起因する形状凍結性が問題になるだけではなく、同一部品の他の部位においては、張り出し性や絞り加工性等の良好なプレス加工性が要求される場合が少なくない。従って、上述の集合組織を制御した曲げ加工時の形状凍結性の向上とともに、鋼板そのもののプレス加工性も向上させる必要がある。
【００３０】
発明者らは、本発明鋼の特徴であるｒＬ及びｒＣのうち、少なくとも１つが０．７以下であることを満足しつつ、張出し成形性を高めるためには、鋼板中にマルテンサイトを含ませることによって降伏比を低下させることが、最も望ましいことを見いだした。
この時、マルテンサイト体積分率が２５％を越える場合には、鋼板の強度が必要以上に向上するばかりでなく、ネットワーク状に連結したマルテンサイトの割合が増加し、鋼板の加工性を著しく劣化させるので、２５％を、マルテンサイト体積分率の最大値とした。
【００３１】
また、マルテンサイトによる降伏比低下の効果を得るためには、体積分率最大の相がフェライトの場合には３％以上、体積分率最大の相がベイナイトの場合には５％以上であることが望ましい。
また、体積分率最大の相がフェライト又はベイナイト以外の場合には、鋼材の強度を必要以上に向上させてその加工性を劣化させたり、不必要な炭化物が析出して必要な量のマルテンサイトを確保できず鋼板の加工性を著しく劣化させたりすることから、体積分率最大の相はフェライト又はベイナイトに限定する。
【００３２】
また、室温まで冷却した際に変態を完了していない残留オーステナイトを含有していても、本発明の効果に大きな影響は及ぼさない。ただし、反射Ｘ線法などによって求める残留オーステナイトの体積分率が増加すると、降伏比が上昇するので、残留オーステナイト体積分率はマルテンサイト体積分率の２倍以下であることが望ましく、さらに、該体積分率がマルテンサイト体積分率以下であると、さらに好ましい。
【００３３】
上記の他に、本発明のミクロ組織は、パーライトもしくはセメンタイトの１種又は２種以上を、体積分率で１５％以下含有することができる。また、残留オーステナイトを除き、本発明のミクロ組織の体積分率は、鋼板の圧延方向断面の１／４厚部を光学顕微鏡にて２〜５視野、組織の粗さに応じて１００〜８００倍で観察し、ポイントカウント法により求めた値と定義する。
【００３４】
以下に、前記（１）〜（５）の発明に係る化学成分の影響について述べる。なお、「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：
Ｃは鋼材の強度を決める最も重要な元素の一つである。鋼板中に含まれるマルテンサイトの体積分率は鋼板中のＣ濃度の上昇と共に増加する傾向にある。ここで、Ｃ量が０．０２％未満の場合には、硬質のマルテンサイトを得ることが困難となるので、０．０２％をＣ量の下限とした。また、Ｃ添加量が０．３％を越える場合には、必要以上に鋼板強度が上昇するのみならず、自動車用鋼材として重要な特性である溶接性が顕著に劣化するので、０．３％をＣ添加量の上限とした。
【００３５】
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｓｎ：
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｓｎは、全て鋼材のミクロ組織の調整のために添加される。特に、溶接性の観点からＣの添加量が制限される場合には、これらの元素を適量添加することによって、効果的に鋼の焼入性を調整することが有効である。
【００３６】
また、これらの元素は、ＡｌやＳｉ程ではないが、セメンタイトの生成を抑制する効果があり、効果的に、マルテンサイト体積分率を制御することができる。
さらに、これらの元素は、Ａｌ、Ｓｉと共にマトリックスであるフェライトやベイナイトを固溶強化して、高速での動的変形抵抗を高める働きも持つ。
しかしながら、これらの元素の１種又は２種以上の添加合計が、０．１％未満、又は、Ｍｎの含有量が０．０５％未満の場合には、必要な体積分率のマルテンサイトを確保することができなくなるとともに、鋼材の強度が低くなり、有効な車体軽量化を達成することができなくなるので、Ｍｎを単独に含む場合はその下限を０．０５％とし、ＭｎとＭｎ以外の元素の１種又は２種以上を含む場合はＭｎとの合計で０．１％とした。
【００３７】
一方、これらの合計が３．５％を越える場合、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｃｏの何れかの含有量が３％を超える場合、Ｍｏの含有量が１％を超える場合、又は、Ｓｎの含有量が０．２％を超える場合には、母相であるフェライト又はベイナイトの硬質化を招き、鋼材の加工性の低下、靱性の低下、さらには、鋼材コストの上昇を招くので、上限を、上記合計については３．５％。Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｃｏについては３％。Ｍｏについては１％、Ｓｎについては０．２％とした。
