JP4028719B2 - Squeezable burring high-strength thin steel sheet having excellent shape freezing property and manufacturing method thereof - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に、絞り成形に不利な集合組織を有する鋼板においても良好な絞り性を得ることができる。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上などのために軽量化を目的として、Ａｌ合金等の軽金属や高強度鋼板の自動車部材への適用が進められている。ただし、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの鋼に比較して著しく高価であるためその適用は特殊な用途に限られている。従ってより広い範囲で自動車の軽量化を推進するためには安価な高強度鋼板の適用が強く求められている。
【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。加工を与えても元の形状の方向にもどろうとする現象はスプリング・バックと呼ばれている。このスプリング・バックが発生すると、狙いとする加工部品の形状が得られない。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ことはいうまでもない。
【０００４】
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現象や壁そり現象を低減する技術については何ら記載されていない。
【０００５】
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、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群および壁そり低減のために重要な方位である｛１１２｝＜１１０＞についても何ら規定がない。
【０００６】
また、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、この発明には本発明のように｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群、並びに｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の値については記載されていないと同時に絞り性を向上させる技術については何ら開示されていない。
【０００７】
また、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｛１００｝面反射Ｘ線強度比を規定することを特徴としており、本発明での規定である板厚１／２ｔでの｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均Ｘ線強度比とはＸ線の測定位置が異なる。また｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞方位についても何ら記載されていないと同時に絞り性を向上させる技術については何ら開示されていない。
【０００８】
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、本発明で述べているような思想に基づいた形状凍結性の向上を目的とした集合組織制御に関しては、記載されていない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明は、絞り成形に不利な集合組織を有する鋼板においても良好な絞り性を得るための形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法を提供する。すなわち、本発明は、絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその鋼板を安価に安定して製造できる製造方法を提供することを目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、現在通常に採用されている製造設備により工業的規模で生産されている高強度薄鋼板の製造プロセスを念頭において、高強度薄鋼板の形状凍結性と絞り性を両立すべく鋭意研究を重ねた。その結果、板厚の１／２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以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下であり、少なくとも一方の鋼板表面の算術平均粗さＲａが１〜３．５である鋼板に潤滑効果のある組成物が塗布されており、また、その鋼板の０〜２００℃における圧延方向およびその直角方向の摩擦係数のうち少なくともその一つが０．０５〜０．２であることが形状凍結性と絞り性の両立に非常に有効であることを新たに見出し、本発明をなしたものである。
【００１１】
即ち、本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％にて、
Ｃ ＝０．０１〜０．１％、 Ｓ ≦０．０３％、
Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ＝０．０５〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、 Ｍｎ：０．０５〜３％、
Ｐ ≦０．１％、 Ａｌ：０．００５〜１％
を含み、さらに
Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
を満たす範囲でＴｉを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼であって、板厚の１／２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以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下であり、その表裏の表面のうち少なくとも一方の算術平均粗さＲａが１〜３．５である鋼板に潤滑効果のある組成物が塗布されていることを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００１２】
（２）前記（１）に記載の鋼板表面の０〜２００℃における摩擦係数が０．０５〜０．２であることを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００１３】
（３）前記（１）または（２）に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｎｂ：０．０１〜０．５％
