(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３１％以上、０．１１％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上、０．６５％以下、
Ｍｎ：０．０５％以上、３％以下、
Ｐ：０．２％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、３％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下
を含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、フェライトまたはベイナイトを面積率で最大相とし、パーライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率が合計で５％以下である複合組織鋼であり、かつ、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＞および｛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以下であり、さらに、圧延方向のｒ値およ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高伸びフランジ性鋼板。
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｔｉ：１％以下、
Ｖ：１％以下、
Ｃｒ：３％以下、および、
Ｂ：０．０１％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板。
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｕ：３％以下、
Ｎｉ：３％以下、および、
Ｓｎ：０．２％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板。
【請求項４】
更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．００５％以下
を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４の何れか１項に記載の鋼板にめっきを施したことを特徴とする形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５の何れか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、請求項１〜４の何れか１項に記載の成分組成からなる鋼片を熱間圧延するに当たり、Ａｒ3変態温度〜（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変態温度以上で熱間圧延を終了し、（１）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界温度Ｔｏ以下でかつ３５０℃以上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高伸びフランジ性鋼板の製造方法。
To=-650.4×C%＋B                      …（１）
ここで、Ｂは質量％で表現した鋼の成分より求まる。
B=-50.6×Mneq+894.3
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７】
Ａｒ3変態温度〜（Ａｒ3＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以上で、かつ、（Ａｒ3＋１００）℃以下の熱間圧延において少なくとも１パス以上を摩擦係数が０．２以下となるように熱間圧延を制御することを特徴とする請求項６に記載の形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜５の何れか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、請求項１〜４の何れか１項に記載の成分からなる鋼片を熱間圧延するに当たり、Ａｒ3変態温度以下の圧下率の合計が２５％以上になるように熱間圧延を制御し、熱間圧延を終了後、３５０〜Ａｃ3変態温度で巻き取るか、または、一旦冷却後、５００〜Ａｃ3変態温度に１０〜１２０分加熱することを特徴とする形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板の製造方法。
【請求項９】
Ａｒ3変態温度以下の圧下率の合計が２５％以上で、かつ、Ａｒ3変態温度以下の熱間圧延において少なくとも１パス以上を摩擦係数が０．２以下となるように圧延することを特徴とする請求項８に記載の形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項６〜９のいずれか１項に記載の鋼板を酸洗し、圧下率８０％未満の冷間圧延を施した後、６００℃〜（Ａｃ3＋１００）℃の温度範囲に加熱し、冷却することを特徴とする形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法に関するもので、該鋼板は、自動車部品等が主たる用途のものである。
本発明の鋼板は熱延鋼板と冷延鋼板の双方を含有する。
【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、搭乗者の安全性を確保するためにも、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。更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、加工後の形状がその高強度ゆえに、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というスプリング・バック現象や、成形中の曲げ−曲げ戻しからの弾性回復により、側壁部の平面が曲率を持った面になってしまうという“壁そり現象”が起こり、狙いとする加工部品の形状が得られないという寸法精度不良が生じる。
【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。すなわち、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・バックや壁そりが起こりにくく、寸法精度が良好な、すなわち、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の加工後の形状凍結性を高めることも、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。
