(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０００１％以上、０．２５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上、２．５％以下、
Ｐ：０．２％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、２．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、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、これらの方位群の中で｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が最大かつ４．０以上を満足し、更に、｛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、加えて、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フェライト系薄鋼板。
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｔｉ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｂ：０．００７％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フェライト系薄鋼板。
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｕ：２％以下、
Ｎｉ：１％以下、
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フェライト系薄鋼板。
【請求項４】
更に、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下
を含有する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フェライト系薄鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４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フェライト系薄鋼板。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の化学成分からなる鋼片を熱間圧延するに当たり、（Ａｒ3＋５０）〜（Ａｒ3＋１５０）℃における圧下率の合計が２５％以上、（２）式で計算される有効ひずみ量ε*が０．４以上で、引き続き、（Ａｒ3−１００）〜（Ａｒ3＋５０）℃における圧下率の合計が５〜３５％になるように熱間圧延し、（Ａｒ3−１００）〜（Ａｒ3＋５０）℃で熱間圧延を終了し、（１）式に示す鋼の化学成分（質量％）で決まる臨界温度Ｔｏ（℃）以下で巻き取ることを特徴とする形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板の製造方法。
Ｔｏ＝−６５０．４×Ｃ％＋Ｂ                    …（１）
ここで、
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％
【数１】
0003908954.tif 000009
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できる。
τi＝８．４６×１０-9・ｅｘｐ｛（４３８００／Ｒ）／Ｔｉ｝
【請求項７】
熱間圧延を終了し、前記（１）式に示す鋼の化学成分（質量％）で決まる臨界温度Ｔｏ（℃）以下まで冷却後、３００℃〜Ａｃ1変態温度（℃）に加熱することを特徴とする請求項６記載の形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記（Ａｒ3−１００）〜（Ａｒ3＋１５０）℃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６または７に記載の形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項６〜８のいずれか１項に記載のフェライト系薄鋼板を酸洗し、圧下率が８０％未満の冷間圧延を施した後、６００〜（Ａｃ3＋１００）℃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フェライト系薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、曲げ加工を主とする形状凍結性が優れたフェライト系薄鋼板（以下、単に鋼板又は薄鋼板ともいう）に関するもので、自動車部品等が主たる用途である。
【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。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戻りやすくなるスプリング・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。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。
【０００６】
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・バック量を小さくする技術については何ら記載されていない。
【０００７】
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、この発明は壁そりの低減に関しては何ら記載がなく、かつ、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群としての平均Ｘ線ランダム強度比に関しては何ら記載がない。また成分の範囲も本発明とは全く異なるものである。
【０００８】
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、壁そりの低減に関しては何ら開示がなく、したがって、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群および｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比についても開示されていない。
【０００９】
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、この発明は板厚最表面でのＸ線強度比の規定を特徴としており、本発明とは全く異なるものである。
【００１０】
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、上記公報には、本発明の技術思想に基づく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。
【００１１】
【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・バックや壁そりが発生し、加工成形部品の形状凍結性が悪いのが現状である。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フェライト系薄鋼板を提供するものである。
【００１２】
【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、降伏強さや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・バック量や壁そり量を低く抑えるための根本的な解決にはならない。
【００１３】
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、曲げ加工性に優れた鋼板を見いだした。
【００１４】
その結果、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群と｛１００｝＜０１１＞、｛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。
【００１５】
本発明は、上記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：０．０００１％以上、０．２５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上、２．５％以下、