を含み、さらに
Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
を満たす範囲でＴｉとＮｂを含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００１５】
（４）前記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｂ ＝０．０００２〜０．００２％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００１８】
（５）前記（１）ないし（４）のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｃａ：０．０００５〜０．００２％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００１９】
（６）前記（１）ないし（５）のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｍｏ＝０．０５〜１％、 Ｖ ＝０．０２〜０．２％、
Ｃｒ＝０．０１〜１％、 Ｚｒ＝０．０２〜０．２％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００２０】
（７）前記（１）ないし（６）のいずれか１項に記載の絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板に亜鉛めっきを施されていることを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。
【００２１】
（８）前記（１）ないし（６）のいずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際に、該成分を有する鋼片を粗圧延後にＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で鋼板厚の合計圧下率２５％以上、かつ熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数が０．１５以下となる潤滑圧延を施す仕上圧延をし、その後冷却して巻き取った後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする、形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【００２３】
（９）前記（８）に記載の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、デスケーリングを行うことを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【００２５】
（１０）前記（１）ないし（６）のいずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るために該成分を有する鋼片を熱間圧延、続く酸洗、鋼板厚圧下率８０％未満の冷間圧延後、再結晶温度以上Ａｃ3変態点温度＋１００℃以下の温度域で５〜１５０秒間保持し、冷却する工程の熱処理をした後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【００２６】
（１１）前記（８）または（９）に記載の製造方法に際し、熱間圧延後に亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきした後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【００２７】
（１２）前記（１０）に記載の製造方法に際し、熱処理終了後、亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきした後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。
【００２９】
【発明の実施の形態】
まず、前記（１）または（２）に係わる本発明の詳細を説明する。
優れた形状凍結性を得るためには、１／２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は３以上でなくてはならない。これが３未満であると形状凍結性が劣悪となる。
【００３０】
ここで、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値とは、この方位群に含まれる主な方位、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞のＸ線回折強度を｛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、または｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（望ましくは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た。
【００３１】
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。ただし、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値とは、上記の各方位の相加平均である。上記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。
【００３２】
さらに｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３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Ｘ線ランダム強度比の平均値が適正であっても良好な形状凍結性は得ることができない。｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値とは、上記の方法と同様に計算した３次元集合組織から求めればよい。
【００３３】
これら本発明の範囲はより望ましくは、｛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。
【００３４】
Ｘ線回折に供する試料を得るために、板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より３０ｍｍφに切り取った試片に三山仕上の研削を行い、次いで化学研磨または電解研磨によって歪みを除去して作製する。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。Ｘ線による結晶方位の測定は、例えば新版カリティＸ線回折要論（１９８６年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ）２７４〜２９６頁に記載の方法に従う。