そのような実状の中で、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、フェライト系鋼板については何ら記載されていない。
【０００６】
一方、伸びフランジ性も、鋼板を自動車用部品等へ加工する際に、欠くことのできない特性であり、高伸びフランジ性鋼板の形状凍結性が向上することにより、自動車車体への高強度鋼板の適用範囲が、一層広範なものとなる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
軟鋼板や高強度鋼板に曲げ加工を施すと、鋼板の強度に依存しながら大きなスプリング・バックや壁そりなどの形状不良が発生し、これら鋼板は、加工成形部品の形状凍結性が悪いのが現状である。また、伸びフランジ性は、鋼板の加工の際に欠くことができない特性であり、高強度鋼板を自動車部品等に適用するためには、形状凍結性と伸びフランジ性の両方に優れていることが望まれる。
【０００８】
本発明は、この問題を抜本的に解決して、形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法を提供するものである。
【０００９】
【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・バックや壁そり等の形状不良を抑えるための方策としては、鋼板の変形応力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、変形応力を低くするためには、引張強さの低い鋼板を使用せざるをえなかった。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。
【００１０】
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・バックや壁そり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、本発明者らは、曲げ加工性に優れた鋼板を見いだした。
すなわち、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の強度と、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛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値およ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。
【００１１】
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通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３１％以上、０．１１％以下、Ｓｉ：０．００１％以上、０．６５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上、３％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１％以上、３％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、フェライトまたはベイナイトを面積率で最大相とし、パーライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率が合計で５％以下である複合組織鋼であり、かつ、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＞および｛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以下であり、さらに、圧延方向のｒ値およ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高伸びフランジ性鋼板。
【００１３】
（２）更に、質量％で、Ｔｉ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｃｒ：３％以下、および、Ｂ：０．０１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板。
（３）更に、質量％で、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：３％以下、Ｎｉ：３％以下、および、Ｓｎ：０．２％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板。
【００１４】
（４）更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５％以上、０．００５％以下を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）の何れかに記載の形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板。
（５）前記（１）〜（４）の何れかに記載の鋼板にめっきを施したことを特徴とする形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板。
【００１５】
（６）前記（１）〜（５）の何れかに記載の鋼板を製造する方法であって、前記（１）〜（４）の何れか１項に記載の成分からなる鋼片を熱間圧延するに当たり、Ａｒ3変態温度〜（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変態温度以上で熱間圧延を終了し、（１）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界温度Ｔｏ以下でかつ３５０℃以上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高伸びフランジ性鋼板の製造方法。
【００１６】
To=-650.4×C%+B                 …（１）
ここで、Ｂは質量％で表現した鋼の成分より求まる。
B=-50.6×Mneq+894.3
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%
