JP2005120453A

JP2005120453A - ｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP2005120453A
Application number: JP2003359159A
Authority: JP
Inventors: Natsuko Sugiura; 夏子杉浦; Naoki Yoshinaga; 直樹吉永; Manabu Takahashi; 学高橋; Takehide Senuma; 武秀瀬沼
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-10-20
Filing date: 2003-10-20
Publication date: 2005-05-12
Anticipated expiration: 2023-10-20
Also published as: JP4102284B2

Abstract

【課題】｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板を提供する。
【解決手段】少なくとも１／２板厚から１／４板厚における板面の（１）｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値（Ａ）が３．５以上、（２）（１）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４．５以上、（３）｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値（Ｂ）が５．５以下、（４）（Ａ）／（Ｂ）≧１．２、を満足し、更に、圧延方向及びそれと直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが０．６５以下であることを特徴とする｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、曲げ加工を主とする形状凍結性が優れた冷延鋼板（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。

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。

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寸法精度不良が生じる。

したがって、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。

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。

本発明者らは、特許文献１にて、板厚中心での集合組織を制御することによって形状凍結性に優れた熱延鋼板及び冷延鋼板を製造する方法を開示している。しかし、この方法では、冷延鋼板の母材となる熱延鋼板の薄手化が難しく、したがって、最終製品の板厚を達成するためには冷間圧延率を上げざるを得ない。冷間圧延中には、形状凍結性を劣化させる結晶方位が発達することから、形状凍結性が劣化するという問題があった。

本発明者らの一部は、特許文献２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、板厚中心部におけるＸ線強度比を規定する本発明とは全く異なるものである。

また、これらの発明にはいずれも熱延板の板厚に関する規定はまったく記述されていない。

特開２００３−５５７３８号公報特開２００１−６４７５０号公報

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、この問題を集合組織制御によって抜本的に解決し、形状凍結性に優れた冷延鋼板及びその製造方法を提供するものである。

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は、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。

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、特に、その中でも｛１００｝＜０１１＞方位、及び、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛１１１｝＜１１０＞の各方位の強度を制御すること、更には、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。

今回、更に鋭意研究の結果、形状凍結性に特に優位な｛１００｝＜０１１＞結晶方位を有する冷延鋼板を製造するためには、冷延母材となる熱延板を製造する際に、熱延・巻取条件を最適化し、ひずみ誘起粒界移動（ＳＩＢＭ：Strain Induced Baundary Migration）を起し、｛１００｝＜０１１＞方位を主方位とする粗大粒組織を作りこむことが極めて有効であることを新たに見いだした。

また、このような組織は、薄手熱延鋼板において作りやすいことから、結果として冷延率を下げることが可能になり、冷延中に発達する｛１１１｝面や｛５５４｝面方位といった形状凍結性に不利な方位を抑制することも可能であることを見いだした。

また、このようにして製造した冷延板は、少なくとも、板厚中心から板厚１／４程度までの範囲で、安定して形状凍結性に優れた集合組織を作り込むことが可能である。加えて、このようにして｛１００｝＜０１１＞方位を発達させた熱延板に二相域焼鈍を施し、組織をフェライト＋マルテンサイト相にすることで、冷延中の｛１１１｝、｛５５４｝面の発達が、更に抑制されることも新たに見いだした。

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）少なくとも１／２板厚から１／４板厚における板面の
（１）｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値（Ａ）が３．５以上、
（２）（１）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４．５以上、
（３）｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値（Ｂ）が５．５以下、
（４）（Ａ）／（Ｂ）≧１．２
を満足し、更に、圧延方向及びそれと直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが０．６５以下であることを特徴とする｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板。

（２）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：０．１５％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、かつ、式（１）の関係を満足し、
０≦２０３√Ｃ％＋１５．２Ｎｉ％−４４．７Ｓｉ％＋１０４Ｖ％＋３０Ｍｎ％
＋１１Ｃｒ％＋２０Ｃｕ％−７００Ｐ％−１００Ａｌ％≦１００・・・（１）
残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする（１）に記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板。

（３）更に、質量％で、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を合計で０．０１％以上、０．４０％以下含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板。

（４）更に、質量％で、Ｖ：０．２０％以下、
Ｃｒ：１．５％以下及び
Ｂ：０．００７％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板。

（５）更に、質量％で、Ｍｏ≦１％、
Ｃｕ≦２％、
Ｎｉ≦１％及び
Ｓｎ≦０．２％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板。

