JP2014177686A - 絞り加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】加工中は良好な絞り加工性を示しつつ、加工後は所定の表面硬さを示す熱延鋼板を提供する。
【解決手段】板厚が２〜１５ｍｍであり、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００８〜０．０２５％、残部は鉄および不可避的不純物からなり、固溶Ｎ：０．００７％以上であり、深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、板面方位が（１２３）面から１０°以内の結晶粒の面積率が２０％以上、（１１１）面から１０°以内の結晶粒の面積率が５％以上、（００１）面から１０°以内の結晶粒の面積率が２０％以下であるとともに、前記深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒の平均粒径が３〜３５μｍである熱延鋼板。
【選択図】なし
【解決手段】板厚が２〜１５ｍｍであり、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００８〜０．０２５％、残部は鉄および不可避的不純物からなり、固溶Ｎ：０．００７％以上であり、深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、板面方位が（１２３）面から１０°以内の結晶粒の面積率が２０％以上、（１１１）面から１０°以内の結晶粒の面積率が５％以上、（００１）面から１０°以内の結晶粒の面積率が２０％以下であるとともに、前記深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒の平均粒径が３〜３５μｍである熱延鋼板。
【選択図】なし
Description
本発明は、加工中は良好な絞り加工性を示しつつ、加工後は所定の表面硬さを示す熱延鋼板に関する。
近年、環境保護の観点から、自動車の燃費向上を目的として、自動車用の各種部品、例えばギヤなどのトランスミッション部品やケース等に用いられる鋼材の軽量化、すなわち高強度化に対する要求が益々高まっている。このような軽量化・高強度化の要請に応えるために、一般に用いられる鋼材としては、棒鋼を熱間鍛造した鋼材（熱間鍛造材）が用いられてきた。また、部品製造工程におけるＣＯ２の排出量削減のため、これまで熱間鍛造によって加工されていたギヤなどの部品の冷間鍛造化に関する要求も高まっている。
ところで、冷間加工（冷間鍛造）は、熱間加工や温間加工に比較して生産性が高く、しかも寸法精度および鋼材の歩留まりがともに良好な利点がある。しかし、このような冷間加工によって部品を製造する場合に問題となるのは、冷間加工された部品の強度を期待される所定値以上に確保するためには、必然的に強度、すなわち変形抵抗の高い鋼材を用いる必要があることである。ところが、使用する鋼材の変形抵抗が高いものほど冷間加工用金型の寿命短縮を招くばかりか、冷間加工時に割れが発生しやすい難点がある。
このため、従来は、鋼材を所定形状に冷間鍛造した後、焼入れ焼戻し等の熱処理を行うことで、所定の強度（硬さ）が確保された高強度部品を製造する方法が実施されることもあった。しかしながら、冷間鍛造後の熱処理は、部品寸法が必然的に変化するため、二次的に切削などの機械加工により修正する必要があり、熱処理やその後の加工が省略できるような解決策が望まれていた。
上記課題を解決すべく、たとえば、低炭素鋼で固溶Ｃを利用して常温時効の進行を抑制し、歪時効による所定の時効硬化量を確保することで、歪時効特性に優れた冷間鍛造用線材・棒鋼が得られることが開示されている（特許文献１参照）。
しかしながら、この技術は、固溶Ｃ量のみによって歪時効を制御するものであり、十分な冷間加工性と、加工後の所要の硬さ・強度を両立する鋼材を得ることは困難であった。
そこで、本出願人は、鋼材に含まれる固溶Ｃと固溶Ｎが変形抵抗と静的ひずみ時効に及ぼす影響の違いに着目し、種々検討した結果、これらの固溶元素の量を適正に制御することで、加工中は良好な冷間加工性を発揮しつつ、冷間加工（冷間鍛造）後は所定の表面硬さ（強度）を示す機械構造用鋼材が得られることを知見し、すでに特許出願を行った（特許文献２参照）。
この鋼材は、冷間加工性と加工後の高硬度化（高強度化）の両立を実現したものであるが、上記特許文献１に記載された線材・棒鋼と同様、熱間鍛造材であり、製造コストが高いことが難点であった。そこで、製造コストのさらなる低コスト化のために、従来の熱間鍛造材に替えて、熱延鋼板で自動車用部品を冷間加工により作製することも検討されている。
たとえば、窒化処理後に高い表面硬度および十分な硬化深さが得られる窒化処理用の熱延鋼板が提案されている（特許文献３参照）。
しかしながら、この技術は、冷間加工後にさらに窒化処理を必要とするものであり、十分な低コスト化が実現できない問題がある。
また、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．０１％未満、Ｍｎ：１．５％以下およびＡｌ：０．２０％以下を含有すると共に、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／２：０．０５〜０．５０％の範囲で含有し、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｏ：０．００４％以下をＳ，ＮおよびＯの合計が０．０１００％以下で含む組成とし、かつミクロ組織を９５％以上の実質的フェライト単相組織とする熱延鋼板が提案されており、この熱延鋼板は、精密打ち抜き加工面の寸法精度に優れ、かつ加工後の打ち抜き面の表面硬度が極めて高く、さらには耐赤スケール疵性にも優れるとしている（特許文献４参照）。
しかしながら、この熱延鋼板は、Ｎは有害元素として、きわめて低い含有量に制限されており、Ｎを積極的に利用する本願発明に係る熱延鋼板とは、技術的思想をまったく異にするものである。
一般に、従前より鋼板の成形性向上のための集合組織制御に関しては、自動車の車体外板に用いられる薄鋼板の深絞り加工性は、材料の塑性異方性（ｒ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ値）：引張り試験における板幅ひずみと板厚ひずみの比）が大きいほど、その加工性が高くなること、さらに再結晶集合組織において板面方位に平行な｛１１１｝面を強く発達させ、｛１００｝面方位を弱めることが深絞り性の向上に不可欠であることが実験的にも理論的にも明らかにされている(非特許文献１参照)。
このため、鋼板の集合組織制御による加工性向上の取り組みは、種々行われている。
例えば、質量％にて、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０５〜３％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ：０．００５〜２．０％、Ｎ≦０．０１％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０を含み、さらにＴｉ−（４８／１２）Ｃ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≧−０．０３％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板であって、その鋼板の硬さのばらつきをその平均値で除した値が０．２以下であり、かつ、圧延方向の｛１１０｝面の面強度が１．７以下である高強度薄鋼板が提案されており、打ち抜き穴広げ性に優れるとしている（特許文献５参照）。
また、質量％でＣ：０．０００５％超０．１０％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．０８０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下およびＮ：０．００５％以下を含み、かつＮｂ：０．２０％以下およびＴｉ：０．２０％以下のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物の組成からなり、鋼組織を、体積分率で６０％以上がフェライト相とし、３次元結晶方位の密度関数（ＯＤＦ）｛φ１，Φ，φ２｝で、Φが０°で、φ１が０°、φ２が４５°のときのＯＤＦ｛０°，０°，４５°｝の強度が３．０以下で、かつΦが３５°で、φ１が０°、φ２が４５°のときのＯＤＦ｛０°，３５°，４５°｝の強度が２．５以上４．５以下の範囲とする高強度鋼板が提案されており、プレス成形の際に、割れ難く、かつ延性の異方性が小さい高強度鋼板が提供できるとしている（特許文献６参照）。
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、平均結晶粒径が４０〜６０μｍであるフェライト相単相で、かつ、｛１１８｝〈１１０〉および｛１１５｝〈１１０〉のランダム強度比がそれぞれ１０以上、｛１１１｝〈１１０〉および｛１１１｝〈１２１〉のランダム強度比がそれぞれ１以下である組織を有する熱延鋼板が提案されており、冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板が提供できるとしている（特許文献７参照）。