【００３５】
次に本発明において絞り性を確保する上で重要な鋼板表面の状態について説明する。
本発明において、潤滑効果のある組成物が塗布されている以前の鋼板表裏の表面のうち、少なくとも一方の算術平均粗さＲａが１以上３．５以下とする。この算術平均粗さＲａが１未満であると後に塗布される潤滑効果のある組成物を鋼板表面に保持することが困難になる。一方、算術平均粗さＲａが３．５超であると潤滑効果のある組成物が塗布されても十分な潤滑効果が得られない。従って、鋼板表裏の表面のうち、少なくとも一方の算術平均粗さＲａが１〜３．５とする。望ましくは１〜３である。ここで、算術平均粗さＲａとはＪＩＳ Ｂ０６０１−１９９４に記載されている算術平均粗さＲａのことである。
【００３６】
さらに、潤滑効果のある組成物が塗布された後の鋼板の０〜２００℃における圧延方向およびその直角方向の摩擦係数のうち少なくともその一つは０．０５以上０．２以下とする。摩擦係数が０．０５未満であるとプレス成形時に形状凍結性を向上させるためにしわ押さえ力（ＢＨＦ：Ｂｌａｎｋ Ｈｏｌｄｉｎｇ Ｆｏｒｃｅ）を増加させても鋼板が保持できずに流れ込んでしまい形状凍結性が劣化する。
【００３７】
一方、摩擦係数が０．２超ではしわ押さえ力（ＢＨＦ：Ｂｌａｎｋ Ｈｏｌｄｉｎｇ Ｆｏｒｃｅ）を実用的範囲で低減しても鋼板の流れ込みが低下するため絞り加工性が低下する恐れがある。従って、摩擦係数は少なくともその一つは０．０５〜０．２とする。
【００３８】
また、摩擦係数を限定している温度域であるが、０℃未満では霜等が付着し正当な評価が不可能になる。２００℃超では鋼板表面に塗布した潤滑効果のある組成物が不安定となる恐れがある。従って、摩擦係数を限定している温度域は０〜２００℃とする。
【００３９】
ここで、摩擦係数とは評価対象とする鋼板表面に潤滑効果のある組成物を塗布した後、表面のビッカース硬さがＨｖ６００以上を有する２枚の平板の間に挟み、面圧が１．５〜２ｋｇｆ／ｍｍ² となるように鋼板表面に対して垂直の力（Ｆ）を与えたうえで、鋼板を引き抜く。その際、Ｆに対する引き抜き力ｆの割合（ｆ／Ｆ）を摩擦係数と定義する。
【００４０】
次に、鋼板の絞り性指標は、鋼板を円形に加工した後、円筒ポンチで絞り成形を行った際に、絞り抜け可能な最大径（Ｄ）を円筒ポンチ直径（ｄ）で除した値（Ｄ／ｄ）と定義する。この測定において、鋼板の円形加工サイズは、３００〜４００φの種々の直径とし、円筒ポンチ径は１７５φ、底面の肩部は１０Ｒ、ダイス面の肩部は１５Ｒの金型を用いて評価する。
【００４１】
次に本発明における鋼板のミクロ組織について説明する。
鋼板のミクロ組織は、優れたバーリング加工性（穴拡げ性）を確保するためにフェライト単相が望ましい。ただし、必要に応じ一部ベイナイトを含むことを許容するものである。なお、良好なバーリング加工性を確保するためには、ベイナイトの体積分率は１０％以下が望ましい。ただし、不可避的なマルテンサイト、残留オーステナイトおよびパーライトを含むことを許容するものである。さらに、残留オーステナイト等の結晶構造がｂｃｃでないものを含む場合は、それ以外の組織の体積分率で換算したＸ線ランダム強度比が本発明の範囲内であれば差し支えなく、本発明の効果が得られる。なお、ここで言うフェライトとはベイニティックフェライトおよびアシュキュラーフェライト組織も含む。また、良好な疲労特性を確保するためには、粗大な炭化物を含むパーライトの体積分率は５％以下が望ましい。また、良好なバーリング性（穴拡げ性）を確保するためには、残留オーステナイトおよびマルテンサイトを合わせた体積分率は５％未満が望ましい。
【００４２】
ここで、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライト、マルテンサイトの体積分率とは鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／４ｔにおけるミクロ組織の面積分率で定義される。
【００４３】
続いて、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、０．１％超含有していると加工性および溶接性が劣化するので、０．１％以下とする。また０．０１％未満であると強度が低下するので０．０１％以上とする。
【００４４】
Ｓは、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすので極力低減させるべきであるが、０．０３％以下ならば許容できる範囲である。
【００４５】
Ｎは、Ｃよりも高温にてＴｉおよびＮｂと析出物を形成し、Ｃを固定するのに有効なＴｉおよびＮｂを減少させる。従って極力低減させるべきであるが、０．００５％以下ならば許容できる範囲である。
【００４６】
Ｔｉは、本発明における最も重要な元素の一つである。すなわち、Ｔｉは析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。ただし、０．０５％未満ではこの効果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従って、Ｔｉの含有量は０．０５％以上、０．５％以下とする。さらに、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性の向上に寄与するためにはＴｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％の条件を満たすことが必要である。
ここで、ＳおよびＮはＣよりも比較的高温域でＴｉと析出物を形成するのでＴｉ≧４８／１２Ｃを確保するためには必然的にＴｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％の条件を満たすことが必要である。
【００４７】
Ｎｂは、Ｔｉと同様に析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。また、結晶粒を細粒化してバーリング加工性を改善する効果もある。ただし、０．０１％未満ではこの効果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従って、Ｎｂの含有量は０．０１％以上、０．５％以下とする。
さらに、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性の向上に寄与するためにはＴｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％の条件を満たすことが必要である。