（６）（１）〜（５）のいずれかに記載の化学成分を有するスラブを熱間圧延するにあたり、最終板厚が１．２〜３．０ｍｍ、かつ仕上げ熱延の最終段又は最終二段を７００℃〜Ａr3変態温度の温度範囲で、かつ圧下率の合計が５〜４５％になるように熱間圧延し、６００〜８００℃で巻き取り、酸洗後、１５〜７０％の冷間圧延を施し、更に、３〜１００℃／ｓで７００℃〜９００℃の温度範囲に加熱した後、平均冷却速度３〜２５０℃／ｓで冷却することを特徴とする形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。

（７）前記熱間圧延で得た熱延鋼板が、フェライト相を体積分率最大の相とし、かつ、熱延板板厚をＴｍｍ、平均粒径２０μｍ以上の部分の厚みをｔｍｍとしたときに、ｔ／Ｔ≧０．７を満足していることを特徴とする（６）に記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。

（８）前記熱間圧延で得た熱延鋼板にＡc1変態温度〜（Ａc3変態温度＋１５０）℃の温度範囲で焼鈍を施した後、６８０℃以下を１０〜２５０℃／ｓで冷却し、酸洗以降の工程に供することを特徴とする（６）又は（７）に記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。

（９）（５）〜（８）のいずれかに記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法により製造した冷延鋼板にめっきを施すことを特徴とする｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。

（１０）（５）〜（９）のいずれかに記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法により製造した冷延鋼板に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｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。

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、高強度鋼板を適用できる。

以下に本発明の内容を詳細に説明する。

１／２板厚から１／４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（Ａ）：
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＞方位群の平均値は３．５以上でなくてはならない。これが３．５未満では形状凍結性が劣悪となる。

この観点から、Ｘ線ランダム強度比の平均値は、より望ましくは４．５以上、更に望ましくは５．０以上である。

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。

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。

｛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。

１／２板厚から１／４板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比：
この方位は、形状凍結性の向上に最も効果を発揮する方位である。したがって、｛１００｝＜０１１＞は（Ａ）の方位群の中で、最大かつ４．５以上でなければならない。これが、４．５未満であると、高形状凍結性の確保が困難になる。

この観点から、｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比は５．０以上であることが望ましい。更に望ましくは６．０以上である。

なお、ここで述べる｛１００｝＜０１１＞方位とは、同様の効果を有する方位の範囲として、圧延方向に対して直角な方向（Transverse Direction）を回転軸として、±１２°を許容する。望ましくは±６°とする。

１／２板厚から１／４板厚における板面の｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値（Ｂ）：
１／２板厚から１／４板厚における板面の｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値は、５．５以下でなくてはならない。これが５．５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。

｛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。更に望ましくは、｛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５．０以下である。

（Ａ）／（Ｂ）：
二つの結晶方位群の平均値の比である（Ａ）／（Ｂ）は、１．２以上でなければならない。この比が１．２未満では優れた形状凍結性が確保できない。この観点から、（Ａ）／（Ｂ）は１．４以上とすることが望ましい。更に望ましくは２以上である。

一方、この比が大きくなるほど形状凍結性は向上するから、特に上限は規定しない。

なお当然のことであるが、上述のＸ線強度の限定が板厚１／２〜１／４位置だけでなく、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。

以上述べた冷延板のＸ線強度が曲げ加工時の形状凍結性に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。

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面と板厚１／４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。

少なくとも二つの測定面でのＸ線ランダム強度比の平均値が上述の値を満足していれば、優れた形状凍結性が得られる。

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。

圧延方向のｒ値（ｒＬ）及び圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）：
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、０．６５以下であることが必須である。より好ましくは０．６０以下、更に好ましくは０．５５以下である。

なお、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。

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くては、良好な形状凍結性と加工性を得ることはできない。

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冷延鋼板に適用できるものであり、上記の限定が満たされれば、冷延鋼板の曲げ加工性は飛躍的に向上する。換言すれば、冷延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。

次に、成分の限定条件について述べる。

Ｃ：
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、加工性が悪くなるので、０．２５％を上限にした。

Ｓｉ：
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。

Ｍｎ：
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を添加することが望ましい。

Ｐ、Ｓ：
これらは不純物であり、それぞれ、０．１５％以下、０．０３％以下とする。これは、加工性の劣化や熱間圧延又は冷間圧延時の割れを防ぐためである。

Ａｌ：
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、合金元素が増えて変態温度が低くなりすぎて巻取り温度が確保できない場合などには、変態温度を上昇させるために積極的に用いる。しかし、多すぎると加工性が低下し、表面性状が劣悪となるため、上限を２．０％とする。