Ａｌ、Ｓｉ：
ＡｌとＳｉは共にフェライトの安定化元素であり、フェライト体積率を増加させて鋼材の加工性を向上させる働きがある。また、Ａｌ、Ｓｉは共にセメンタイトの生成を抑制するので、パーライト等の炭化物を含む相の生成を抑制し、効果的にマルテンサイトを生成させることができる。
【００３８】
この様な機能を持つ添加元素としては、Ａｌ、Ｓｉ以外に、ＰやＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等があげられ、この様な元素を適当に添加することによっても同様な効果が期待される。しかしながら、ＡｌとＳｉの合計が０．０５％未満の場合には、セメンタイト生成抑制の効果が十分でなく、適正な体積分率のマルテンサイトが得られないので、下限を合計で０．０５％とした。
【００３９】
また、ＡｌとＳｉの合計が３．０％を越える場合には、母相であるフェライトもしくはベイナイトの硬質化や脆化を招き、鋼材の加工性の低下、靱性の低下、さらには、鋼材コストの上昇を招き、また、化成処理性等の表面処理特性を著しく劣化させるので、３．０％を上限とした。
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ：
また、必要に応じて添加するＮｂ、Ｔｉ、Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼材を高強度化することができるが、その合計が０．３％を越えた場合には、母相であるフェライトやベイナイト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出し、加工性を著しく劣化させるので、上限を０．３％とした。ただし、これらの元素の添加によって高強度化を図るためには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上を、合計で０．００５％以上添加することが好ましい。
Ｐ：
更に、Ｐは、鋼材の高強度化や、前述のようにマルテンサイトの確保には有効ではあるが、０．２％を越えて添加された場合には、耐置き割れ性の劣化や、疲労特性、靱性の劣化を招くので、０．２％を上限とした。ただし、Ｐの添加の効果を得るためには、０．００５％以上含有することが好ましい。
Ｂ：
また、必要に応じて添加するＢは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．０１％を越えると、その効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、部品への加工性も低下させるので、上限を０．０１％とした。但し、Ｂの添加効果を得るためには、０．０００５％以上含有することが好ましい。
Ｃａ、Ｒｅｍ：
必要に応じて添加するＣａ、Ｒｅｍは硫化物の形態を制御することで伸びフランジ性を改善するので、必要に応じて、それぞれ０．０００５％、０．００１％以上添加することが望ましい。しかし、過度に添加しても格段の効果はなく、コスト高となるので、それぞれの上限を０．００５％、０．０２％と設定した。
【００４０】
鋼板中のＮは、Ｃと同様にマルテンサイトを生成させるために有効ではあるが、同時に鋼材の靱性や延性を劣化させる傾向があるので、０．０１％以下とすることが望ましい。
また、Ｏは酸化物を形成し介在物として鋼材の加工性、特に、伸びフランジ成形性に代表されるような極限変形能や鋼材の疲労強度、靱性を劣化させるので、０．０１％以下に制御することが望ましい。
【００４１】
以下に前記（７）〜（１１）の本発明の製造方法について述べる。
スラブ再加熱温度：
前記（１）〜（５）の何れかの成分に調整された鋼片（鋳造スラブ）は、鋳造後直接、もしくは、一旦Ａｒ３変態温度以下まで冷却された後に再加熱され、熱間圧延される。
【００４２】
この時の再加熱温度が１０００℃未満の場合には、熱間圧延を完了するまでに何らかの加熱装置を設置しなければ、熱間圧延完了温度を本発明の範囲内にすることができないので１０００℃を再加熱温度の下限とした。また、再加熱温度が１３００℃を越える場合には、加熱時のスケール生成により歩留まり劣化を招くと同時に、製造コストの上昇も招くことから、１３００℃を再加熱温度の上限とした。
【００４３】
熱間圧延条件：
熱間圧延及びその後の冷却によって、鋼板の組織が所定のミクロ組織と集合組織に制御される。最終的に得られる鋼板の集合組織は、熱間圧延の温度領域によって大きく変化する。
熱間圧延終了温度が（Ａｒ3―５０）℃未満になった場合には、熱間圧延完了後に残留しているオーステナイト量が十分でなく、その後のミクロ組織制御ができず、また、多量の加工フェライトが残留することから、（Ａｒ3―５０）℃を熱間圧延終了温度の下限とした。