Ｐ：０．２％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、２．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、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、これらの方位群の中で｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が最大かつ４．０以上を満足し、更に、｛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、加えて、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フェライト系薄鋼板。
【００１６】
（２）更に、質量％で、
Ｔｉ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｂ：０．００７％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フェライト系薄鋼板。
【００１７】
（３）更に、質量％で、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｕ：２％以下、
Ｎｉ：１％以下、
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フェライト系薄鋼板。
（４）更に、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下
を含有する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フェライト系薄鋼板。
【００１８】
（５）前記（１）〜（４）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フェライト系薄鋼板。
【００１９】
（６）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の化学成分からなる鋼片を熱間圧延するに当たり、（Ａｒ3＋５０）〜（Ａｒ3＋１５０）℃における圧下率の合計が２５％以上、（２）式で計算される有効ひずみ量ε*が０．４以上で、引き続き、（Ａｒ3−１００）〜（Ａｒ3＋５０）℃における圧下率の合計が５〜３５％になるように熱間圧延し、（Ａｒ3−１００）〜（Ａｒ3＋５０）℃で熱間圧延を終了し、（１）式に示す鋼の化学成分（質量％）で決まる臨界温度Ｔｏ（℃）以下で巻き取ることを特徴とする形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板の製造方法。
Ｔｏ＝−６５０．４×Ｃ％＋Ｂ                          ・・・（１）
ここで、
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％
【数２】
0003908954.tif 000002
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できる。
τi＝８．４６×１０-9・ｅｘｐ｛（４３８００／Ｒ）／Ｔｉ｝
【００２０】
（７）熱間圧延を終了し、前記（１）式に示す鋼の化学成分（質量％）で決まる臨界温度Ｔｏ（℃）以下まで冷却後、３００℃〜Ａｃ1変態温度（℃）に加熱することを特徴とする前記（６）記載の形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板の製造方法。
【００２２】
（８）前記（Ａｒ3−１００）〜（Ａｒ3＋１５０）℃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（６）または（７）に記載の形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板の製造方法。
【００２３】
（９）前記（６）〜（８）のいずれかに記載のフェライト系薄鋼板を酸洗し、圧下率が８０％未満の冷間圧延を施した後、６００〜（Ａｃ3＋１００）℃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フェライト系薄鋼板の製造方法。
【００２４】
【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。まず、Ｘ線ランダム強度比とｒ値について説明する。
（ａ）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、｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比並びに｛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＞方位群における平均値が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。
【００２５】
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。
【００２６】
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。
【００２７】
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いればよい。
【００２８】
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値とは、上記の各方位の強度の相加平均である。上記の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＞の各方位の強度の相加平均で代替してもよい。｛１００｝＜０１１＞方位は、スプリングバックと壁そりの低減に特に効果のある方位である。
【００２９】
したがって、｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度は｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の中で、最大かつ４．０以上でなければならない。これが４．０未満であると、スプリングバックや壁そりの低減量が十分得られず、極めて良好な形状凍結性を確保することが困難になる。
【００３０】
なお、ここで述べる｛１００｝＜０１１＞方位は、同様の効果を有する方位の範囲として、圧延方向を回転軸として、１２°の範囲の傾きを許容する。この角度は、更に望ましくは、６°とする。
【００３１】
更に、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。
【００３２】
｛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よい。
【００３３】
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、｛１００｝＜０１１＞のＸ線ランダム強度比が５．０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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
（ｂ）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。
【００３８】
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。
【００３９】
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することが好ましい。
【００４０】
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線強度比に関する規定とｒ値に関する規定とは互いに同義ではなく、両方の規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。
【００４１】
本発明は、引張強度レベルの低い軟鋼板から高強度鋼板にいたる全ての薄鋼板に適用できるものであり、上記規定が満たされれば、薄鋼板の曲げ加工性は飛躍的に向上する。換言すれば、上記規定は、薄鋼板の機械的強度レベルの制約を越えた、曲げ加工変形に関する基本的材料指標であるということである。
【００４２】