Ｎ、Ｏ：
これらは不純物であり、加工性を悪化させないように、それぞれ０．０１％以下、０．０１％以下とする。

Ｔｉ、Ｎｂ：
これらの元素は、冷延後の焼鈍中の再結晶及び粒成長を抑制することから、形状凍結性に有利な集合組織が破壊されることなく保存される。また、これらの元素は、炭素や窒素の固定、析出強化、細粒強化などの機構を通じて材質を改善するので、それぞれ、目的に応じて、１種又は２種を合計で０．０１％以上添加する。

過度の添加は、加工性を劣化させるので、上限を、１種又は２種の合計で０．４０％とした。

Ｖ、Ｃｒ、Ｂ：
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、０．０００１％以上添加することが望ましい。ただし、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、０．２０％、１．５％、０．００７％を上限とした。

Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ：
これらの元素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。一方、過度の添加は、逆に、加工性を劣化させるので、上限を、それぞれ、１％、２％、１％、０．２％とする。

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、ＣａやＭｇ、Ｃｅを適量添加しても構わない。

また、以上の成分は、式（１）を満足する範囲で添加するものとする。この式の値が、０未満になると、Ａr3変態温度が低下しすぎて規定の巻取温度の範囲内で巻き取ることが困難になり、結果として、形状凍結性が劣化する。

一方、この値が１００を超えると、変態温度が上昇しすぎて、熱延条件を満足するためには、高温加熱高速熱延等設備への過剰な負荷が必須となる。したがって、１００を上限とした。
０≦２０３√Ｃ％＋１５．２Ｎｉ％−４４．７Ｓｉ％＋１０４Ｖ％＋３０Ｍｎ％
＋１１Ｃｒ％＋２０Ｃｕ％−７００Ｐ％−１００Ａｌ％≦１００・・・（１）

次に、製造方法について詳細に述べる。

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。

最終段又は最終二段の熱延圧下率：
仕上熱延の最終段又は最終二段の熱間圧延率の合計は５〜４５％とする。熱間圧延率の合計が５％未満の場合には、蓄積ひずみが不十分で粗大粒成長が起こらないことから、５％を下限とする。一方、熱間圧延率の合計が４５％超になると、逆に、蓄積ひずみエネルギーの増大により通常の再結晶が起こることから、やはり粗大粒成長は生じない。これらの観点から、望ましくは１０〜３５％、更に望ましくは１５〜３０％の圧下率とする。

最終段又は最終二段の熱延温度：
仕上熱延の最終段又は最終二段での熱延温度は７００℃〜Ａr3変態温度とする。熱延温度がＡr3変態温度超になると｛１００｝を主方位とする粗大粒が発達しないので、Ａr3変態温度を上限とした。

一方、熱延温度が７００℃未満では巻取温度が確保できないので、７００℃を下限とした。この観点から、７５０℃以上で巻き取ることが望ましい。更に望ましくは８００℃以上である。

熱延板板厚：
熱延板の板厚は１．２〜３．０ｍｍとする。熱延板の板厚を１．２ｍｍ未満にすることは、設備に過大な負荷をかけるだけでなく、生産効率を著しく低下させるので、１．２ｍｍを板厚の下限とする。この観点から、望ましくは１．４ｍｍ、更に望ましくは１．６ｍｍを下限とする。

一方、熱延板の板厚が３．０ｍｍ超になると、板厚中心部と板厚表層との温度差が大きくなり粗大粒領域が狭くなって、形状凍結性が劣化する。したがって、熱延板の板厚は３．０ｍｍ以下とする。この観点からは、２．６ｍｍ以下とするのが望ましい。更に望ましくは２．０ｍｍ以下である。

巻取温度：
巻取温度は６００〜８００℃とする。巻取温度が６００℃未満になると、巻取中にＳＩＢＭによる粗大粒成長が起こらず、整粒組織又は加工まま組織となり、結果として、形状凍結性が劣化する。この観点から、巻取温度の下限は６５０℃とするのが望ましい。この観点から、さらに望ましくは７００℃である。

一方、巻取温度を８００℃超とすると、コイル長手方向での温度保持が極めて難しく、コイル端部での材質不均一が生じる。したがって８００℃を上限とする。

熱延板のミクロ組織：
このようにして得られた熱延板のミクロ組織は、フェライトを体積分率最大の相とし、熱延板の板厚をＴｍｍ、平均粒径２０μｍ以上の領域の厚みをｔｍｍとした時、ｔ／Ｔ≧０．７とする。