（７）Ａｒ3変態温度〜（Ａｒ3＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以上で、かつ、（Ａｒ3＋１００）℃以下の熱間圧延において少なくとも１パス以上を摩擦係数が０．２以下となるように熱間圧延を制御することを特徴とする前記（６）に記載の形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板の製造方法。
【００１７】
（８）前記（１）〜（５）の何れかに記載の鋼板を製造する方法であって、前記（１）〜（４）の何れか１項に記載の成分からなる鋼片を熱間圧延するに当たり、Ａｒ3変態温度以下の圧下率の合計が２５％以上になるように熱間圧延を制御し、熱間圧延を終了後、３５０〜Ａｃ3変態温度で巻き取るか、または、一旦冷却後、５００〜Ａｃ3変態温度に１０〜１２０分加熱することを特徴とする形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板の製造方法。
【００１８】
（９）Ａｒ3変態温度以下の圧下率の合計が２５％以上で、かつ、Ａｒ3以下の熱間圧延において少なくとも１パス以上を摩擦係数が０．２以下となるように圧延することを特徴とする前記（８）に記載の形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板の製造方法。
（１０）前記（６）〜（９）のいずれかに記載の鋼板を酸洗し、圧下率８０％未満の冷間圧延を施した後、６００℃〜（Ａｃ3＋１００）℃の温度範囲に加熱し、冷却することを特徴とする形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明の内容を詳細に説明する。
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、および、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値：
上記平均値は、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。これが、３．０未満では形状凍結性が劣悪となる。
【００２０】
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＞、および、｛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。
【００２１】
たとえば、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。
【００２２】
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値とは、上記の各方位の強度比の相加平均である。上記の全ての方位の強度比を得ることができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の強度比の相加平均で代替しても良い。
【００２３】
さらに、１／２板厚における板面の｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛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＞方位群の強度比が適正であっても、良好な形状凍結性を得ることが困難となる。｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛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良い。
【００２４】
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＞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。
【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して、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作製して、測定すればよい。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にわたって満たされることで、より一層、形状凍結性が良好になる。
【００２６】
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。
圧延方向のｒ値（ｒＬ）およ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線強度比が適正であっても、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線強度比と同時に、ｒＬおよび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。
【００２７】
ｒＬおよび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。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。
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、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して行うことが好ましい。
【００２８】
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くては、良好な形状凍結性を得ることはできない。
組織：
穴拡げ性の観点から組織はフェライトまたはベイナイトを面積率で最大相とする。ただし、フェライトとベイナイトの各々の集合組織を比べると、ベイナイト部分で、形状凍結に有利な｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位の集合組織が発達しやすい。この理由は明らかではないが、ベイナイト組織が熱延中に形成される形状凍結性に優位なオーステナイト集合組織を受け継ぎやすいためと考えられる。
【００２９】
したがって、ベイナイトの占積率が大きい方がより望ましい。この観点からはベイナイトの面積率は３５％超であることが望ましい。
フェライトまたはベイナイトの面積率は板厚中央部を、光学顕微鏡により、１００〜５００倍で５視野以上観察し、その平均値より求めることとする。
また、加工ままのフェライトまたはベイナイトは成形性を著しく損なうことから、ここで述べる面積率には含まないものとする。
【００３０】
