JP3911226B2 - 形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【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）の製造方法に関するもので、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もど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。
【０００６】
本発明者らは、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（例えば、特許文献１参照）。しかし、この方法で冷延鋼板を製造するためには熱延鋼板の段階で集合組織を集積させるために、低温＋大圧下熱延を指向せざるを得ず、熱延工程に大きな負荷をかける。
【０００７】
また、本発明者らの一部は、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（例えば、特許文献２参照）。しかし、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、１／２板厚におけるＸ線強度比を規定する本発明とは全く異なる物である。
【０００８】
【特許文献１】
特開２００１−３０３１７５号公報
【特許文献２】
特開２００１−６４７５０号公報
【０００９】
【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冷延鋼板を容易に製造する方法を提供するものである。
【００１０】
【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。
【００１１】
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ものである。
【００１２】
その結果、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群と｛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てきた。
【００１３】
また、更に、鋭意研究の結果、このような特性を有する冷延鋼板を熱延工程に負荷をかけることなく製造するためには、Ｎｂ又はＴｉを添加し焼鈍時の再結晶を遅らせるとともに、冷延率及び焼鈍時の加熱速度及び冷却速度を最適化することが非常に有効であることを新たに見出した。
【００１４】
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。
【００１５】
（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：０．１５％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
更に、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を合計で０．０１％以上、０．４０％以下
含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、少なくとも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２．８以下で、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６．０以下を満足する熱延鋼板を、酸洗後、４５％以上８０％以下の冷間圧延を施し、更に、８℃／ｓ〜１００℃／ｓで６００℃〜（Ａc3＋１５０）℃の温度範囲に加熱した後、１℃／ｓ〜２５０℃／ｓで冷却し、少なくとも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（Ａ）が３．０以上で、かつ、（Ａ）と少なくとも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（Ｂ）の比である（Ａ）／（Ｂ）が１．０以上を満足し、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０．７以下である鋼板を得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。
【００１６】
（２） 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（１）に記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１７】
（３） 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（１）又は（２）記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１８】
（４） 前記冷間圧延を施した後、更に、１０℃／ｓ〜１００℃／ｓで加熱することを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（５） （１）〜（４）の何れか１項に記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板にめっきを施す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。
【００１９】
（６） （１）〜（５）の何れか１項に記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板に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形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００２０】
【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、成分組成の限定条件について述べる。なお、％は質量％を意味する。
【００２１】
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。上限は、０．２５％超になると加工性が悪くなるので、この値に設定する。
【００２２】
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。
【００２３】
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。
【００２４】
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。
【００２５】
ＰとＳ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。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【００２８】
Ｔｉ、Ｎｂは、本発明において非常に重要な元素である。すなわち、これらの元素を添加することによって、冷延後の焼鈍中の再結晶及び粒成長が抑制され、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。
【００２９】
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。
【００３０】
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％と設定した。
【００３１】
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、０．０００１％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、それぞれに、０．２％、１．５％、０．００７％の上限を設定した。
【００３２】
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く、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。
【００３３】
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。
【００３４】
熱延板の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＞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：
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以下でなくてはならない。これを３．０超にするためには熱延工程に多大な負荷をかける必要があり、また、材質ばらつきの要因ともなる。なお、熱延板の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の上限は、実施例の表２のＫ−１の鋼の数値が２．８であることに基づき、２．８とした。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
｛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。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２．５以下、更に望ましくは２．０以下である。
【００３９】
更に、熱延板の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（Ｂ）は６．０以下でなくてはならない。６．０超になると、その後の冷延条件、焼鈍条件を最適化しても冷延板の形状凍結性を満足する集合組織が得られない。
【００４０】
また、熱延板で（Ｂ）を６．０超にすることは熱延工程に負荷をかけるだけで、特性上のメリットが得られない。（Ｂ）の下限は特に規定しないが、加工性の観点から、３．５以上であることが望ましい。
【００４１】
｛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。
【００４２】
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。
【００４３】
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。
【００４４】
このような集合組織を有する熱延板は、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、（Ａr3−１５０）℃〜（Ａr3＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以下となるように制御し、引き続き、Ａr3変態温度以上で熱間圧延を終了後、冷却し、巻き取ることによって製造できる。
【００４５】
また、熱間圧延時の熱間圧延ロールと鋼板の摩擦係数が高いと熱延鋼板の表面近傍に、板面に｛１１０｝面を主とする結晶方位が発達するので、仕上熱延時のロールと鋼板との摩擦係数は、少なくとも１パス以上を０．２以下にすることが望ましい。
【００４６】
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。
【００４７】