以上の例のように集合組織制御による鋼板の成形性向上の試みは、種々なされているが、多くは自動車用の外板、ボディ骨格材、足回り部品に関するものである。本発明が対象とするギヤなどのトランスミッション部品やケース等では、求められる成形性が自動車ボディ部品とは異なり、絞り加工性やしごき加工性などが求められるだけでなく、上述のように加工後の表面硬さも求められる部品である。
また、トランスミッション部品の分野では、棒鋼の鍛造品（熱間鍛造、冷間鍛造等）から、部品の軽量化、低コスト化を狙いとして鋼板による部品製造の検討も進んでいるが、さらなる成形性が求められている。
日本鉄鋼協会：「再結晶・集合組織とその組織制御への応用 再結晶研究の最前線」，１９９９年３月，ｐ．２０８
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、加工中は良好な絞り加工性を示しつつ、加工後は所定の表面硬さを示す熱延鋼板を提供することにある。
請求項１に記載の発明は、
板厚が２〜１５ｍｍであり、
成分組成が、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．２〜１％、
Ｐ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ ：０．００８〜０．０２５％、
残部は鉄および不可避的不純物からなり、
固溶Ｎ：０．００７％以上であり、
深さｔ／４（ｔ：板厚、以下同じ。）の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、
板面方位が（１２３）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が２０％以上、
板面方位が（１１１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が５％以上、
板面方位が（００１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が２０％以下であるとともに、
前記深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒の平均粒径が３〜３５μｍである
ことを特徴とする絞り加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板である。
板厚が２〜１５ｍｍであり、
成分組成が、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．２〜１％、
Ｐ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ ：０．００８〜０．０２５％、
残部は鉄および不可避的不純物からなり、
固溶Ｎ：０．００７％以上であり、
深さｔ／４（ｔ：板厚、以下同じ。）の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、
板面方位が（１２３）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が２０％以上、
板面方位が（１１１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が５％以上、
板面方位が（００１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が２０％以下であるとともに、
前記深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒の平均粒径が３〜３５μｍである
ことを特徴とする絞り加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板である。
請求項２に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）および／または
Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）
を含むものである請求項１に記載の熱延鋼板である。
成分組成が、さらに、
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）および／または
Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）
を含むものである請求項１に記載の熱延鋼板である。
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１または２に記載の熱延鋼板である。
成分組成が、さらに、
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１または２に記載の熱延鋼板である。
請求項４に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板である。
成分組成が、さらに、
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板である。
請求項５に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）、
Ｃｏ：５％以下（０%を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱延鋼板である。
成分組成が、さらに、
Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）、
Ｃｏ：５％以下（０%を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱延鋼板である。
請求項６に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、
ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱延鋼板である。
成分組成が、さらに、
Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、
ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱延鋼板である。
本発明によれば、所定の平均粒径を有するフェライト主体の組織において、固溶Ｎ量を確保するとともに、熱延鋼板の集合組織を所定の組織形態に制御することで、絞り加工性が求められる部品においても、加工中の変形能を高めることにより、金型の寿命が延長されるとともに、鋼板に割れが発生しにくく、加工後に得られる部品は所定の表面硬さを確保できる熱延鋼板を提供できるようになった。
以下、本発明に係る熱延鋼板（以下、「本発明鋼板」、あるいは、単に「鋼板」ともいう。）について、さらに詳細に説明する。本発明鋼板は、上記特許文献２に記載された熱間鍛造材とは、Ｎ固溶量を確保する点で共通するが、Ｃ含有量を高めの範囲まで許容し、鋼板の集合組織形態を制御するとともに、フェライト粒を微細化する点で異なっている。
〔本発明鋼板の板厚：２〜１５ｍｍ〕
まず、本発明鋼板は、板厚が２〜１５ｍｍのものを対象とする。板厚が２ｍｍ未満では、構造体としての剛性が確保できなくなる。一方、板厚が１５ｍｍを超えると、本発明で規定する集合組織形態を達成することが難しく、所望の絞り加工性向上効果が得られなくなる。好ましい板厚は３〜１４ｍｍである。
まず、本発明鋼板は、板厚が２〜１５ｍｍのものを対象とする。板厚が２ｍｍ未満では、構造体としての剛性が確保できなくなる。一方、板厚が１５ｍｍを超えると、本発明で規定する集合組織形態を達成することが難しく、所望の絞り加工性向上効果が得られなくなる。好ましい板厚は３〜１４ｍｍである。
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
＜Ｃ：０．３％以下（０％を含まない）＞
Ｃは、鋼板の組織の形成に大きな影響を及ぼす元素であり、組織は、フェライト主体組織、または、フェライト−パーライト複相組織ではあるが、できるだけパーライトの少ないフェライト主体組織とするために、含有量を制限する必要がある元素である。Ｃを過剰に含有させると、鋼板組織中のパーライト分率が上昇し、パーライトの加工硬化によって変形抵抗が過大となるおそれがある。そこで、鋼板中のＣ含有量は、０．３％以下、好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２％以下、特に好ましくは０．１５％以下に制限する。ただし、Ｃの含有量が少なすぎると、鋼の溶製中における脱酸が困難になるとともに、深絞り加工後の強度、表面硬さを満たし難くなるので、好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．０００８％以上、特に好ましくは０．００１％以上とする。