【００４４】
また、熱間圧延終了温度は、以下に述べるように、所望の集合組織を得るため、（Ａｒ3＋１００）℃以下とする必要がある。
また、熱間圧延において、（Ａｒ3−５０）℃〜（Ａｒ3＋１００）℃の温度範囲における圧下率は、最終的な鋼板の集合組織形成に大きな影響を及ぼし、この温度範囲での圧延率の合計が２５％未満の場合には、集合組織の発達が十分でなく、最終的に得られる鋼板が良好な形状凍結性を示さないので、２５％を、（Ａｒ3−５０）℃〜（Ａｒ3＋１００）℃の温度範囲における圧下率の下限値とした。
【００４５】
この圧下率が高いほど所望の集合組織が発達することから、５０％以上であることが好ましく、また、７５％以上であれば更に好ましい。
また、連続熱延工程では多段の圧延スタンドで加えられるひずみの累積的な効果が重要である。しかしながら、このひずみの累積的な効果は、加工温度が高温ほど、また、スタンド間の走行時間が長いほど低下する。
【００４６】
仕上げ熱延がｎスタンドで行われる際に、ｉ番目のスタンドでの圧延温度をＴi（Ｋ）、加工ひずみをεｉ（真ひずみで、ｉ番目の圧下率ｒiとは、εi＝ｌｎ｛１／（１−ｒｉ）｝の関係がある）、ｉ番目とｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（パス間時間：秒）をｔiとすると、累積効果を考慮したひずみ（有効ひずみε*）は（１）式で表現できる。
【００４７】
【数５】
0003990550.tif 000004
【００４８】
ここで、τiは気体常数Ｒ（Ｒ＝１．９８７）と圧延温度Ｔｉによって下式で計算できる。
τｉ＝８．４６×１０−９・ｅｘｐ｛（４３８００／Ｒ）／Ｔｉ｝
この有効ひずみε＊が０．４未満の場合には、たとえ（Ａｒ３−５０）℃〜（Ａｒ３＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以上であっても十分な集合組織の発達が得られない。それ故、０．４を有効ひずみの下限とした。
【００４９】
実際の連続熱延工程で（１）式の計算を行う場合には、Ｔｉは仕上げ熱延入り側温度ＦＴ0と仕上げ熱延で側温度ＦＴｎを用いて、
Ｔｉ＝ＦＴ0−（ＦＴ0−ＦＴｎ）／（ｎ＋１）×（ｉ＋１）
に従って計算した値を用いるとよい。
有効ひずみが高いほど集合組織が発達するので、０．４５以上であればより好ましい。また、有効ひずみが０．９以上であれば、更に好ましい。
【００５０】
本発明の温度範囲での熱間圧延を通常の条件で行っても、最終的に得られる鋼板の形状凍結性は高いが、この温度範囲で行われる熱間圧延の少なくとも１パス以上において、その摩擦係数が０．２以下となるように制御した場合には、更に最終的に行われる鋼板の形状凍結性が高くなる。
また、仕上げ熱延に先立ってスケール除去を目的とする加工や高圧水噴射、微粒子噴射等を行うこと、最終鋼板の表面品位を高める効果があるので、好ましい。
【００５１】
熱間圧延後の冷却は、巻取り温度を制御することが最も重要であるが、平均の冷却速度が１５℃／秒以上であることが好ましい。冷却は熱間圧延後速やかに開始されることが望ましい。また、冷却の途中に空冷を設けることも、最終的な鋼板の特性を劣化させない。
冷却が鋼材の化学成分で決まる下式で示される臨界温度Ｔｏ（℃）より高い温度で完了し、そのまま巻取り処理が行われた場合には、上記の熱間圧延条件が満足されていた場合でも、最終的に得られる鋼板において所望の集合組織が十分に発達せず、鋼板の形状凍結性が向上しないので、巻取りはＴｏ（℃）以下で行なう。
【００５２】
Ｔｏ＝−４３８．６×Ｃ％−５２．７×Ｍｎｅｑ＋６９７．４      （２）
ここで、Ｍｎｅｑは質量％で表現した鋼の成分より求まる。
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％
また、巻取り温度が３００℃超の場合にはマルテンサイトが得られないか、もしくは、生成したマルテンサイトが焼き戻されることによって降伏比が上昇し、鋼板の加工性が劣化するので、巻取り温度の上限を３００℃とした。なお、熱延鋼板の製造における巻取り温度の上限は、実施例の表２の巻取り温度が２００℃未満であることに基づいて、２００℃未満とした。
【００５３】
巻き取り温度の下限は特に規定しないが、低温ほど良好な材質が得られる。ただし、巻き取り温度を室温以下にすることはコストの上昇を招くので、室温以上であることが望ましい。
冷間圧延及び焼鈍条件：