その他の組織として、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトの面積率が５％超になると、伸びフランジ性が劣化する。したがって、これらの組織の面積率の合計は５％以下とする。次に、成分組成に係る限定条件について述べる。
【００３１】
Ｃの下限を０．０００１％としたのは、実用鋼で得られる下限値を用いることにしたからである。Ｃが０．３％超になると、加工性や溶接性が悪くなるので、上限を０．３％とする。なお、Ｃの下限及び上限は、実施例の表１の鋼種Ｄの０．０３１％及び鋼種Ｑの０．１１％に基づいて、それぞれ、０．０３１％及び０．１１％とした。
Ｓｉは鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、３．５％超となると、加工性が劣化したり、表面疵が発生したりするので、３．５％を上限とする。一方、実用鋼でＳｉを０．００１％未満とするのは困難であるので、０．００１％を下限とする。なお、Ｓｉの上限は、実施例の表１の鋼種Ｏの０．６５％に基づいて、０．６５％とした。
【００３２】
Ｍｎも鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、３％超となると加工性が劣化するので、３％を上限とする。一方、実用鋼でＭｎを０．０５％未満とするのはコスト高となり、材質上のメリットもないので、０．０５％を下限とする。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。
【００３３】
ＰとＳは、それぞれ０．２％以下、０．０３％以下とする。これは加工性の劣化や、熱間圧延または冷間圧延時の割れを防ぐためである。
Ａｌは脱酸のために０．０１％以上添加する。しかし、多すぎると加工性が低下したり、表面性状が劣悪となるので、上限を３％とする。
ＮとＯは不純物であり、加工性を悪くさせないように、いずれも、０．０１％以下とする。
【００３４】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｂは、炭素、窒素の固定、析出強化、組織制御、細粒強化などの機構を通じて材質を改善するので、必要に応じて、それぞれ、０．００５％以上、０．００１％以上、０．００１％以上、０．０１％以上、０．０００１％以上添加することが望ましいが、過度に添加しても格段の効果はなく、むしろ、加工性や表面性状を劣化させるので、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、およびＢの上限をそれぞれ１％、１％、１％、３％、および、０．０１％とした。
【００３５】
Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎは、機械的強度を高めたり材質を改善する効果があるので、必要に応じて、各成分とも０．００１％以上を添加することが望ましいが、過度の添加は逆に加工性を劣化させるので、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、およびＳｎの上限を、それぞれ、１％、３％、３％、０．２％とした。
【００３６】
Ｃａは、硫化物の形態を制御して、伸びフランジ性を改善するので、必要に応じて、０．０００５％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、上限を０．００５％とした。
【００３７】
なお、本発明では特に限定しないが、脱酸の目的や硫化物の形態制御の目的でMgを添加しても構わない。
メッキ：
メッキの種類は特に限定するものではなく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき等の何れでも、本発明の効果が得られる。
【００３８】
次に、製造方法について説明する。
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、転炉、電炉等による溶製に引き続き、各種の２次製錬を行い、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。
【００３９】
連続鋳造の場合には、一度、低温まで冷却した後、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを連続的に熱延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。
本発明の形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板は、上記成分組成の鋼を鋳造した後、熱間圧延後冷却まま、熱間圧延後熱処理、熱間圧延後冷却・酸洗し冷延した後に、焼鈍、あるいは、熱延鋼板もしくは冷延鋼板にめっきを施し、若しくは、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。
【００４０】
また前記（６）の発明に述べたように、熱間圧延の後半に、Ａｒ3変態温度以上（Ａｒ3＋１００）℃以下で合計２５％以上の圧延が行われない場合には、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ので、如何様な冷却を施しても、最終的に得られる熱延鋼板の板面に、前記（１）の発明で述べた所定のＸ線強度レベルの各結晶方位が得られない。したがって、（Ａｒ3＋１００）℃以下での圧下率の合計の下限値を２５％とした。
【００４１】
（Ａｒ3＋１００）℃以下Ａｒ3変態温度以上での合計圧下率が高いほど、よりシャープな集合組織の形成を期待できるので、圧下率の合計は、３５％以上とすることが好ましい。しかし、この圧下率の合計が９７．５％を越えると、圧延機の剛性を過剰に高める必要がでてきて、経済上のデメリットを生じる。それ故、圧下率の合計は、望ましくは、９７．５％以下とする。
【００４２】
ここで前記（７）の発明に記したように、（Ａｒ3＋１００）℃以下Ａｒ3変態温度以上の熱間圧延時の熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数が０．２を越えている場合には、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。それは、より良好な形状凍結性を指向する場合には、（Ａｒ3＋１００）℃以下Ａｒ3変態温度以上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。この摩擦係数は低ければ低いほど好ましく、さらに良好な形状凍結性が要求される場合には、（Ａｒ3＋１００）℃以下Ａｒ3変態温度以上の熱間圧延の全パスについて、摩擦係数を０．１５以下とすることが望ましい。