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８０％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（１）の結晶方位の規定を満たさなくなるために、冷間圧延の圧下率の上限を８０％とした。
【００４８】
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。一方、冷間圧延率が２５％未満では形状凍結性に有利な集合組織が十分発達しないことから、冷間圧延の圧下率の下限は２５％とする。この観点から、冷間圧延の圧下率は、３０％以上に制限することが望ましい。なお、冷間圧延の圧下率の下限は、実施例の表２のＫ−１の鋼の冷延圧下率が４５％であることに基づき、４５％とした。
【００４９】
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、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。なお、加熱速度の下限は、実施例の表２のＤ−１、Ｇ−１及びＩ−１の鋼の加熱速度が８℃／ｓであることに基づき、８℃／ｓとした。
【００５０】
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ことから、１００℃/ｓを加熱速度の上限とした。
【００５１】
焼鈍温度が６００℃未満の場合には、加工組織が残留し成形性を著しく劣化させるので、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。
【００５２】
特に、焼鈍温度が（Ａc3＋１５０）℃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＋１５０）℃以下とする。この観点からは、焼鈍温度はＡc3変態温度以下とすることが望ましい。
【００５３】
焼鈍後、冷却する際に、冷却速度が１℃/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ため、１℃／ｓを冷却速度の下限とした。この観点からは、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ことから、２５０℃／ｓを冷却速度の上限とした。
【００５４】
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。
【００５５】
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、または、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。
【００５６】
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。
【００５７】
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、圧下率は、５％を上限とする。
【００５８】
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。
【００５９】
このようにして得られた冷延鋼板は次のような特性を満足するものである。
【００６０】
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（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（以下（Ａ）と呼ぶ）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。この観点から、より望ましくは、（Ａ）のＸ線ランダム強度比の平均値が４．５以上、更に望ましくは５．０以上である。
【００６１】
更に、（Ａ）と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（Ｂ）が、（Ａ）/（Ｂ）≧１を満足しなければならない。これが１未満になると形状凍結性が劣化する。この観点から、更に望ましくは、（Ａ）／（Ｂ）≧２．０とする。以上、冷延板のＸ線ランダム強度比も、前述の熱延板のＸ線ランダム強度比の測定方法に従って求めればよい。
【００６２】
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。
【００６３】
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。
【００６４】
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、０．７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。
【００６５】
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。
【００６６】
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。
【００６７】
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。
【００６８】
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。
【００６９】
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。
【００７０】
本発明によって製造された冷延鋼板にメッキを施す場合、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。
【００７１】
【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。
【００７２】
（実施例）
実施例として、表１に示した成分組成を有するＡからＭ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、１０００℃〜１３００℃の温度範囲に加熱され、その後熱間圧延が施され、種々の厚みの熱延鋼板とした。
【００７３】
その後、表２に示した圧下率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。これら１．２ｍｍ厚の鋼板から４５ｍｍ幅，２７０ｍｍ長さの試験片を作成し、ポンチ幅７８ｍｍ，ポンチ肩R５，ダイス幅８１ｍｍ，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７０ｍｍとした。
【００７４】
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（ｖ）と点（ｗ）の接線と点（ｘ）と点（ｙ）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（ｘ）と点（ｚ）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（ｚ）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。
【００７５】
【表１】
【００７６】
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、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。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。
【００７７】
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。「熱延板集合組織」の(a)欄には、Ｘ線で測定した熱延板の板厚の７／１６厚の位置での｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、(b)欄には、｛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を示す。
【００７８】
いずれの鋼板も、焼鈍温度から３〜３０℃/ｓの冷却速度で冷却し、スキンパス圧延を０．５〜１．５％の範囲で施した。
【００７９】
【表２】
【００８０】
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、形状凍結性の指標が示されている。
【００８１】
「焼鈍板集合組織」の(A)欄には、Ｘ線で測定した焼鈍板の板厚の７／１６厚の位置での｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、(B)欄には、｛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、そして、（A）/(B)欄には、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値と｛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の比が示してある。
【００８２】
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。
【００８３】
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。
【００８４】
【表３】
【００８５】
【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が提供できるようになった。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。
【００８６】
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】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に及ぼすＢＨＦ（しわ押え力）の関係を示す図である。
【図３】壁そり量とＢＨＦ（しわ押え力）の関係を示す図である。
【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）の製造方法に関するもので、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もど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。
【０００６】
本発明者らは、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（例えば、特許文献１参照）。しかし、この方法で冷延鋼板を製造するためには熱延鋼板の段階で集合組織を集積させるために、低温＋大圧下熱延を指向せざるを得ず、熱延工程に大きな負荷をかける。
【０００７】
また、本発明者らの一部は、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（例えば、特許文献２参照）。しかし、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、１／２板厚におけるＸ線強度比を規定する本発明とは全く異なる物である。
【０００８】
【特許文献１】
特開２００１−３０３１７５号公報
【特許文献２】
特開２００１−６４７５０号公報
【０００９】
【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冷延鋼板を容易に製造する方法を提供するものである。