＜Ｃ：０．３％以下（０％を含まない）＞
Ｃは、鋼板の組織の形成に大きな影響を及ぼす元素であり、組織は、フェライト主体組織、または、フェライト−パーライト複相組織ではあるが、できるだけパーライトの少ないフェライト主体組織とするために、含有量を制限する必要がある元素である。Ｃを過剰に含有させると、鋼板組織中のパーライト分率が上昇し、パーライトの加工硬化によって変形抵抗が過大となるおそれがある。そこで、鋼板中のＣ含有量は、０．３％以下、好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２％以下、特に好ましくは０．１５％以下に制限する。ただし、Ｃの含有量が少なすぎると、鋼の溶製中における脱酸が困難になるとともに、深絞り加工後の強度、表面硬さを満たし難くなるので、好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．０００８％以上、特に好ましくは０．００１％以上とする。
＜Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）＞
Ｓｉは、鋼中に固溶することによって鋼板の変形抵抗を増加させるため、極力低減する必要がある元素である。そのため、鋼板中のＳｉ含有量は、変形抵抗の増加を抑制するため、０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４％以下、特に好ましくは０．３％以下に制限する。しかし、Ｓｉの含有量が極端に少ないと、溶製中の脱酸が困難になるとともに、深絞り加工後の強度、表面硬さを満たし難くなるので、好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．００８％以上、特に好ましくは０．０１％以上とする。
Ｓｉは、鋼中に固溶することによって鋼板の変形抵抗を増加させるため、極力低減する必要がある元素である。そのため、鋼板中のＳｉ含有量は、変形抵抗の増加を抑制するため、０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４％以下、特に好ましくは０．３％以下に制限する。しかし、Ｓｉの含有量が極端に少ないと、溶製中の脱酸が困難になるとともに、深絞り加工後の強度、表面硬さを満たし難くなるので、好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．００８％以上、特に好ましくは０．０１％以上とする。
＜Ｍｎ：０．２〜１％＞
Ｍｎは、製鋼過程において脱酸および脱硫の作用を有する元素である。さらに鋼材中のＮの含有量を高めた場合、加工中の発熱による動的ひずみ時効によって割れが発生しやすくなるが、いっぽうでＭｎはその時の加工性を向上させ、割れを抑制する効果がある。これらの作用を有効に発揮させるために、鋼材中のＭｎ含有量は０．２２％以上、好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．２５％以上とする。ただし、Ｍｎ含有量が過剰になると変形抵抗が過大となり、偏析による組織の不均一性が生じるので、１％以下、好ましくは０．９８％以下、さらに好ましくは０．９５質量％以下とする。
Ｍｎは、製鋼過程において脱酸および脱硫の作用を有する元素である。さらに鋼材中のＮの含有量を高めた場合、加工中の発熱による動的ひずみ時効によって割れが発生しやすくなるが、いっぽうでＭｎはその時の加工性を向上させ、割れを抑制する効果がある。これらの作用を有効に発揮させるために、鋼材中のＭｎ含有量は０．２２％以上、好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．２５％以上とする。ただし、Ｍｎ含有量が過剰になると変形抵抗が過大となり、偏析による組織の不均一性が生じるので、１％以下、好ましくは０．９８％以下、さらに好ましくは０．９５質量％以下とする。
＜Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）＞
Ｐは鋼に不可避的に含有される不純物元素であるが、これがフェライトに含有されるとフェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させ、また、フェライトを固溶強化して変形抵抗の増大の原因となる元素である。そこで、Ｐの含有量は冷間加工性の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招くため、工程能力を考慮して、０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。
Ｐは鋼に不可避的に含有される不純物元素であるが、これがフェライトに含有されるとフェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させ、また、フェライトを固溶強化して変形抵抗の増大の原因となる元素である。そこで、Ｐの含有量は冷間加工性の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招くため、工程能力を考慮して、０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。
＜Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）＞
ＳもＰと同様に不可避的不純物であり、ＦｅＳとして結晶粒界に膜状に析出し、加工性を劣化させる元素である。また、熱間脆性を引き起こす作用もある。そこで、変形能を向上させる観点から、本発明ではＳ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。ただし、Ｓ含有量を０にすることは工業上困難である。なお、Ｓは被削性を向上させる効果を有するため、被削性向上の観点からは、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００６％以上含有させることが推奨される。
ＳもＰと同様に不可避的不純物であり、ＦｅＳとして結晶粒界に膜状に析出し、加工性を劣化させる元素である。また、熱間脆性を引き起こす作用もある。そこで、変形能を向上させる観点から、本発明ではＳ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。ただし、Ｓ含有量を０にすることは工業上困難である。なお、Ｓは被削性を向上させる効果を有するため、被削性向上の観点からは、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００６％以上含有させることが推奨される。
＜Ａｌ：０．０１〜０．１％＞
Ａｌは、製鋼過程において脱酸に有効な元素である。この脱酸の効果を得るために、鋼材中のＡｌ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２％以上とする。ただし、Ａｌの含有量が過剰になると、靭性を低下させ、割れが発生しやすくなるので、０．１％以下、好ましくは０．０９％以下、さらに好ましくは０．０８質量％以下とする。
Ａｌは、製鋼過程において脱酸に有効な元素である。この脱酸の効果を得るために、鋼材中のＡｌ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２％以上とする。ただし、Ａｌの含有量が過剰になると、靭性を低下させ、割れが発生しやすくなるので、０．１％以下、好ましくは０．０９％以下、さらに好ましくは０．０８質量％以下とする。
＜Ｎ：０．００８〜０．０２５％＞
Ｎは加工後の静的ひずみ時効によって所定の強度を得るために重要な元素である。そこで、鋼材中のＮ含有量は、０．００８％以上、好ましくは０．００８５％以上、さらに好ましくは０．００９％以上とする。ただし、Ｎの含有量が過剰になると静的ひずみ時効のほか、加工中の動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形抵抗が増加して不適であるので、０．０２５％以下、好ましくは０．０２３質量％以下、さらに好ましくは０．０２％以下とする。
Ｎは加工後の静的ひずみ時効によって所定の強度を得るために重要な元素である。そこで、鋼材中のＮ含有量は、０．００８％以上、好ましくは０．００８５％以上、さらに好ましくは０．００９％以上とする。ただし、Ｎの含有量が過剰になると静的ひずみ時効のほか、加工中の動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形抵抗が増加して不適であるので、０．０２５％以下、好ましくは０．０２３質量％以下、さらに好ましくは０．０２％以下とする。
＜固溶Ｎ：０．００７％以上＞