本発明の鋼板を冷間圧延―焼鈍によって製造する場合には、熱間圧延後に所望の集合組織を十分に発達させておくことが必要である。このためには、加熱温度は１０００℃〜１３００℃とし、熱間圧延を（Ａｒ3―２５０）℃以上で終了し、（１）式で計算される有効ひずみ量εiが０．４以上で、かつ、この時の（Ａｒ3−２５０）℃〜（Ａｒ3＋１００）℃の温度範囲における圧下率の下限値を２５％とする必要がある。この圧下率が高いほど所望の集合組織が発達することから、５０％以上であることが好ましく、また、７５％以上であれば更に好ましい。（Ａｒ3−２５０）℃〜（Ａｒ3＋１００）℃での合計圧下率が９７．５％を越えると、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ので、望ましくは上記圧下率は９７．５％以下とする。
【００５４】
この温度範囲での熱間圧延において、少なくとも１パス以上においてその摩擦係数が０．２以下となるように制御した場合には、さらに、最終的な鋼板の形状凍結性が高くなる。
熱間圧延終了温度が（Ａｒ3―２５０）℃未満になった場合には、熱間圧延後の集合組織が変化することに起因して、最終的に、所望の集合組織が得られないので、（Ａｒ3―２５０）℃を熱間圧延終了温度の下限とした。熱間圧延終了温度の上限は所望の集合組織を得るためには（Ａｒ3＋１００）℃とする必要がある。
【００５５】
熱延後の冷却された後の巻取り温度が上述のＴｏ（℃）超となった場合には、その後の冷間圧延―焼鈍によって所望の集合組織を発達させることができないので、良好な形状凍結性を達成することができない。従って、Ｔｏ（℃）を巻取り温度の上限とした。巻取り温度はＴｏ（℃）以下であれば良いが、３００℃未満では冷間圧延時の変形抵抗が大きくなることから、３００℃以上で巻き取ることが望ましい。また、仕上げ熱延開始以前にスケール除去の目的で加工や高圧水噴射、微粒子噴射等を行うことは、最終鋼板の表面品位を高める効果があるので、好ましい。
【００５６】
以上の方法によって製造した熱延鋼板を酸洗・冷延する際に、冷間圧延圧下率が９５％を越えると、冷間圧延の負荷が増加しすぎるので、９５％以下の圧下率で冷間圧延することが望ましい。
冷間圧延後の焼鈍は連続焼鈍ラインにおいて行われる。焼鈍温度が、鋼の化学成分によって決まるＡｃ1変態温度より低い場合には、最終的な鋼板のミクロ組織にマルテンサイトを含まないことになるので、Ａｃ1変態温度を焼鈍温度の下限とする。
【００５７】
また、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まるＡｃ3変態温度を超える場合には、熱間圧延によって造り込まれた集合組織の多くが壊され、最終的に得られる鋼板において形状凍結性が損なわれるので、Ａｃ3変態温度を焼鈍温度の上限とした。
最終的に得られる鋼板の形状凍結性と加工性を両立させるためには、焼鈍温度が（Ａｃ1＋２×Ａｃ3）／３以下であることが望ましい。
【００５８】
焼鈍後冷却する際に、５００℃までの平均冷却速度が１℃／秒未満の場合には、最終的に得られる鋼板の集合組織の発達が十分でなく、良好な形状凍結性が得られないと同時に、マルテンサイトが得られないので、１℃／秒を冷却速度の下限とした。また、実用上有意義である０．４ｍｍ〜３．２ｍｍの板厚範囲の全ての板厚に対して、平均冷却速度を２５０℃／秒超とすることは、過剰の設備投資を必要とするので、２５０℃／秒を冷却速度の上限とした。
【００５９】
この冷却は、焼鈍後１０℃／秒以下の低冷却速度での冷却と、２０℃／秒以上の高冷却速度を組み合わせてもよい。
焼鈍後の冷却停止温度はパーライトの生成を抑制するために、５００℃以下とする。冷却停止温度の下限は特に定めないが、経済的観点から室温以上とすることが好ましい。
【００６０】
５００℃以下への冷却速度は速いほど材質を向上させるが、５００℃以下に冷却された後に、連続焼鈍工程や連続溶融亜鉛めっき工程での温度履歴に相当するような徐冷もしくは等温保持や、連続溶融亜鉛めっき工程の合金化処理工程での再加熱の過程を採用してもよい。
スキンパス圧延：
以上の方法で製造された本発明鋼に、出荷前に、スキンパス圧延を施すことは、鋼板の形状を良好にするばかりではなく、鋼板の衝突エネルギー吸収能を高めることになる。この時、スキンパス圧延における圧下率が０．４％未満ではこの効果が小さいので、０．４％を上記圧下率の下限とした。また、圧下率が５％超のスキンパス圧延を行うためには、通常のスキンパス圧延機の改造が必要となり、経済的なデメリットを生じると共に、鋼板の加工性を著しく劣化させるので、５％をスキンパス圧延における圧下率の上限とした。
【００６１】
得られた鋼板の加工性が良好であるためには、通常のＪＩＳ５号引張り試験で得られる破断強度（ＴＳ／ＭＰａ）と降伏強度（０．２％耐力ＹＳ）の比である降伏比（ＹＳ／ＴＳ×１００）が７０％以下であることが望ましい。また降伏比が６５％以下であれば、さらに形状凍結性を向上させることができて望ましい。
めっき：
めっきの種類や方法は特に限定されるものではなく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき等の何れを用いても、本発明の効果が得られる。