この厚みの比が０．７未満の場合には、その後の形状凍結性が向上しないので、０．７を下限とした。この観点から、望ましくはｔ／Ｔ≧０．７５、更に望ましくはｔ／Ｔ≧０．８５である。上限は規定しないが、全厚が粗大粒となるｔ／Ｔ＝１が最も望ましいのは明らかである。

熱延板焼鈍温度：
上記で得られた熱延板に、冷延前に焼鈍を施してもよい。この時の焼鈍温度はＡc1変態温度〜（Ａc3変態温度＋１５０）℃とする。この焼鈍の目的は、熱延板組織をフェライト＋マルテンサイト相にすることなので、二相域焼鈍となるＡc1変態温度以上で焼鈍しなければならない。

一方、Ａc3変態温度＋１５０℃超で焼鈍を行うと、熱延で形成した形状凍結性に有利な集合組織がランダム化するので、Ａc3変態温度＋１００℃を上限とする。

熱延板焼鈍時の冷却速度：
熱延板焼鈍後、６８０℃以下の温度域の平均冷却速度は１０〜２５０℃／ｓとする。冷却速度が１０℃／ｓ未満では冷却中にパーライト変態が生じ、粗大パーライトが生成するため、１０℃／ｓを下限とする。この観点から、望ましくは２０℃／ｓ以上、更に望ましくは３０℃／ｓ以上とする。

冷却速度を２５０℃／ｓ超にすることは、格段の効果を得られないばかりでなく、過剰な設備投資を要するので、２５０℃／ｓを上限とした。

冷間圧下率：
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、冷間圧延の全圧下率が７０％を超えると、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７０％とした。形状凍結性を高めるためには、冷間圧下率を６５％以下に制限することが望ましい。更に望ましくは６０％以下である。

一方、冷間圧延率が１５％未満にするためには熱延板の板厚を極めて薄くする必要があり、熱延工程に大きな負荷をかける。加えて、１５％未満の冷間圧延率では、板厚制御が難しく形状不良の原因となる。したがって冷間圧延の圧下率の下限は１５％とする。

加熱速度：
上記の範囲で冷間加工された冷延鋼板を焼鈍する際に、加熱速度が３℃／ｓ未満では、加熱中に再結晶が進行し集合組織が破壊されることから、加熱速度の下限を３℃／ｓとした。この観点からは、１０℃／ｓ以上に制限することが望ましい。更に望ましくは２０℃／ｓ以上である。

一方、加熱速度を１００℃／ｓ超にすることは、過剰な設備投資を必要とするので、１００℃／ｓを加熱速度の上限とした。

焼鈍温度：
焼鈍温度が７００℃未満の場合には加工組織が残存して、加工性が劣化する。したがって、焼鈍温度の下限を７００℃、好ましくは７５０℃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。

特に、焼鈍温度が９００℃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９００℃以下とする。

この観点からは、焼鈍温度の上限は８８０℃以下とすることが望ましい。更に望ましくは８５０℃以下である。

冷却速度：
焼鈍後、冷却する際に、冷却速度が３℃／ｓ未満の場合には、最終的に得られる冷延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ので、３℃／ｓを冷却速度の下限とした。この観点から、冷却速度の下限は１０℃／ｓとすることが望ましい。

また、冷却速度を２５０℃／ｓ超とすることは、過剰の設備投資を必要とするので、２５０℃／ｓを冷却速度の上限とした。

ここで述べた冷却速度は、一時冷却停止温度までの平均冷却速度のことであり、低冷却速度での冷却と高冷却速度での冷却の組み合わせによって上述の冷却速度を達成してもかまわない。

また、焼鈍・冷却の後に、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除冷もしくは等温保持、又は、連続溶融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。

めっき：
本発明によって製造された冷延鋼板にめっきを施す場合、めっき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。

スキンパス：
以上の方法で製造された冷延鋼板にスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延を施すと、鋼板の形状を良好にするばかりでなく、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％を下限とする。

また、圧下率が５％超になると、通常、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ともに、鋼板の加工性を著しく劣化させるので、５％を上限とする。

以上のような方法によって製造される冷延鋼板のミクロ組織はフェライトを主体とするが、目的に応じてベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、パーライト、炭化物等の析出物を含んでいてもよい。

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。

実施例として、表１に示した成分組成を有するＡからＪ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され、その後に、熱間圧延が施され、表２中に示した種々の厚みの熱延鋼板とされた。