そして、鋼板中に固溶Ｎを所定量（以下、「固溶Ｎ量」という。）確保することで、変形抵抗をあまり上げず、静的ひずみ時効を促進させることができる。冷間加工後に所要の強度を確保するためには、固溶Ｎ量が０．００７％以上必要である。ただし、固溶Ｎ量が過剰になると、冷間加工性が劣化するため、好ましくは０．０３％以下とする。なお、鋼材中のＮの含有量は０．０２５％以下であるので、実質的に固溶Ｎ量は０．０２５％以上になることはない。
そして、鋼板中に固溶Ｎを所定量（以下、「固溶Ｎ量」という。）確保することで、変形抵抗をあまり上げず、静的ひずみ時効を促進させることができる。冷間加工後に所要の強度を確保するためには、固溶Ｎ量が０．００７％以上必要である。ただし、固溶Ｎ量が過剰になると、冷間加工性が劣化するため、好ましくは０．０３％以下とする。なお、鋼材中のＮの含有量は０．０２５％以下であるので、実質的に固溶Ｎ量は０．０２５％以上になることはない。
ここで、本発明における固溶Ｎ量は、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠して、鋼材中の全Ｎ量から全Ｎ化合物の量を差し引いて求められる量である。この固溶Ｎ量の実用的な測定法を以下に例示する。
（ａ）不活性ガス融解法−熱伝導度法（全Ｎ量の測定）
供試材から切り出したサンプルをルツボに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、抽出物を熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定して全Ｎ量を求める。
（ｂ）アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法（全Ｎ化合物量の測定）
供試材から切り出したサンプルを、１０％ＡＡ系電解液に溶解し、定電流電解を行って、鋼中の全Ｎ化合物量を測定する。用いる１０％ＡＡ系電解液は、１０％アセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノールからなる非水溶媒系の電解液であり、鋼表面に不働態皮膜を生成させない溶液である。
供試材から切り出したサンプルをルツボに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、抽出物を熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定して全Ｎ量を求める。
（ｂ）アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法（全Ｎ化合物量の測定）
供試材から切り出したサンプルを、１０％ＡＡ系電解液に溶解し、定電流電解を行って、鋼中の全Ｎ化合物量を測定する。用いる１０％ＡＡ系電解液は、１０％アセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノールからなる非水溶媒系の電解液であり、鋼表面に不働態皮膜を生成させない溶液である。
供試材のサンプル約０．５ｇを、この１０％ＡＡ系電解液に溶解させ、生成する不溶解残渣（Ｎ化合物）を、穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。得られた不溶解残渣を、硫酸、硫酸カリウムおよび純銅製チップ中で加熱して分解し、分解物をろ液に合わせる。この溶液を、水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。さらに、フェノール、次亜塩素酸ナトリウムおよびペンタシアノニトロシル鉄（III）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、吸光光度計を用いて吸光度を測定して全Ｎ化合物量を求める。
そして、上記（ａ）の方法によって求められた全Ｎ量から、上記（ｂ）の方法によって求められた全Ｎ化合物量を差し引いて固溶Ｎ量を求めることができる。
そして、上記（ａ）の方法によって求められた全Ｎ量から、上記（ｂ）の方法によって求められた全Ｎ化合物量を差し引いて固溶Ｎ量を求めることができる。
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が鉄および不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
＜Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）および／または
Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）＞
Ｃｒは結晶粒界の強度を高めることで鋼の変形能を向上させる作用を有する元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒは０．２％含有させることが好ましい。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると、変形抵抗が増大し、冷間加工性が低下するおそれがあるため、その含有量は２％以下、さらには１．５％以下、特に１％以下が推奨される。
Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）＞
Ｃｒは結晶粒界の強度を高めることで鋼の変形能を向上させる作用を有する元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒは０．２％含有させることが好ましい。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると、変形抵抗が増大し、冷間加工性が低下するおそれがあるため、その含有量は２％以下、さらには１．５％以下、特に１％以下が推奨される。
また、Ｍｏは、加工後の鋼材の硬さおよび変形能を増加させる作用を有する元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｏは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０８％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｍｏを過剰に含有させると、冷間加工性が劣化するおそれがあるため、その含有量は２％以下、さらには１．５％以下、特に１％以下が推奨される。
＜Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種＞
これらの元素はＮとの親和力が強く、Ｎと共存してＮ化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させる役割を有する元素である。しかし、各元素とも上限値を超えて含有させても特性改善効果が得られない。各元素の含有量はそれぞれ、０．２％以下、さらには０．００１〜０．１５％、特に０．００２〜０．１％が推奨される。
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種＞
これらの元素はＮとの親和力が強く、Ｎと共存してＮ化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させる役割を有する元素である。しかし、各元素とも上限値を超えて含有させても特性改善効果が得られない。各元素の含有量はそれぞれ、０．２％以下、さらには０．００１〜０．１５％、特に０．００２〜０．１％が推奨される。
＜Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）＞
Ｂは、上記Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様、Ｎとの親和力が強く、Ｎと共存してＮ化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させる役割を有する元素である。そのため、本発明の鋼板がＢを含有する場合、所要の固溶Ｎ量を確保して冷間加工後の強度を向上させることができることから、その含有量は０．００５％以下、さらには０．０００１〜０．００３５％、特に０．０００２〜０．００２％が推奨される。
Ｂは、上記Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様、Ｎとの親和力が強く、Ｎと共存してＮ化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させる役割を有する元素である。そのため、本発明の鋼板がＢを含有する場合、所要の固溶Ｎ量を確保して冷間加工後の強度を向上させることができることから、その含有量は０．００５％以下、さらには０．０００１〜０．００３５％、特に０．０００２〜０．００２％が推奨される。
＜Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）、
Ｃｏ：５％以下（０%を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種＞