薄鋼板であれば上記の規定は普遍的に適用できるので、特に薄鋼板の種類を限定することは基本的に必要のないことである。そして、勿論のこととして、熱延鋼板や冷延鋼板の区別は何ら問うものではない。
【００４３】
次に化学成分の限定理由について説明する。
【００４４】
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ためである。Ｃが０．２５％超になると加工性や溶接性が悪くなるので、上限は０．２５％に設定する。
【００４５】
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、２．５％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、２．５％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。
【００４６】
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、２．５％超となると加工性が劣化するので、２．５％を上限とする。一方、実用鋼でＭｎを０．０１％未満とするのは困難であるので、０．０１％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。
【００４７】
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。
【００４８】
Ａｌは脱酸のために０．０１％以上添加する。また、Ａｌはγ→α変態点を顕著に上昇させるので、特に、Ａｒ3点以下での熱延を指向する場合には有効な元素である。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ため、上限を２．０％とする。
【００４９】
ＮとＯは不純物であり、加工性を悪くさせないように、それぞれ、０．０１％以下、０．０１％以下とする。
【００５０】
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。しかし、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、それぞれに上限を設定した。その上限は、Ｔｉ：０．２％、Ｎｂ：０．２％、Ｖ：０．２％、Ｃｒ：１．５％、Ｂ：０．００７％である。
【００５１】
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。しかし、過度の添加は逆に加工性を劣化させるので、上限を、Ｍｏ：１％、Ｃｕ：２％、Ｎｉ：１％、Ｓｎ：０．２％とする。
【００５２】
なお、本発明では、脱酸の目的や硫化物の形態制御の目的でＣａやＭｇを０．０１％以下添加しても構わない。
【００５３】
メッキの種類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でも本発明の効果が得られる。
【００５４】
次に、本発明薄鋼板の製造方法について説明する。
【００５５】
熱間圧延に先行する製造方法は、特に限定されるものではない。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。連続鋳造の場合には、一度低温まで冷却したのち、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。
【００５６】
本発明の形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板は、上記化学成分の鋼を鋳造した後、熱間圧延後冷却まま、熱間圧延後冷却ままもしくは酸洗後に熱処理を施したまま、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。
【００５７】
熱間圧延の後半に、（Ａｒ3＋５０）℃以上（Ａｒ3＋１５０）℃以下で合計２５％以上の圧延が行われない場合には、オーステナイトの加工が不十分で集合組織が十分に発達しないために、どのような冷却を施しても、最終的に得られる熱延鋼板の板面に、前記（１）の発明で規定する所定のＸ線強度レベルの各結晶方位が得られないので、（Ａｒ3＋５０）〜（Ａｒ3＋１５０）℃での圧下率の合計の下限値を２５％とした。
【００５８】
（Ａｒ3＋５０）〜（Ａｒ3＋１５０）℃での合計圧下率が高いほど、よりシャープな集合組織形成が期待されるので、この合計圧下率は、３５％以上とすることが好ましいが、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９７．５％以下とする。
【００５９】
｛１００｝＜０１１＞方位への集合組織の集積を著しく高めるためには、更に、（Ａｒ3−１００）〜（Ａｒ3＋５０）℃で５〜３５％の圧下を加えることが極めて重要である。
【００６０】
なぜならば、高温域で十分に加工されたオーステナイトが、少なくとも部分的に再結晶した段階で、更に、適量の圧下を加え、その直後に、フェライト変態させることが、｛１００｝＜０１１＞方位の発達に極めて重要だからである。したがって、（Ａｒ3−１００）℃未満で圧下しても、すでにフェライト変態が完了した領域が大きすぎるために、｛１００｝＜０１１＞が発達しない。
【００６１】
（Ａｒ3＋５０）℃超で圧下を加えると、フェライト変態までに導入した歪みが回復してしまうために、｛１００｝＜０１１＞が発達しない。また、圧下率が５％未満では、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞を含む集合組織全体がランダム化してしまい、一方、圧下率が３５％を超えると、｛１００｝＜０１１＞方位への集積が低くなるので、（Ａｒ3−１００）〜（Ａｒ3＋５０）℃の温度範囲での圧下率は５〜３５％とする。上述の観点から、圧下率は、望ましくは１０〜２５％とする。
【００６２】
熱間圧延は（Ａｒ3−１００）〜（Ａｒ3＋５０）℃の温度範囲で終了する。熱延終了温度が（Ａｒ3−１００）未満になると加工性が著しく劣化し、（Ａｒ3＋５０）℃超になると集合組織の集積が不十分なため形状凍結性が劣化する。
【００６３】
また、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。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）｝の関係を持つ）、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*）は実験により求めた（２）式で表現できる。
【００６４】
【数３】
0003908954.tif 000003
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｝
【００６５】
この有効ひずみε*が０．４未満の場合には、集合組織を著しく高く集積させることができない。したがって、有効ひずみε*は０．４以上とする。
【００６６】
実際の熱延工程で、前記（２）式の計算を行う場合には、Ｔｉは、仕上げ熱延入側温度ＦＴ0と、仕上げ熱延出側温度ＦＴｎを用い、式Ｔｉ＝ＦＴ0−（ＦＴ0−ＦＴｎ）／（ｎ＋１）×（ｉ＋１）で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ことから、有効ひずみは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。
【００６７】
ここで、（Ａｒ3−１００）〜（Ａｒ3＋１５０）℃の温度範囲において、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ので、より良好な形状凍結性を指向する場合には、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。
【００６８】
この摩擦係数は低ければ低いほど好ましく、下限は定めないが、さらに良好な形状凍結性が要求される場合には、摩擦係数を０．１５以下とすることが望ましい。摩擦係数は従来から知られているように、圧延時の先進率と圧延荷重から求めるものとする。
【００６９】
このよう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、Ｔｏ（℃）以下まで冷却または巻き取る必要がある。
【００７０】
このＴｏ（℃）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、Ｃ以外の成分の影響も考慮して、前記（１）式を用いて、鋼板の化学成分（質量％）で簡易的に計算することができる。本発明において規定した成分以外の成分のＴｏ（℃）に及ぼす影響はそれほど大きくないので、ここでは無視した。