ここで、ＮｂはＴｉよりも比較的低温で炭化物を形成するためＴｉ＋４８／９３Ｎｂ≧４８／１２Ｃを確保するためには必然的にＴｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％の条件を満たすことが必要である。
【００４８】
Ｓｉは、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには、０．０１％以上含有する必要がある。しかし、２％超含有すると加工性が劣化する。そこで、Ｓｉの含有量は０．０１％以上、２％以下とする。
【００４９】
Ｍｎは、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには、０．０５％以上必要である。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。一方、３％超添加するとスラブ割れを生ずるため、３％以下とする。
【００５０】
Ｐは、不純物であり低いほど望ましく、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに疲労特性も低下させるので、０．１％以下とする。
【００５１】
Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００５％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を１％とする。また、あまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ伸びを劣化させるので、望ましくは０．５％以下とする。
【００５２】
Ｂは、固溶Ｃ量の減少が原因と考えられるＰによる粒界脆化を抑制することによって疲労限を上昇させる効果があるので必要に応じ添加する。ただし、０．０００２％未満ではその効果を得るために不十分であり、０．００２％超添加するとスラブ割れが起こる。よって、Ｂの添加は、０．０００２％以上、０．００２％以下とする。
【００５５】
Ｃａは、破壊の起点となったり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、０．０００５％未満添加してもその効果がなく、０．００２％超添加してもその効果が飽和するので、０．０００５〜０．００２％添加する。
【００５６】
さらに、強度を付与するために、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒの析出強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加してもよい。ただし、それぞれ、０．０５％、０．０２％、０．０１％、０．０２％未満ではその効果を得ることができない。また、それぞれ、１％、０．２％、１％、０．２％を超え添加してもその効果は飽和する。
【００５７】
なお、これらを主成分とする鋼にＳｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｍｇを合計で１％以下含有しても構わない。しかしながら、Ｓｎは熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。
【００５８】
次に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に述べる。
本発明は、鋳造後、熱間圧延後冷却まま、もしくは熱間圧延後に冷却・酸洗し、冷延した後に熱処理、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。
【００５９】
本発明において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次製錬で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、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。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続鋳造よって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。
【００６０】
再加熱温度については特に制限はないが、１４００℃以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留まりが低下するので、再加熱温度は１４００℃未満が望ましい。また、１０００℃未満の加熱はスケジュール上操業効率を著しく損なうため、再加熱温度は１０００℃以上が望ましい。さらには、１１００℃未満での加熱はＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物がスラブ中で再溶解せず粗大化し析出強化能を失うばかりでなくバーリング加工性にとって望ましいサイズと分布のＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物が析出しなくなるので、再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。
【００６１】
熱間圧延工程は、粗圧延を終了後、仕上げ圧延を行うが、粗圧延終了後にデスケーリングを行う場合は、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ² ）≧０．００２５の条件を満たすことが望ましい。
【００６２】
鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐは以下のように記述される（「鉄と鋼」１９９１ ｖｏｌ．７７ Ｎｏ．９ ｐ１４５０参照）。
Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ₀ ×Ｖ／Ｈ²
ただし、
Ｐ₀ （ＭＰａ）：液圧力
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離
【００６３】
流量Ｌは以下のように記述される。
Ｌ（リットル／ｃｍ² ）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ）
ただし、
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｗ（ｃｍ）：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たっている幅
ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度
【００６４】
衝突圧Ｐ×流量Ｌの上限は本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させるとノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、０．０２以下とすることが望ましい。