【００４３】
熱間圧延の仕上げ温度は、成形性の観点から、Ａｒ3変態温度以上とすることが必要である。仕上げ温度の上限は特に定めないが、形状凍結性に優れた集合組織をより鮮鋭にするため、（Ａｒ3＋５０)℃以下とすることが好ましい。
この様にして形成されたオーステナイトの集合組織を最終的な熱延鋼板に受け継がせるためには、下記（１）式に示すＴｏ温度以下で巻き取る必要がある。従って、鋼の成分組成で決まるＴｏを巻き取り温度の上限とした。
【００４４】
このＴｏ温度は、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もので、Ｃ以外の成分の影響も考慮して、（１）式を用いて簡易的に計算することができる。Ｔｏ温度に及ぼす本発明に規定されたこれら以外の成分の影響は、それほど大きくないので、ここでは無視した。
【００４５】
To=-650.4×C%+B                   …（１）
ここで、Ｂは質量％で表現した鋼の成分で決まり下記のように表現できる。
B=-50.6×Mneq+894.3
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、熱間圧延がＡｒ3変態温度以下になる場合には、加工前に生成したフェライトが加工され、強い圧延集合組織が形成される。前記（８）の発明に記載のとおり、この様な集合組織を最終的に形状凍結性に有利な集合組織とするためには、高温で加工されたフェライトを、冷却途中３５０〜Ａｃ3変態温度で巻き取るか、もしくは、いったん冷却した後に再度５００〜Ａｃ3変態温度に加熱することによって回復・再結晶させる必要がある。
【００４６】
Ａｒ3変態温度以下での合計圧下率が２５％未満の場合には、再結晶温度以上で巻き取りを行ったり、冷却後再加熱して回復・再結晶処理を行っても、前記（１）の発明で述べた所定のＸ線強度レベルの各結晶方位が得られないので、２５％をＡｒ3変態温度以下における合計圧下率の下限値とした。３５％がより望ましい下限値である。
【００４７】
また、一旦冷却した後、引き続き加熱する際においては、加熱温度が５００℃より低いと加工性が劣化し、Ａｃ3変態温度より高いと形状凍結性が低下するので、上記加熱温度は、５００〜Ａｃ3変態温度の範囲に限定する。熱延終了温度は特に規定しないが、３００℃未満になると圧延機への負荷が大きくなるので、３００℃以上にすることが望ましい。
【００４８】
ここで前記（９）の発明に記したように、熱間圧延時の熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数が０．２を越えている場合には、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。それ故、より良好な形状凍結性を指向する場合には、Ａｒ3以下の熱間圧延における少なくとも１パスについては、ロールと鋼板との摩擦係数を０．２以下とすることが好ましい。
【００４９】
この摩擦係数は低ければ低いほど望ましく、特に厳しい形状凍結性が要求される場合には、Ａｒ3以下の熱間圧延の全パスについて、摩擦係数を０．１５以下とすることが望ましい。
熱間圧延においては、粗圧延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。熱延鋼板には、必要に応じて、スキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延には、加工成形時に発生するストレッチャーストレインの防止や形状矯正の効果があることは言うまでもない。
【００５０】
この様にして得られた熱延鋼板を冷間圧延し、焼鈍して最終的な薄鋼板とする際において、冷間圧延の全圧下率が８０％以上となる場合には、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Ｘ線回折積分面強度比の｛１１１｝面や｛５５４｝面成分が高くなり、本発明の特徴である前記（１）の発明の結晶方位の規定を満たさなくなるので、冷間圧延の圧下率の上限を８０％とする。
【００５１】
形状凍結性を高めるためには、冷間圧下率を７０％以下に制限することが望ましい。冷間圧下率の下限は、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、冷間圧下率は３％以上とすることが好ましい。
この様な範囲で冷間加工された冷延鋼板を焼鈍する際において、焼鈍温度が６００℃未満の場合には、加工組織が残留し成形性が著しく劣化するので、焼鈍温度の下限を６００℃とする。
【００５２】
一方、焼鈍温度が過度に高い場合には、再結晶によって生成したフェライトの集合組織が、オーステナイトへ変態後、オーステナイトの粒成長によってランダム化され、最終的に得られるフェライトの集合組織もランダム化される。特に、焼鈍温度が（Ａｃ3＋１００）℃を越える場合にはそのような傾向が顕著となる。従って、焼鈍温度は（Ａｃ3＋１００）℃以下とする。冷延鋼板には、必要に応じて、スキンパス圧延を施してもよい。
【００５３】
なお、本発明に係る鋼板は、曲げ加工だけでなく、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。
本発明の実施例を挙げて、本発明の技術的内容について説明する。
【００５４】
【実施例】
（実施例）
表１に示す成分組成を有するＡからＱまでの鋼を用いて検討した結果について説明する。これらの鋼は、鋳造後、そのまま、もしくは、一旦室温まで冷却された後に、９００℃〜１３００℃の温度範囲に再加熱され、その後熱間圧延が施され、最終的には、１．４ｍｍ厚、３ｍｍ厚もしくは８．０ｍｍ厚の熱延鋼板とされた。３．０ｍｍ厚および８．０ｍｍ厚の熱延鋼板は、冷間圧延することによって１．４ｍｍ厚とされ、その後、連続焼鈍工程にて焼鈍が施された。これら１．４ｍｍ厚の鋼板から５０ｍｍ幅、２７０ｍｍ長さの試験片を作製し、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、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・バック量とし、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、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。
【００５５】
ところで、図２および図３に示す様に、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。