【００７１】
0003908954.tif 000004
【００７２】
また、巻き取温度または冷却停止温度の下限は特に限定しないが、２５０℃より低くしても加工性が劣化するばかりで格段の効果は得られないことから、２５０℃以上で巻き取るか，冷却を停止することが望ましい。
冷却をする場合、冷却速度が大きいほど集合組織が先鋭化するので、冷却速度は１０℃／ｓ以上とすることが望ましい。
【００７３】
冷却後、加工ままのフェライトが残存していると、機械的性質が劣化する。したがって、回復・再結晶を目的とした付加的な熱処理を行うことが好ましいが、その温度範囲は３００℃〜Ａｃ1変態温度（℃）とする。熱処理温度が３００℃未満であると、回復・再結晶が進行せず機械的性質が劣化する。一方、Ａｃ1変態温度超になると、熱間圧延中に形成された集合組織が壊れ、形状凍結性が劣化する。
【００７４】
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いうまでもない。
【００７５】
このようにして得られた熱延鋼板（もしくは熱処理された熱延鋼板）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）の発明における結晶方位の規定を満たなくなるので、冷間圧延の圧下率の上限を８０％未満とした。
【００７６】
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、３％以上とすることが好ましい。
【００７７】
このような範囲で冷間加工された冷延鋼板を焼鈍する際に、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。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。
【００７８】
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。
【００７９】
本発明で得られる組織は、フェライトを主体とするものであるが、フェライト以外の金属組織として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトおよび／または炭窒化物等の化合物を含有しても構わない。特に、マルテンサイトやベイナイトの結晶構造は、フェライトのそれと同等もしくは類似しているので、フェライトの代わりにこれらの組織が主体であっても差し支えない。
【００８０】
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。
【００８１】
【実施例】
（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。
【００８２】
実施例として、表１に示す成分組成を有する鋼種ＡからＬ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再加熱し、９００〜１３００℃に加熱され、その後熱間圧延が施され、最終的には１．４ｍｍ、３．０ｍｍもしくは８．０ｍｍ厚の熱延鋼板にされた。
【００８３】
３．０ｍｍ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厚とし、その後連続焼鈍工程にて焼鈍を行った。
【００８４】
これら１．４ｍｍ厚の鋼板から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。
【００８５】
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に示したように、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、点（３）と点（５）間の曲率の逆数を左右で平均化した値を１０００倍したものを壁そり量、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。
【００８６】
ところで、図２および図３に示したように、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、設備上の制約からあまり高いＢＨＦはかけられないため、今回は、ＢＨＦ２９ｋＮで各鋼種のハット曲げ試験を行った。
【００８７】
【表１】
0003908954.tif 000005
【００８８】
【表２】
0003908954.tif 000006
【００８９】
表２には、各鋼板の製造条件が本発明の範囲内にあるか否かを示している。「熱延条件１」の「圧下率」の欄には、（Ａｒ3＋５０）〜（Ａｒ3＋１５０）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以上の場合に「○」、圧下率の合計が２５％未満の場合に「×」を記し、「熱延条件１」の「有効ひずみε*」の欄には、（Ａｒ3＋５０）〜（Ａｒ3＋１５０）℃の温度範囲における有効ひずみ量ε*を記した。また、「熱延条件２」の欄には、（Ａｒ3−１００）〜（Ａｒ3＋３０）℃の温度範囲で圧下率の合計が５〜３５％である場合について「○」、この条件を満たさない場合を「×」を記した。
【００９０】
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「△」を記した。熱延後鋼種、「Ｃ−３」は、室温まで５０℃／ｓで冷却後、６５０℃で回復熱処理を施した。それ以外は全て２５０℃以上、前記（１）式で求まるＴｏ温度以下で巻き取った。
【００９１】
このような熱延鋼板を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「○」とした。また、焼鈍温度が６００℃以上（Ａｃ３＋１００）℃以下の場合は「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。
【００９２】
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調整して、実施した。
【００９３】
表３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を、表４に、Ｘ線で測定したランダム強度比、寸法精度、スプリング・バック量、壁そり量を示した。表３および表４中の鋼種Ｌを除いた全鋼種において、各鋼種の「−２」および「−３」の番号が本発明の実施例である。これらは、発明外の「−１」と「−４」の番号のものに比べて、スプリング・バック量と壁そり量が小さく、寸法精度が向上していることがわかる。
【００９４】
また、図４に、表３および表４に示した引張強度と寸法精度の関係をグラフにして示す。この図からも明らかなように、いずれの強度レベルにおいても、本発明で規定される各結晶方位のＸ線ランダム強度比とｒ値を満たして、初めて良好な薄鋼板の形状凍結性を達成することができるのである。
【００９５】
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で、結果的に曲げ変形時のスプリング・バック量や壁そり量が小さくなり、寸法精度が向上するものと理解される。
【００９６】
【表３】
0003908954.tif 000007
【００９７】
【表４】
0003908954.tif 000008
【００９８】
【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、ハット型成形のような曲げ加工を主体とする加工を行った際に、スプリング・バック量および側壁部の壁そり量が少なく、形状凍結性に優れた薄鋼板を提供することができる。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。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・バック量や壁そり量が少なく、形状凍結性に優れた高強度鋼板を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４】引張強度と寸法精度の関係を示す図である。
【図１】
0003908954.tif 000010
【図２】
0003908954.tif 000011
【図３】
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【図４】
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