これらの元素は、いずれも鋼材をひずみ時効させ、硬化させる作用があり、加工後強度を向上させるのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、これらの元素は、それぞれ０．１％以上、さらには０．３％以上含有させることが好ましい。しかし、これらの元素の含有量が過剰であると、鋼材をひずみ時効および硬化させる効果、さらに、加工後強度を向上させる効果が飽和し、また、割れを促進させるおそれがあるため、それぞれ５％以下、さらには４％以下、特に３％以下が推奨される。
Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）、
Ｃｏ：５％以下（０%を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種＞
これらの元素は、いずれも鋼材をひずみ時効させ、硬化させる作用があり、加工後強度を向上させるのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、これらの元素は、それぞれ０．１％以上、さらには０．３％以上含有させることが好ましい。しかし、これらの元素の含有量が過剰であると、鋼材をひずみ時効および硬化させる効果、さらに、加工後強度を向上させる効果が飽和し、また、割れを促進させるおそれがあるため、それぞれ５％以下、さらには４％以下、特に３％以下が推奨される。
＜Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、
ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種＞
Ｃａは、ＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃａは、０．０００５％以上、さらには０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、０．０５％以下、さらには０．０３％以下、特に０．０１％以下が推奨される。
ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種＞
Ｃａは、ＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃａは、０．０００５％以上、さらには０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、０．０５％以下、さらには０．０３％以下、特に０．０１％以下が推奨される。
ＲＥＭは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、ＲＥＭは、０．０００５％以上、さらには０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、０．０５％以下、さらには０．０３％以下、特に０．０１質量％以下が推奨される。
なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有するのがよい。
なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有するのがよい。
Ｍｇは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｇは、０．０００２％以上、さらには０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、０．０２％以下、さらには０．０１５％以下、特に０．０１％以下が推奨される。
Ｌｉは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めることができ、また、Ａｌ系酸化物を低融点化して無害化して被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｌｉは、０．０００２％以上、さらには０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、０．０２％以下、さらには０．０１５％以下、特に０．０１％以下が推奨される。
Ｐｂは、被削性を向上させるために有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｐｂは０．００５％以上、さらには０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有させると、圧延疵の発生等の製造上の問題を生じるため、０．５％以下、さらには０．４％以下、特に０．３質量％以下が推奨される。
Ｂｉは、Ｐｂと同様に、被削性を向上させるために有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｂｉは０．００５％以上、さらには０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有させても被削性向上の効果が飽和するため、０．２質量％以下、さらには０．４％以下、特に０．３％以下が推奨される。
次に、本発明鋼板を特徴づける集合組織について説明する。
〔本発明鋼板の集合組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、フェライト主体、またはフェライト−パーライト複相組織鋼をベースとするものであるが、特に、フェライト結晶粒の板面方位およびそのサイズを特定範囲に制御することを特徴とする。
上述したとおり、本発明鋼板は、フェライト主体、またはフェライト−パーライト複相組織鋼をベースとするものであるが、特に、フェライト結晶粒の板面方位およびそのサイズを特定範囲に制御することを特徴とする。
本発明鋼板の集合組織は、フェライトとパーライトの複相組織で構成される。パーライトが過剰に存在すると鋼板の成形性を劣化させるので、パーライトは面積率で１０％以下、さらには９％以下、特に８％以下とするのが好ましい。残部はフェライトである。
＜深さｔ／４（ｔ：板厚、以下同じ。）の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、
板面方位が（１２３）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率：２０％以上、
板面方位が（１１１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率：５％以上、
板面方位が（００１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率：２０％以下＞
集合組織のでき方は結晶系が同じでも加工法によって異なり、圧延材の場合は圧延面と圧延方向で表現される。つまり、下記に示すように圧延面は｛○○○｝で、圧延方向は＜△△△＞で、それぞれ表現される。なお、○や△は整数を示している。これら各方位の表現については、長島晋一編著：「集合組織」（丸善株式会社刊）などに記載されている。
板面方位が（１２３）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率：２０％以上、
板面方位が（１１１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率：５％以上、
板面方位が（００１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率：２０％以下＞
集合組織のでき方は結晶系が同じでも加工法によって異なり、圧延材の場合は圧延面と圧延方向で表現される。つまり、下記に示すように圧延面は｛○○○｝で、圧延方向は＜△△△＞で、それぞれ表現される。なお、○や△は整数を示している。これら各方位の表現については、長島晋一編著：「集合組織」（丸善株式会社刊）などに記載されている。
本発明では、深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、板面方位が、（１２３）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率を２０％以上、（１１１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率を５％以上、（００１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率を２０％以下にそれぞれ制御することで、熱延鋼板の絞り成形性を向上させることができる。
従来から、フェライト結晶粒の板面方位に関し、板面に平行な（１１１）面方位を強く発達させる一方、（００１）面方位を弱めることが深絞り性の向上に有効であることが知られている。冷間圧延工程と焼鈍工程を施す工程ではこのような板面方位の制御が可能であったが、熱間圧延工程において、かつ、板厚２〜１５ｍｍといった、薄鋼板としては肉厚の熱延鋼板ではこのような板面方位の制御が難しかった。
そこで本発明では、新たに（１２３）面の板面方位を有するフェライト結晶粒を導入することによって、熱間圧延板での集合組織制御を可能にし、成形性向上を実現できるようになった。