【００６５】
さらに、仕上げ圧延後の鋼板の最大高さＲｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１２．５ｍｍ）以下であることが望ましい。これは、例えば金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページに記載されている通り熱延または酸洗ままの鋼板の疲労強度は鋼板表面の最大高さＲｙと相関があることから明らかである。また、その後の仕上げ圧延はデスケーリング後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために５秒以内に行うのが望ましい。
【００６６】
さらに潤滑効果のある組成物が塗布し、摩擦係数を低減させる効果を得るためには、仕上げ圧延後の鋼板の算術平均粗さＲａは３．５以下が望ましい。ただし、熱間圧延後または酸洗後にスキンパス圧延もしくは冷間圧延を施す場合はこの限りでない。
【００６７】
また、粗圧延後または、それに続くデスケーリング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。
【００６８】
仕上げ圧延は、熱延鋼板として最終製品にする場合においては、その仕上げ圧延後半にＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で合計圧下率２５％以上の圧延を行う必要がある。ここでＡｒ3 変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち、
Ａｒ3 ＝９１０−３１０×％Ｃ＋２５×％Ｓｉ−８０×％Ｍｎ
【００６９】
Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率２５％未満であると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ために、この後、如何様な冷却を施したとしても本発明の効果が得られない。よりシャープな集合組織を得るためにはＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率を３５％以上とすることが望ましい。
【００７０】
また、合計圧下率２５％以上の圧延を行う温度域の下限は特に限定しないが、Ａｒ3 変態点温度未満であると圧延中に析出したフェライトに加工組織が残留して延性が低下してしまい加工性が劣化するため、合計圧下率２５％以上の圧延を行う温度域の下限はＡｒ３ 変態点温度以上が望ましい。
【００７１】
本発明ではＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率の上限を特に限定しないが、この圧下率合計が９７．５％を越えると、圧延荷重が増大し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ために、望ましくは９７．５％以下とする。
【００７２】
ここで、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での熱間圧延時の熱間圧延ロールと鋼板との摩擦が大きい場合には、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ために熱間圧延ロールと鋼板との摩擦を低減するために必要に応じて潤滑を施す。
【００７３】
本発明において熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数の上限は特に限定しないが、０．２超では｛１１０｝面を主とする結晶方位の発達が顕著になり形状凍結性が劣化するので、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で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。さらに望ましくは、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での熱間圧延時における全パスについて熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数を０．１５以下とする。ここで熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数とは、先進率、圧延荷重、圧延トルク等の値より圧延理論に基づいて計算により求めた値である。
【００７４】
仕上げ圧延の最終パス温度（ＦＴ）については特に限定しないが、仕上げ圧延の最終パス温度（ＦＴ）はＡｒ3 変態点温度以上で終了することが望ましい。これは、熱間圧延中に圧延温度がＡｒ3 変態点温度未満であると圧延前もしくは圧延中に析出したフェライトに加工組織が残留して延性が低下してしまい加工性が劣化するためである。
【００７５】
一方、仕上げ温度の上限については特に上限を設けないがＡｒ3 変態点温度＋１００℃超ではＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で合計圧下率２５％以上の圧延を行うことが事実上不可能であるので仕上げ温度の上限はＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下が望ましい。
【００７６】
本発明において仕上圧延を終了した後、所定の巻取温度（ＣＴ）にて巻取るまでの工程については特に定めないが、バーリング性をそれほど劣化させずに延性との両立を目指す場合は、Ａｒ3 変態点からＡｒ1 変態点までの温度域（フェライトとオーステナイトの二相域）で１〜２０秒間滞留させてもよい。ここでの滞留は、二相域でフェライト変態を促進させるために行うが、１秒未満では、二相域におけるフェライト変態が不十分なため、十分な延性が得られず、２０秒超では、Ｔｉおよび／またはＮｂを含む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度上昇に寄与しなくなる恐れがある。また、１〜２０秒間の滞留をさせる温度域はフェライト変態を容易に促進させるためにはＡｒ1 変態点以上８６０℃以下が望ましい。さらに、１〜２０秒間の滞留時間は生産性を極端に低下させないためには１〜１０秒間とすることが望ましい。
【００７７】
また、これらの条件を満たすためには、仕上げ圧延終了後２０℃／ｓ以上の冷却速度で当該温度域に迅速に到達させることが必要である。冷却速度の上限は特に定めないが、冷却設備の能力上３００℃／ｓ以下が妥当な冷却速度である。さらに、あまりにもこの冷却速度が早いと冷却終了温度を制御できずオーバーシュートしてＡｒ1 変態点以下まで過冷却されてしまう可能性があり、延性改善の効果が失われるので、ここでの冷却速度は１５０℃／ｓ以下が望ましい。