【００６２】
本発明の鋼板は曲げ加工だけではなく、曲げ、張り出し、絞り等、曲げ加工を主体とする複合成形にも適用できる。
【００６３】
【実施例】
本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について説明する。
（実施例１）
表１に示す２３種類の鋼を表２に示す条件で熱延し、１．４ｍｍ厚の熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を酸洗後、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。
【００６４】
曲げ試験を行った試験片については、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。なお曲げはｒ値の低い方向と垂直に折れ線が入るように行った。
【００６５】
ところで、図２及び図３に示した様に、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、実機で実部品をプレスする際には、あまり高いＢＨＦはかけられないので、今回は、ＢＨＦ２９ｋＮで各鋼種のハット曲げ試験を行った。
【００６６】
【表１】
0003990550.tif 000005
【００６７】
【表２】
0003990550.tif 000006
【００６８】
【表３】
0003990550.tif 000007
【００６９】
表３には、鋼板のミクロ組織調査結果（体積率最大相、マルテンサイト体積率）、機械的性質（インストロン型の引張り試験機を用い、歪み速度が０．００１〜０．００５／ｓで行った引張り試験により得られた最大強度ＴＳ、降伏強度または０．２％耐力ＹＳ、圧延方向及びそれと垂直方向のｒ値）、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、及び、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び、｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値と上記曲げ試験によって得られた寸法精度、壁そり量を示した。
【００７０】
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ので、ここでは、表３に示す結果を、△ｄ／ＴＳを指標とし、ＹＲに対してプロットした（図４）。図４には後述する実施例２の結果も同時にプロットしている。
表３及び図４から明らかなように、本発明の範囲の鋼は良好な形状凍結性と低いＹＲを兼ね備えていることがわかる。
（実施例２）
表１中の鋼Ｐ３を１２００℃に加熱後、表４に示した条件で熱延―冷延―焼鈍を行い、１．４ｍｍの冷延焼鈍鋼板を作製し、その後、実施例１と同様の評価を行った。
【００７１】
表５には、得られた冷延―焼鈍材のミクロ組織及び機械的性質、曲げ試験結果を示す。
表５及び図４から明らかなように、本発明の範囲の鋼は良好な形状凍結性と低いＹＲを兼ね備えていることがわかる。
【００７２】
【表４】
0003990550.tif 000008
【００７３】
【表５】
0003990550.tif 000009
【００７４】
【発明の効果】
薄鋼板の集合組織とｒ値を制御すると、その曲げ加工性は著しく向上することを以上に詳述した。本発明によって、スプリング・バック量が少なく、曲げ加工を主体とする形状凍結性に優れた薄鋼板を提供できる。特に、従来は形状不良の問題から高強度鋼板の適用が難しかった部品にも、高強度鋼板を使用できるようになると予想される。上記部品に、スプリング・バック量が少なく、形状凍結性に優れた高強度鋼板が適用できるようになると、自動車車体の軽量化をより一層推進することができる。従って、本発明は、工業的に極めて高い価値のある発明である。
【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】曲げ試験時のしわ押さえ力（ＢＨＦ）とスプリングバック量の関係を示す図である。
【図３】曲げ試験時のしわ押さえ力（ＢＨＦ）と壁そり量（１／ρ）の関係を示す図である。
【図４】形状凍結性（寸法精度）とＴＳの比とＹＲの関係を示す図である。
【図１】
0003990550.tif 000012
【図２】
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【図３】
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【図４】
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