上述したように、板面方位として（１２３）面を有するフェライト結晶粒は、成形性、深絞り性を向上させる作用を有し、このような作用を有効に発揮させるためには、面積率で２０％以上が必要である。好ましくは２２％以上、さらに好ましくは２４％以上、特に好ましくは２６％以上である。
（１１１）面も、成形性、深絞り成形性を向上させる作用を有し、このような作用を有効に発揮させるためには、面積率で５％以上、好ましくは６％以上、さらに好ましくは８％以上が必要である。
（００１）面は、成形による面内異方性を生じさせ、成形性を劣化させる。したがって、面積率を２０％以下、好ましくは１８％以下、さらに好ましくは１５％以下に制限する。
なお、熱延鋼板の組織形態は、板厚方向に組織分布を有するが、板厚の１／４の深さ位置を代表位置として組織形態を規定した。また、板面方位が上記各理想面方位（（１２３）面、（１１１）面、（００１）面）から１０°以内のフェライト結晶粒はほぼ同等の作用を有すると考えられるので、その範囲の板面方位を有するフェライト結晶粒の面積率でそれぞれ規定することとした。
＜深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒の平均粒径：３〜３５μｍ＞
フェライト組織を構成するフェライト結晶粒の平均粒径は、鋼板の加工性（絞り加工性、曲げ加工性、プレス加工性）を向上させるとともに、加工後の表面性状を満足させるため、３〜３０μｍの範囲であることが必要である。フェライト結晶粒が細かくなりすぎると、変形抵抗が高くなりすぎるため、その平均粒径は３μｍ以上、好ましくは４μｍ以上、さらに好ましくは５μｍ以上とする。一方、フェライト結晶粒が粗大化しすぎると、靱性、疲労特性などが劣化するとともに、結晶方位を制御しても、曲げ加工性や張出などのプレス成形性が著しく低下し、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易いため、その平均粒径は３５μｍ以下、好ましくは３０μｍ以下、さらに好ましくは２８μｍ以下とする。なお、上記と同様、熱延鋼板では板厚方向でフェライト結晶粒のサイズ分布が存在するが、板厚の１／４の深さ位置を代表位置としてフェライト結晶粒の平均粒径を規定した。
フェライト組織を構成するフェライト結晶粒の平均粒径は、鋼板の加工性（絞り加工性、曲げ加工性、プレス加工性）を向上させるとともに、加工後の表面性状を満足させるため、３〜３０μｍの範囲であることが必要である。フェライト結晶粒が細かくなりすぎると、変形抵抗が高くなりすぎるため、その平均粒径は３μｍ以上、好ましくは４μｍ以上、さらに好ましくは５μｍ以上とする。一方、フェライト結晶粒が粗大化しすぎると、靱性、疲労特性などが劣化するとともに、結晶方位を制御しても、曲げ加工性や張出などのプレス成形性が著しく低下し、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易いため、その平均粒径は３５μｍ以下、好ましくは３０μｍ以下、さらに好ましくは２８μｍ以下とする。なお、上記と同様、熱延鋼板では板厚方向でフェライト結晶粒のサイズ分布が存在するが、板厚の１／４の深さ位置を代表位置としてフェライト結晶粒の平均粒径を規定した。
〔各相の面積率の測定方法〕
上記各相の面積率については、各供試鋼板をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率１０００倍）により５視野撮影し、フェライトおよびパーライトの各比率を点算法で求めることができる。
上記各相の面積率については、各供試鋼板をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率１０００倍）により５視野撮影し、フェライトおよびパーライトの各比率を点算法で求めることができる。
〔フェライト結晶粒の板面方位の測定方法〕
フェライト結晶粒の板面方位は、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ［Electron Back Scattering Patternと、ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction）によって、測定・解析される。ＳＥＭ装置としては、例えば日本電子社製ＳＥＭ（ＪＥＯＬＪＳＭ５４１０）、ＥＢＳＰ測定・解析システムとして、例えばＥＢＳＰ：ＴＳＬ社製（ＯＩＭ）を各々用いる。また、結晶粒の大きさにもよるが試料の測定領域は３００〜１０００μｍ×３００〜１０００μｍとし、測定ステップ間隔は例えば１〜３μｍ以下とする。このようにして同定した各フェライト結晶粒の結晶方位より、上記各理想面方位から１０°以内の方位のものを集計して合計面積を求め、測定領域の面積で除すことにより、各理想面方位ごとの面積率を求めた。
フェライト結晶粒の板面方位は、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ［Electron Back Scattering Patternと、ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction）によって、測定・解析される。ＳＥＭ装置としては、例えば日本電子社製ＳＥＭ（ＪＥＯＬＪＳＭ５４１０）、ＥＢＳＰ測定・解析システムとして、例えばＥＢＳＰ：ＴＳＬ社製（ＯＩＭ）を各々用いる。また、結晶粒の大きさにもよるが試料の測定領域は３００〜１０００μｍ×３００〜１０００μｍとし、測定ステップ間隔は例えば１〜３μｍ以下とする。このようにして同定した各フェライト結晶粒の結晶方位より、上記各理想面方位から１０°以内の方位のものを集計して合計面積を求め、測定領域の面積で除すことにより、各理想面方位ごとの面積率を求めた。
〔フェライト結晶粒の平均粒径の測定方法〕
上記フェライト結晶粒の平均粒径は、上記ＳＥＭ−ＥＢＳＰと、その測定条件を用い、所定の測定領域内に観察される各フェライト結晶粒の最大直径を各々測定し、それらの平均値を平均粒径として求めた。
上記フェライト結晶粒の平均粒径は、上記ＳＥＭ−ＥＢＳＰと、その測定条件を用い、所定の測定領域内に観察される各フェライト結晶粒の最大直径を各々測定し、それらの平均値を平均粒径として求めた。
次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
本発明鋼板の製造は、上記成分組成を有する原料鋼を所望の板厚に成形できる方法であれば、いずれの方法にしたがって行ってもよい。例えば、以下に示す条件にて、転炉で上記成分組成を有する溶鋼を調製し、これを造塊または連続鋳造によりスラブしてから所望板厚の熱延鋼板に圧延することによって行うことができる。
本発明鋼板の製造は、上記成分組成を有する原料鋼を所望の板厚に成形できる方法であれば、いずれの方法にしたがって行ってもよい。例えば、以下に示す条件にて、転炉で上記成分組成を有する溶鋼を調製し、これを造塊または連続鋳造によりスラブしてから所望板厚の熱延鋼板に圧延することによって行うことができる。
［溶鋼の調製］
溶鋼中のＮの含有量については、転炉での溶製の際に、溶鋼にＮ化合物を含む原料を添加すること、および／または、転炉の雰囲気をＮ２雰囲気に制御することにより調整することができる。
溶鋼中のＮの含有量については、転炉での溶製の際に、溶鋼にＮ化合物を含む原料を添加すること、および／または、転炉の雰囲気をＮ２雰囲気に制御することにより調整することができる。
［加熱］
熱間圧延前の加熱は１１００〜１３００℃で行う。この加熱では、Ｎ化合物を生成せずに、なるべく多くのＮを固溶させるために、高温の加熱条件が必要である。加熱温度の好ましい下限は１１００℃、さらに好ましい下限は１１５０℃である。一方、１３００℃を超える温度は操業上困難である。
熱間圧延前の加熱は１１００〜１３００℃で行う。この加熱では、Ｎ化合物を生成せずに、なるべく多くのＮを固溶させるために、高温の加熱条件が必要である。加熱温度の好ましい下限は１１００℃、さらに好ましい下限は１１５０℃である。一方、１３００℃を超える温度は操業上困難である。
［熱間圧延］
熱間圧延は、仕上げ圧延温度が８８０℃以上になるように行う。仕上げ圧延温度を低温化しすぎるとフェライト変態が高温で起るようになり、フェライト中の析出炭化物が粗大化し、疲労強度が劣化するため、一定以上の仕上げ圧延温度が必要である。仕上げ圧延温度は、オーステナイト粒を粗大化してフェライトの粒径をある程度大きくするため、９００℃以上とするのがより好ましい。なお、仕上げ圧延温度の上限は温度確保が難しいため、１０００℃とする。
熱間圧延は、仕上げ圧延温度が８８０℃以上になるように行う。仕上げ圧延温度を低温化しすぎるとフェライト変態が高温で起るようになり、フェライト中の析出炭化物が粗大化し、疲労強度が劣化するため、一定以上の仕上げ圧延温度が必要である。仕上げ圧延温度は、オーステナイト粒を粗大化してフェライトの粒径をある程度大きくするため、９００℃以上とするのがより好ましい。なお、仕上げ圧延温度の上限は温度確保が難しいため、１０００℃とする。