【００７８】
次に、その温度域から所定の巻取温度（ＣＴ）まで冷却するが、その冷却速度は本発明の効果を得るためには特に定める必要はない。ただし、冷却速度があまりに遅いとＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度上昇に寄与しなくなる恐れがあるので、冷却速度の下限は２０℃／ｓ以上が望ましい。また、巻取温度までの冷却速度の上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、熱ひずみによる板そりが懸念されることから、３００℃／ｓ以下とすることが望ましい。
【００７９】
本発明において巻取温度（ＣＴ）については特に定めないが、その上限はＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で合計圧下率２５％以上の圧延で得られたオーステナイトの集合組織を遺伝させるためには下記に示す巻取温度Ｔ₀ 以下で巻き取ることが望ましい。このＴ₀ 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温度で、Ｃ以外の成分の影響も考慮して、下記の式を用いて簡易的に計算することができる。
Ｔ₀ ＝−６５０．４×％Ｃ＋Ｂ
ここで、Ｂは下記のように決定される。
Ｂ＝−５０．６×Ｍｎｅｑ＋８９４．３
また、ここで、Ｍｎｅｑとは、下記に示す含有元素の質量％より決定される。
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
なお、Ｔ₀ に及ぼす本発明に規定された上記以外の成分の質量％の影響はそれほど大きくないのでここでは無視できる。
【００８０】
一方、巻取温度（ＣＴ）の下限は、３５０℃以下では十分なＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物が生じなくなり、鋼中に固溶Ｃが残留して加工性を低下させる恐れがあるので、３５０℃超で巻き取ることが望ましい。さらに、巻取り後の冷却速度は特に限定しないが、Ｃｕを１％以上添加した場合、巻取温度（ＣＴ）が４５０℃超であると巻取り後にＣｕが析出して加工性が劣化するばかりでなく、疲労特性向上に有効な固溶状態のＣｕが失われる恐れがあるので、巻取温度（ＣＴ）が４５０℃超の場合、巻取り後の冷却速度は２００℃までを３０℃／ｓ以上とすることが望ましい。
【００８１】
熱間圧延工程終了後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。ただし、この場合、潤滑効果のある組成物を塗布し、摩擦係数を低減させる効果を得るためには、スキンパス後の鋼板表裏の表面のうち、少なくとも一方の算術平均粗さＲａが１〜３．５であるようにスキンパス圧下率を制御する。
【００８２】
次に、冷延鋼板として最終製品にする場合であるが、熱間での仕上げ圧延条件は特に限定しない。ただし、より良好な形状凍結性を得るためには、Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率が２５％以上であることが望ましい。また、仕上げ圧延の最終パス温度（ＦＴ）はＡｒ3 変態点温度未満で終了しても差し支えないが、その場合は、圧延前もしくは圧延中に析出したフェライトに強い加工組織が残留するため、続く巻取処理または加熱処理により回復、再結晶させることが望ましい。
【００８３】
続く酸洗後の冷間圧延の合計圧下率は８０％未満とする。これは、冷間圧延の合計圧下率は８０％以上であ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｛１１１｝面や｛５５４｝面のＸ線回折積分面強度比が高くなるためである。また、望ましくは７０％以下である。冷間圧延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％以上とすることが望ましい。
【００８４】
この様に冷間圧延された鋼板の熱処理は連続焼鈍工程を前提としている。まず、回復温度以上Ａｃ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で５〜１５０秒間行う。ここでＡｃ3 変態点温度とは、例えば、レスリー鉄鋼材科学（１９８５年発行、熊井浩 野田龍彦訳、丸善株式会社）２７３頁に記載の計算式により鋼成分との関係で示される。この熱処理温度（ＳＴ）が回復温度未満の場合には加工組織が残留し延性を著しく劣化させるので、熱処理温度（ＳＴ）は回復温度以上とする。さらに良好な延性を得るためには、再結晶温度以上が望ましい。また、熱処理温度（ＳＴ）がＡｃ3 変態点温度＋１００℃超では、再結晶によって生成したフェライトがオーステナイトへ変態し、オーステナイトの粒成長によっての集合組織がランダム化され、最終的に得られる集合組織もランダム化されてしまうので熱処理温度（ＳＴ）はＡｃ3 変態点温度＋１００℃以下とする。
【００８５】
一方、この温度域での保持時間（Ｔｉｍｅ）は、５秒未満では、ＴｉおよびＮｂの炭窒化物が完全に再固溶するのに不十分であり、一方、１５０秒超の熱処理を行ってもその効果が飽和するばかりでなく生産性を低下させるので、保持時間（Ｔｉｍｅ）は５〜１５０秒間とする。
【００８６】
その後の冷却条件については特に限定しないが、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃超前記Ｔ₀ 温度以下の温度域まで冷却することが望ましい。これは、冷却速度が２０℃／ｓ未満では、Ｔｉおよび／またはＮｂを含む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度上昇に寄与しなくなる恐れがあるためである。また、冷却終了温度は、３５０℃以下では十分なＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物が生じなくなり、鋼中に固溶Ｃが残留して加工性を低下させる恐れがあるので、３５０℃超が望ましい。また、冷却工程の終了温度は、２００℃超では時効性が劣化する恐れがあるので２００℃以下とすることが望ましい。また、下限には、水冷もしくはミストで冷却する場合コイルが長時間水濡れの状態にあると錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。
【００８７】
さらにその後、必要に応じてスキンパス圧延を実施する。ただし、この場合、潤滑効果のある組成物を塗布し、摩擦係数を低減させる効果を得るためには、スキンパス後の鋼板表裏の表面のうち、少なくとも一方の算術平均粗さＲａが１〜３．５であるようにスキンパス圧下率を制御する。
【００８８】
酸洗後の熱延鋼板、もしくは上記の再結晶熱処理終了後の冷延鋼板に亜鉛めっきを施すためには、亜鉛めっき浴中に浸積し、必要に応じて合金化処理してもよい。