その後、一部の熱延鋼板には熱延板焼鈍を施し、種々の冷間圧延を施すことによって１．２ｍｍ厚とし、その後、連続焼鈍工程にて焼鈍を行った。

熱延板焼鈍は、Ａc1変態温度〜（Ａc1変態温度＋１５０）℃で、６８０℃以下を１０〜２５０℃／ｓで冷却し、次工程の冷延以降の工程に供した。

これら１．２ｍｍ厚の鋼板から６０ｍｍ幅、３５０ｍｍ長さの試験片を作成し、ポンチ幅７８ｍｍ、ポンチ肩Ｒ４、ダイス幅８５ｍｍ、ダイ肩Ｒ４の金型を用いてハット曲げ試験を行った。成型高さは９０ｍｍとした。

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に示したように、点（ｉ）と点（ii）の接線と点（iii）と点（iv）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（iii）と点（ｖ）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（ｖ）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。

ところで、形状凍結性は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はかけられないので、今回は、ＢＨＦ３９ｋＮで各鋼種のハット曲げ試験を行った。

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。

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。「温度」の欄には、仕上熱延の最終段又は最終二段での熱延温度がＡr3変態温度以下か否かを表示した。Ａr3変態温度以下の場合は「○」、Ａr3変態温度超の場合は「×」で表示した。「圧下率」の欄には、仕上熱延の最終段又は最終二段での圧下率の合計を示す。

表３には、前記の方法によって製造された１．２ｍｍ厚の冷延鋼板の機械的特性値、焼鈍板の集合組織、及び、形状凍結性の指標を示している。焼鈍板の集合組織の値は、いずれも、板厚７／１６面と１／４面で測定した値の平均値を用いた。

これから明らかなように、本発明で限定された条件を満たしているものは、いずれも、良好な形状凍結性が達成されている。

「形状凍結性の評価」の欄には、上述の方法でハット成形をした際の縦壁部の曲率をρとした時、１０００／ρ≦０．０１２５×ＴＳ（ＭＰａ）−４．２になる場合を「○」、それ以外の場合を「×」として表示した。

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、壁反り量が小さくなっているものと理解される。

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。本発明によりスプリング・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り、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、省エネルギー技術の開発を促進し、工業的に極めて高い価値のある発明である。

ハット曲げ試験に用いた試験片の断面を示す図である。

Claims

少なくとも１／２板厚から１／４板厚における板面の
（１）｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値（Ａ）が３．５以上、
（２）（１）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４．５以上、
（３）｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値（Ｂ）が５．５以下、
（４）（Ａ）／（Ｂ）≧１．２
を満足し、更に、圧延方向及びそれと直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが０．６５以下であることを特徴とする｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板。
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：０．１５％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、かつ、式（１）の関係を満足し、
０≦２０３√Ｃ％＋１５．２Ｎｉ％−４４．７Ｓｉ％＋１０４Ｖ％＋３０Ｍｎ％
＋１１Ｃｒ％＋２０Ｃｕ％−７００Ｐ％−１００Ａｌ％≦１００・・・（１）
残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板。
更に、質量％で、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を合計で０．０１％以上、０．４０％以下含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板。
更に、質量％で、Ｖ：０．２０％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、及び
Ｂ：０．００７％以下
の１種又は２種以上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｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板。
更に、質量％で、Ｍｏ≦１％、
Ｃｕ≦２％、
Ｎｉ≦１％、及び
Ｓｎ≦０．２％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板。
請求項１〜５のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを熱間圧延するにあたり、最終板厚が１．２〜３．０ｍｍ、かつ、仕上げ熱延の最終段又は最終二段を７００℃〜Ａr3変態温度の温度範囲で、かつ、圧下率の合計が５〜４５％になるように熱間圧延し、６００〜８００℃で巻き取り、酸洗後、１５〜７０％の冷間圧延を施し、更に、３〜１００℃／ｓで７００℃〜９００℃の温度範囲に加熱した後、平均冷却速度３〜２５０℃／ｓで冷却することを特徴とする｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
前記熱間圧延で得た熱延鋼板が、フェライト相を体積分率最大の相とし、かつ、熱延板板厚をＴｍｍ、平均粒径２０μｍ以上の部分の厚みをｔｍｍとしたときに、ｔ／Ｔ≧０．７を満足していることを特徴とする請求項６に記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
前記熱間圧延で得た熱延鋼板にＡc1変態温度〜（Ａc3変態温度＋１５０）℃の温度範囲で焼鈍を施した後、６８０℃以下を１０〜２５０℃／ｓで冷却し、酸洗以降の工程に供することを特徴とする請求項６又は７に記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
請求項６〜８のいずれか１項に記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法により製造した冷延鋼板にめっきを施すことを特徴とする｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
請求項６〜９のいずれか１項に記載の｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法により製造した冷延鋼板に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｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。