［熱間圧延パススケジュール］
本発明の熱延鋼板の板厚は２〜１５ｍｍであるが、フェライト結晶粒を微細化して、その平均粒径を所定の粒径範囲に制御するために、上記の圧延温度の制御だけでなく、仕上げ圧延のタンデム圧延の最終圧下率を１５％以上とすることが必要である。通常、仕上げ圧延は、５〜７パスのタンデム圧延を実施するが、板のカミ込み制御の観点でパススケジュールが設定され、最終圧下率は、１２〜１３％程度までである。上記最終圧下率は、好ましくは１６％以上、より好ましくは１７％以上である。上記最終圧下率は、２０％、３０％と高いほど、結晶粒をより微細化する効果が得られるが、圧延制御の観点で上限は３０％程度に規定される。
本発明の熱延鋼板の板厚は２〜１５ｍｍであるが、フェライト結晶粒を微細化して、その平均粒径を所定の粒径範囲に制御するために、上記の圧延温度の制御だけでなく、仕上げ圧延のタンデム圧延の最終圧下率を１５％以上とすることが必要である。通常、仕上げ圧延は、５〜７パスのタンデム圧延を実施するが、板のカミ込み制御の観点でパススケジュールが設定され、最終圧下率は、１２〜１３％程度までである。上記最終圧下率は、好ましくは１６％以上、より好ましくは１７％以上である。上記最終圧下率は、２０％、３０％と高いほど、結晶粒をより微細化する効果が得られるが、圧延制御の観点で上限は３０％程度に規定される。
［熱間圧延の圧延速度］
上記のような板面方位を有するフェライト結晶粒の集合組織を得るため、また板厚方向の集合組織ができるだけ均一になるように制御するために、仕上げ圧延の圧延速度の制御も必要である。このため、最終パスの圧延速度を３００〜７００ｍ／ｍｉｎに制御する。圧延速度が高すぎても、低すぎても、所望の板面方位が得られにくく、また板厚方向の集合組織が不均一になりやすく好ましくない。また圧延速度が遅い場合は、生産性も悪くなる。好ましくは、３５０〜６５０ｍ／ｍｉｎ、より好ましくは、４００〜６００ｍ／ｍｉｍである。
上記のような板面方位を有するフェライト結晶粒の集合組織を得るため、また板厚方向の集合組織ができるだけ均一になるように制御するために、仕上げ圧延の圧延速度の制御も必要である。このため、最終パスの圧延速度を３００〜７００ｍ／ｍｉｎに制御する。圧延速度が高すぎても、低すぎても、所望の板面方位が得られにくく、また板厚方向の集合組織が不均一になりやすく好ましくない。また圧延速度が遅い場合は、生産性も悪くなる。好ましくは、３５０〜６５０ｍ／ｍｉｎ、より好ましくは、４００〜６００ｍ／ｍｉｍである。
［熱延後の急冷］
上記仕上げ圧延終了後、５ｓ以内に２０℃／ｓ以上の冷却速度（第１急冷速度）で急冷し、５８０℃以上６７０℃未満の温度（急冷停止温度）で急冷を停止する。フェライト主体の組織、すなわちパーライト分率が許容範囲内のフェライト−パーライト複相組織を得るためである。冷却速度（急冷速度）が２０℃／ｓ未満ではパーライト変態が促進され、または、急冷停止温度が５８０℃未満ではパーライト変態またはベイナイト変態が促進され、いずれもパーライト分率が許容範囲内のフェライト−パーライト鋼を得るのが困難になり、所望の集合組織に制御することができず、絞り加工性、曲げ加工性が劣化する。一方、急冷停止温度が６７０℃以上になるとフェライト中の析出炭化物が粗大化してしまい、同じく、絞り加工性、曲げ加工性が劣化する。急冷停止温度は、好ましくは６００〜６５０℃、さらに好ましくは６１０〜６４０℃である。
上記仕上げ圧延終了後、５ｓ以内に２０℃／ｓ以上の冷却速度（第１急冷速度）で急冷し、５８０℃以上６７０℃未満の温度（急冷停止温度）で急冷を停止する。フェライト主体の組織、すなわちパーライト分率が許容範囲内のフェライト−パーライト複相組織を得るためである。冷却速度（急冷速度）が２０℃／ｓ未満ではパーライト変態が促進され、または、急冷停止温度が５８０℃未満ではパーライト変態またはベイナイト変態が促進され、いずれもパーライト分率が許容範囲内のフェライト−パーライト鋼を得るのが困難になり、所望の集合組織に制御することができず、絞り加工性、曲げ加工性が劣化する。一方、急冷停止温度が６７０℃以上になるとフェライト中の析出炭化物が粗大化してしまい、同じく、絞り加工性、曲げ加工性が劣化する。急冷停止温度は、好ましくは６００〜６５０℃、さらに好ましくは６１０〜６４０℃である。
［急冷停止後の緩冷］
上記急冷停止後、放冷または空冷により１０℃／ｓ以下の冷却速度（緩冷速度）で５〜２０ｓ緩冷する。これによりフェライトの形成を十分に進行させつつ、フェライト中の析出炭化物を適度に微細化させる。冷却速度が１０℃／ｓを超え、または、緩冷時間が５ｓ未満では、フェライトの形成量が不足するとともに、所望の集合組織に制御することができず、絞り加工性、曲げ加工性が劣化する。一方、緩冷時間が２０ｓを超えると析出炭化物が粗大化せず、疲労強度が劣化する。
上記急冷停止後、放冷または空冷により１０℃／ｓ以下の冷却速度（緩冷速度）で５〜２０ｓ緩冷する。これによりフェライトの形成を十分に進行させつつ、フェライト中の析出炭化物を適度に微細化させる。冷却速度が１０℃／ｓを超え、または、緩冷時間が５ｓ未満では、フェライトの形成量が不足するとともに、所望の集合組織に制御することができず、絞り加工性、曲げ加工性が劣化する。一方、緩冷時間が２０ｓを超えると析出炭化物が粗大化せず、疲労強度が劣化する。
［緩冷後の急冷、巻取り］
上記緩冷後、再度２０℃／ｓ以上の冷却速度（第２急冷速度）で急冷し、３００℃超４５０℃以下で巻き取る。フェライト主体の組織にすることで、所望も集合組織形成を行うことにより、絞り加工性、曲げ加工性を確保するためである。冷却速度（第２急冷速度）が２０℃／ｓ未満、または、巻取り温度が４５０℃超では、パーライトが多く形成され、一方３００℃未満では、マルテンサイトや残留オーステナイトが形成され、絞り加工性、曲げ加工性が劣化する。
上記緩冷後、再度２０℃／ｓ以上の冷却速度（第２急冷速度）で急冷し、３００℃超４５０℃以下で巻き取る。フェライト主体の組織にすることで、所望も集合組織形成を行うことにより、絞り加工性、曲げ加工性を確保するためである。冷却速度（第２急冷速度）が２０℃／ｓ未満、または、巻取り温度が４５０℃超では、パーライトが多く形成され、一方３００℃未満では、マルテンサイトや残留オーステナイトが形成され、絞り加工性、曲げ加工性が劣化する。
以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
下記表１に示す成分組成の鋼を真空溶解法により溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットに鋳造し、これを下記表２に示す条件にて熱間圧延を施し熱延鋼板を作製した。なお、いずれの試験においても、仕上げ圧延終了後における急冷停止までの冷却速度は２０℃／ｓ以上であり、急冷停止後の冷却は１０℃／ｓ以下の冷却速度で５〜２０ｓ緩冷する条件であった。
このようにして得られた熱延鋼板について、固溶Ｎ量、鋼板中組織の各相の面積率、ならびに、フェライト結晶粒の板面方位および平均粒径を、上記［発明を実施するための形態］のところで説明した各測定方法により求めた。
また、上記熱延鋼板の絞り加工性については、板厚４〜１０ｍｍ程度の鋼板であるが、円筒成形試験で評価した。パンチサイズはφ１００ｍｍ 、パンチ肩Ｒ８ｍｍ、ダイス径φ１０３ｍｍ、ダイ肩Ｒ８ｍｍとした。円筒の直径（ｄ）に対するブランク直径（Ｄ）の比（Ｄ／ｄ）の「絞り比」で、１回の絞りで破断を起こさないで円筒を絞ることのできる最大のブランク直径をＤｍａｘとしたとき、Ｄｍａｘ／ｄを「限界絞り比」（ＬＤＲ（Ｌｉｍｉｔｉｎｇ Ｄｒａｗｉｎｇ Ｒａｔｉｏ））と定義して、これを評価指標とした。そして、ＬＤＲが２〜２．１のものを合格とした。
また、成形後の試験片を取り出し、円筒部およびフランジ部分の外側を目視で観察した。目視観察の結果、割れの発生が見られる場合を×、割れは発生していないが、目視できるクラックが見られる場合を△、微小な凹凸（シワ）が見られるものの、クラックは発生していない場合を○、シワの発生も見られない場合を◎とした。そして、◎または○のものを合格とした。なお、「割れ」と「クラック」とは、隙間の最大幅が、１ｍｍ以上のものを「割れ」、１ｍｍ未満のものを「クラック」と定義して区別した。
また、上記絞り加工試験後のフランジ部における表面部の硬さを測定し、加工後の表面硬さを評価した。ビッカース硬さ試験機を用いて、荷重：１０００ｇ、測定位置：試験片断面のＤ／４位置中央部（Ｄ：部品直径）および測定回数：５回の条件で、各加工後試験片のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。そして、２５０Ｈｖ以上の物を合格とした。
これらの測定結果を下記表３に示す。なお、同表における「フェライト結晶粒」の欄の「（○○○）面（％）」の表記は、板面方位が（○○○）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率（単位：％）を意味する。