【００１０】
【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。
【００１１】
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ものである。
【００１２】
その結果、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群と｛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てきた。
【００１３】
また、更に、鋭意研究の結果、このような特性を有する冷延鋼板を熱延工程に負荷をかけることなく製造するためには、Ｎｂ又はＴｉを添加し焼鈍時の再結晶を遅らせるとともに、冷延率及び焼鈍時の加熱速度及び冷却速度を最適化することが非常に有効であることを新たに見出した。
【００１４】
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。
【００１５】
（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：０．１５％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
更に、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を合計で０．０１％以上、０．４０％以下
含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、少なくとも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２．８以下で、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６．０以下を満足する熱延鋼板を、酸洗後、４５％以上８０％以下の冷間圧延を施し、更に、８℃／ｓ〜１００℃／ｓで６００℃〜（Ａc3＋１５０）℃の温度範囲に加熱した後、１℃／ｓ〜２５０℃／ｓで冷却し、少なくとも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（Ａ）が３．０以上で、かつ、（Ａ）と少なくとも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（Ｂ）の比である（Ａ）／（Ｂ）が１．０以上を満足し、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０．７以下である鋼板を得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。
【００１６】
（２） 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（１）に記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１７】
（３） 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（１）又は（２）記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１８】
（４） 前記冷間圧延を施した後、更に、１０℃／ｓ〜１００℃／ｓで加熱することを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（５） （１）〜（４）の何れか１項に記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板にめっきを施す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。
【００１９】
（６） （１）〜（５）の何れか１項に記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板に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形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００２０】
【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、成分組成の限定条件について述べる。なお、％は質量％を意味する。
【００２１】
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。上限は、０．２５％超になると加工性が悪くなるので、この値に設定する。
【００２２】
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。
【００２３】
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。
【００２４】
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。
【００２５】
ＰとＳ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。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【００２８】
Ｔｉ、Ｎｂは、本発明において非常に重要な元素である。すなわち、これらの元素を添加することによって、冷延後の焼鈍中の再結晶及び粒成長が抑制され、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。
【００２９】
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。
【００３０】
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％と設定した。
【００３１】
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、０．０００１％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、それぞれに、０．２％、１．５％、０．００７％の上限を設定した。
【００３２】
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く、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。
【００３３】
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。
【００３４】
熱延板の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＞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：
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以下でなくてはならない。これを３．０超にするためには熱延工程に多大な負荷をかける必要があり、また、材質ばらつきの要因ともなる。なお、熱延板の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の上限は、実施例の表２のＫ−１の鋼の数値が２．８であることに基づき、２．８とした。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
｛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。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２．５以下、更に望ましくは２．０以下である。
【００３９】
更に、熱延板の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（Ｂ）は６．０以下でなくてはならない。６．０超になると、その後の冷延条件、焼鈍条件を最適化しても冷延板の形状凍結性を満足する集合組織が得られない。
【００４０】
また、熱延板で（Ｂ）を６．０超にすることは熱延工程に負荷をかけるだけで、特性上のメリットが得られない。（Ｂ）の下限は特に規定しないが、加工性の観点から、３．５以上であることが望ましい。
【００４１】
｛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。
【００４２】
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。
【００４３】
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。
【００４４】
このような集合組織を有する熱延板は、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、（Ａr3−１５０）℃〜（Ａr3＋１００）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以下となるように制御し、引き続き、Ａr3変態温度以上で熱間圧延を終了後、冷却し、巻き取ることによって製造できる。
【００４５】
また、熱間圧延時の熱間圧延ロールと鋼板の摩擦係数が高いと熱延鋼板の表面近傍に、板面に｛１１０｝面を主とする結晶方位が発達するので、仕上熱延時のロールと鋼板との摩擦係数は、少なくとも１パス以上を０．２以下にすることが望ましい。
【００４６】
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。
【００４７】
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８０％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（１）の結晶方位の規定を満たさなくなるために、冷間圧延の圧下率の上限を８０％とした。
【００４８】
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。一方、冷間圧延率が２５％未満では形状凍結性に有利な集合組織が十分発達しないことから、冷間圧延の圧下率の下限は２５％とする。この観点から、冷間圧延の圧下率は、３０％以上に制限することが望ましい。なお、冷間圧延の圧下率の下限は、実施例の表２のＫ−１の鋼の冷延圧下率が４５％であることに基づき、４５％とした。
【００４９】
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、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。なお、加熱速度の下限は、実施例の表２のＤ−１、Ｇ−１及びＩ−１の鋼の加熱速度が８℃／ｓであることに基づき、８℃／ｓとした。
【００５０】
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ことから、１００℃/ｓを加熱速度の上限とした。
【００５１】
焼鈍温度が６００℃未満の場合には、加工組織が残留し成形性を著しく劣化させるので、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。
【００５２】