【００５６】
【表１】
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【００５７】
【表２】
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【００５８】
【表３】
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【００５９】
表２および表３（表２の続き）に、各鋼板の製造条件と、該製造条件が本発明の範囲内にあるか否かを示した。「熱延温度１」は、熱延がＡｒ3変態温度以上で完了する場合において、（Ａｒ3＋１００）℃以下Ａｒ3変態温度以上での圧下率の合計が２５％以上である場合には「○」、２５％未満の場合には「×」とした。「熱延温度２」は、熱延がＡｒ3変態温度以下の場合で、Ａｒ3温度以下の圧下率の合計が２５％以上の場合には「○」、２５％未満の場合には「×」とした。
【００６０】
以上のいずれの場合にも、それぞれの温度範囲で少なくとも１パス以上についての摩擦係数が０．２以下の場合には「潤滑」の欄に「○」、全パスにおける摩擦係数が０．２超の場合には「△」を記入とした。熱延巻取は、全て（１）式で求まるＴｏ温度以下とした。
この様な熱延鋼板を１．４ｍｍ厚に冷延する場合、冷延圧下率が８０％以上の場合には「冷延圧下率」を「×」とし、「８０％未満」の場合には「○」とした。
【００６１】
また、焼鈍温度が６００℃以上（Ａｃ3＋１００）℃以下の場合に「焼鈍温度」を「○」とし、それ以外の場合を「×」とした。製造の条件として関係のない項目は「―」とした。熱延鋼板および冷延鋼板のいずれに対しても、スキンパス圧延を０．５〜１．５％の範囲で施した。
Ｘ線の測定は、鋼板の代表値として板厚の７／１６厚の位置で板面に平行なサンプルを作製し、実施した。
【００６２】
穴拡げ試験は、１辺１００ｍｍの試験片の中央に径１０ｍｍの打ち抜き穴を加工し、その初期穴を頂角６０°の円錐ポンチにて押し広げ、割れが鋼板を貫通した時点での穴径ｄの初期穴径１０ｍｍに対する穴広げ率λ（次式）で評価した。
λ＝｛（ｄ−１０）／１０｝×１００（％）
表４、および、表５に、前記の方法によって製造した１．４ｍｍ厚の熱延鋼板と冷延鋼板の機械的特性値、穴拡げ率、スプリング・バック量、壁そり量、および、寸法精度を示す。表４中の鋼Ｈを除いた全鋼種において、各鋼種の「−２」および「−３」の番号の実施例が本発明に該当するもので、「−１」及び「−３」の番号の実施例が発明外のものである。
【００６３】
組織は、鋼Ｈ以外は何れもマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトの面積率が５％未満で、フェライトまたはベイナイトを面積率で最大相とするものであった。ただし、Ｅ−１、Ｈ、Ｉ−１、Ｏ−１には、５０〜１００％の面積率で加工粒が残存していた。
本発明の「−２」と「−３」の番号のものは、発明外の「−１」と「−４」の番号のものに比べて、スプリング・バック量、および、壁そり量が小さくなり、結果として、寸法精度が向上していることがわかる。また、本発明のものは、いずれのケースも、伸びフランジ性も良好である。
【００６４】
即ち、本発明で限定する各結晶方位のＸ線ランダム強度比、ｒ値、および組織を満たして、初めて良好な形状凍結性を有する高伸びフランジ性鋼板を製造することが可能になるのである。
【００６５】
【表４】
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【００６６】
【表５】
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【００６７】
次に、表６に示す成分組成を有するＲ〜Ｔの鋼を用いて検討した結果について説明する。
熱延は、いずれの場合も、Ａｒ3変態温度以上で完了し、（Ａｒ3＋１００）℃以下Ａｒ3温度以上での圧下率の合計が３５％になるように圧延を行った。鋼Ｒに関しては、この条件を満足する範囲で仕上げ温度を２水準変化させた。いずれの場合も潤滑は行っていない。スキンパス圧延は１％の圧下率で行った。
【００６８】
表７には、このような方法によって製造した１．４ｍｍ厚の熱延鋼板の組織分率、機械的特性値、穴拡げ率、スプリング・バック量、壁そり量、および、寸法精度を示した。
鋼Ｒは、いずれの場合も、スプリング・バック量、および、壁そり量が少なく、形状凍結性が良好で、かつ、伸びフランジ性も良好である。また、ベイナイト量の増加に伴い、形状凍結性はより向上している。一方、鋼ＳおよびＴは、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびパーライトの面積率が合計で５％を越えているため、形状凍結性は良好なものの、伸びフランジ性が劣化している。
【００６９】
各結晶方位のＸ線ランダム強度比やｒ値が、形状凍結性に重要であることの機構については、現在のところ必ずしも明らかとはなっていない。おそらく、曲げ変形時にすべり変形の進行を容易にすることにより、結果的に、曲げ変形時のスプリング・バック量、および、壁そり量が小さくなり、その結果、寸法精度、すなわち、形状凍結性が向上したものと理解される。
【００７０】
【表６】
0003990553.tif 000007
【００７１】
【表７】
0003990553.tif 000008
【００７２】
【発明の効果】
本発明により薄鋼板の集合組織とｒ値を制御することにより、曲げ加工性は著しく向上し、また、組織と炭化物を制御することにより、穴拡げ性と曲げ加工性を両立でき、スプリング・バック量、および、壁そり量が少なく、曲げ加工を主体とする形状凍結性と、穴拡げ性に優れた薄鋼板を提供することができるようになった。
【００７３】
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、高強度鋼板が使用できるようになる。
自動車の軽量化を推進するためには、高強度鋼板の使用は是非とも必要である。スプリング・バック量、および、壁そり量が少なく、形状凍結性と穴拡げ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】ハット曲げ試験に用いた試験片の断面を示す図である。
【図２】スプリングバック量とＢＨＦ（しわ押さえ力）の関係を示す図である。
【図３】壁そり量とＢＨＦ（しわ押さえ力）の関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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