表３に示すように、鋼Ｎｏ．１、２、７〜１４、２５〜３１はいずれも、本発明の成分組成規定の要件を満足する鋼種を用い、推奨の熱間圧延条件で製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足する発明鋼であり、絞り加工性および加工後表面硬さはすべて合格基準を満たしており、加工中は良好な絞り加工性を示しつつ、加工後は所定の表面硬さ（強度）を示す熱延鋼板が得られることが確認できた。
これに対し、鋼Ｎｏ．３〜６、１５〜２４は本発明で規定する成分組成および組織の要件のうち少なくともいずれかを満足しない比較鋼であり、絞り加工性および加工後表面硬さのうち少なくともいずれかが合格基準を満たしていない。
例えば、鋼Ｎｏ．３は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延前の加熱温度、熱延時の仕上げ圧延温度、および、熱延後の急冷停止温度が推奨範囲を外れて低すぎ、固溶Ｎ量が不足するとともに、（１２３）面方位のフェライト結晶粒が不足する一方で（００１）面方位のフェライト結晶粒が過剰になり、絞り加工性、加工後表面硬さともに劣っている。
また、鋼Ｎｏ．４は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延後の板厚が規定範囲を外れて大きすぎ、（１２３）面方位、（１１１）面方位のフェライト結晶粒がともに不足する一方で（００１）面方位のフェライト結晶粒が過剰になるとともに、フェライト結晶粒が粗大化し、少なくとも絞り加工性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．５は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延時の最終パスの圧延速度が推奨範囲を外れて大きすぎ、（１２３）面方位のフェライト結晶粒が不足する一方で（００１）面方位のフェライト結晶粒が過剰になり、絞り加工性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．６は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延時の最終圧下率が推奨範囲を外れて小さすぎ、フェライト結晶粒が粗大化し、少なくとも絞り加工性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１５（鋼種ｊ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｎ含有量が低すぎるため、固溶Ｎ量が不足し、加工後表面硬さが劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．１６（鋼種ｋ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｎ含有量が高すぎ、少なくとも絞り加工性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１７（鋼種ｌ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｃ含有量が高すぎ、固溶Ｎ量が不足し、加工後表面硬さが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１８（鋼種ｍ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｓｉ含有量が高すぎ、（１２３）面方位のフェライト結晶粒が不足する一方で（００１）面方位のフェライト結晶粒が過剰になり、少なくとも絞り加工性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１９（鋼種ｎ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｍｎ含有量が低すぎ、（００１）面方位のフェライト結晶粒が過剰になり、絞り加工性、加工後表面硬さともに劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．２０（鋼種ｏ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｍｎ含有量が高すぎ、（１２３）面方位のフェライト結晶粒が不足する一方で（００１）面方位のフェライト結晶粒が過剰になり、少なくとも絞り加工性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２１（鋼種ｐ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｐ含有量が高すぎ、（１２３）面方位のフェライト結晶粒が不足する一方で（００１）面方位のフェライト結晶粒が過剰になり、少なくとも絞り加工性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２２（鋼種ｑ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｓ含有量が高すぎ、（１２３）面方位、（１１１）面方位のフェライト結晶粒が不足する一方で（００１）面方位のフェライト結晶粒が過剰になり、少なくとも絞り加工性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２３（鋼種ｒ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ａｌ含有量が低すぎ、（１２３）面方位のフェライト結晶粒が不足する一方で（００１）面方位のフェライト結晶粒が過剰になり、少なくとも絞り加工性が劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．２４（鋼種ｓ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ａｌ含有量が高すぎ、（１２３）面方位のフェライト結晶粒が不足する一方で（００１）面方位のフェライト結晶粒が過剰になり、少なくとも絞り加工性が劣っている。
以上より、本発明の適用性が確認できた。
Claims (6)
- 板厚が２〜１５ｍｍであり、
成分組成が、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．２〜１％、
Ｐ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ ：０．００８〜０．０２５％、
残部は鉄および不可避的不純物からなり、
固溶Ｎ：０．００７％以上であり、
深さｔ／４（ｔ：板厚、以下同じ。）の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、
板面方位が（１２３）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が２０％以上、
板面方位が（１１１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が５％以上、
板面方位が（００１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が２０％以下であるとともに、
前記深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒の平均粒径が３〜３５μｍである
ことを特徴とする絞り加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板。 - 成分組成が、さらに、
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）および／または
Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）
を含むものである請求項１に記載の熱延鋼板。 - 成分組成が、さらに、
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１または２に記載の熱延鋼板。 - 成分組成が、さらに、
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板。 - 成分組成が、さらに、
Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）、
Ｃｏ：５％以下（０%を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱延鋼板。 - 成分組成が、さらに、
Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、
ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
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