特に、焼鈍温度が（Ａc3＋１５０）℃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＋１５０）℃以下とする。この観点からは、焼鈍温度はＡc3変態温度以下とすることが望ましい。
【００５３】
焼鈍後、冷却する際に、冷却速度が１℃/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ため、１℃／ｓを冷却速度の下限とした。この観点からは、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ことから、２５０℃／ｓを冷却速度の上限とした。
【００５４】
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。
【００５５】
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、または、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。
【００５６】
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。
【００５７】
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、圧下率は、５％を上限とする。
【００５８】
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。
【００５９】
このようにして得られた冷延鋼板は次のような特性を満足するものである。
【００６０】
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（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（以下（Ａ）と呼ぶ）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。この観点から、より望ましくは、（Ａ）のＸ線ランダム強度比の平均値が４．５以上、更に望ましくは５．０以上である。
【００６１】
更に、（Ａ）と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（Ｂ）が、（Ａ）/（Ｂ）≧１を満足しなければならない。これが１未満になると形状凍結性が劣化する。この観点から、更に望ましくは、（Ａ）／（Ｂ）≧２．０とする。以上、冷延板のＸ線ランダム強度比も、前述の熱延板のＸ線ランダム強度比の測定方法に従って求めればよい。
【００６２】
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。
【００６３】
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。
【００６４】
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、０．７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。
【００６５】
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。
【００６６】
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。
【００６７】
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。
【００６８】
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。
【００６９】
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。
【００７０】
本発明によって製造された冷延鋼板にメッキを施す場合、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。
【００７１】
【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。
【００７２】
（実施例）
実施例として、表１に示した成分組成を有するＡからＭ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、１０００℃〜１３００℃の温度範囲に加熱され、その後熱間圧延が施され、種々の厚みの熱延鋼板とした。
【００７３】
その後、表２に示した圧下率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。これら１．２ｍｍ厚の鋼板から４５ｍｍ幅，２７０ｍｍ長さの試験片を作成し、ポンチ幅７８ｍｍ，ポンチ肩R５，ダイス幅８１ｍｍ，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７０ｍｍとした。
【００７４】
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（ｖ）と点（ｗ）の接線と点（ｘ）と点（ｙ）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（ｘ）と点（ｚ）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（ｚ）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。
【００７５】
【表１】
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、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。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。
【００７７】
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。「熱延板集合組織」の(a)欄には、Ｘ線で測定した熱延板の板厚の７／１６厚の位置での｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、(b)欄には、｛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を示す。
【００７８】
いずれの鋼板も、焼鈍温度から３〜３０℃/ｓの冷却速度で冷却し、スキンパス圧延を０．５〜１．５％の範囲で施した。
【００７９】
【表２】
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、形状凍結性の指標が示されている。
【００８１】
「焼鈍板集合組織」の(A)欄には、Ｘ線で測定した焼鈍板の板厚の７／１６厚の位置での｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、(B)欄には、｛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、そして、（A）/(B)欄には、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値と｛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の比が示してある。
【００８２】
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。
【００８３】
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。
【００８４】
【表３】
【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が提供できるようになった。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。
【００８６】
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】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に及ぼすＢＨＦ（しわ押え力）の関係を示す図である。
【図３】壁そり量とＢＨＦ（しわ押え力）の関係を示す図である。
Claims (6)
- 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、
更に、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種を合計で０．０１％以上、０．４０％以下
含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、少なくとも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２．８以下で、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６．０以下を満足する熱延鋼板を、酸洗後、４５％以上８０％以下の冷間圧延を施し、更に、８℃／ｓ〜１００℃／ｓで６００℃〜（Ａc3＋１５０）℃の温度範囲に加熱した後、１℃／ｓ〜２５０℃／ｓで冷却し、少なくとも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（Ａ）が３．０以上で、かつ、（Ａ）と少なくとも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（Ｂ）の比（Ａ）／（Ｂ）が１．０以上を満足し、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０．７以下である鋼板を得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。 - 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種以上を含有する請求項１に記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。 - 更に、質量％で、
Ｍｏ≦１％、
Ｃｕ≦２％、
Ｎｉ≦１％、及び、
Ｓｎ≦０．２％
の１種又は２種以上を含有する請求項１又は２に記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。 - 前記冷間圧延を施した後、更に、１０℃／ｓ〜１００℃／ｓで加熱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冷延鋼板の製造方法。
- 請求項１〜４の何れか１項に記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板にめっきを施す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。
- 請求項１〜５の何れか１項に記載の形状凍結性に優れた冷延鋼板に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形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
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