【００８９】
最後に絞り性を確保するために上記の製造工程の後に潤滑効果のある組成物を塗布する。塗布する方法は望ましい塗布厚さを得られれば特に限定しないが、静電塗布、ロールコータによる方法が一般的に用いられる。
【００９０】
【実施例】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｌの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、表２に示す加熱温度で再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で１．２〜５．５ｍｍの板厚にした後に巻き取った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。なお、表２に示すようにいくらかについて潤滑圧延を行った。また、鋼Ｌについては粗圧延後に衝突圧２．７ＭＰａ、流量０．００１リットル／ｃｍ² の条件でデスケーリングを施した。さらに、表２に示すように一部については熱間圧延工程後、酸洗、冷延、熱処理を行った。板厚は０．７〜２．３ｍｍである。一方、上記鋼板のうち鋼Ｇおよび鋼Ａ−８については、亜鉛めっきを施した。
【００９１】
製造条件の詳細を表２に示す。ここで、「ＳＲＴ」はスラブ加熱温度、「ＦＴ」は最終パス仕上げ圧延温度、「圧延率」とはＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での圧下率の合計を示す。ただし、後に冷延工程にて圧延を行う場合はこのような制限の限りではないので「−」とした。また、「潤滑」はＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域での潤滑の有無を示した。さらに「ＣＴ」とは巻取温度を示している。ただし、冷延鋼板の場合は製造の条件として特に限定する必要がないので「−」とした。次に、「冷延率」とは合計冷間圧延率、「ＳＴ」とは、熱処理温度、「Ｔｉｍｅ」は熱処理時間である。
【００９２】
また、上記製造プロセスを経た後、静電塗布装置またはロールコータにて潤滑効果のある組成物を塗布した。
【００９３】
このようにして得られた熱延板の引張試験は、供試材を、まず、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に従って行った。表２に降伏強度（σ_Y ）、引張強度（σ_B ）、破断伸び（Ｅｌ）を示す。一方、バーリング加工性（穴拡げ性）については日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法に従って評価した。表２に穴拡げ率（λ）を示す。
【００９４】
ここで、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライト、マルテンサイトの体積分率とは鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨、エッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／４ｔにおけるミクロ組織の面積分率で定義される。
【００９５】
さらに、板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より３０ｍｍφに切り取った試片より３０ｍｍφに切り取った試片に三山仕上の研削を行い、次いで化学研磨または電解研磨によって歪みを除去して作製し、新版カリティＸ線回折要論（１９８６年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ）２７４〜２９６頁に記載の方法に従ってＸ線回折強度の測定を行った。
【００９６】
ここで、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値とは、この方位群に含まれる主な方位、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞のＸ線回折強度を｛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、または｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（望ましくは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た。
【００９７】
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。ただし、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値とは、上記の各方位の相加平均である。上記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。
【００９８】
次に｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値とは、上記の方法と同様に計算した３次元集合組織から求めればよい
【００９９】
表２においてＸ線ランダム強度比のうち「強度比１」とは、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、「強度比２」とは｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値である。
【０１００】
次に、上記鋼板の形状凍結性を調査するために板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置から圧延方向が長辺になるように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。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、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、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壁そり量として形状凍結性を評価した。
【０１０１】
ところで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、生産現場で実部品をプレスする際にはあまり高いＢＨＦはかけられないことから、今回はＢＨＦ２９ｋＮで各鋼種のハット曲げ試験を行った。上記曲げ試験によって得られた寸法精度、壁そり量をもとに形状凍結性は最終的には寸法精度（△ｄ）で判断することができる。寸法精度は鋼板の強度上昇とともに劣化することがよく知られているために、ここでは表２に示す結果、Δｄ／σ_B を指標とした。
【０１０２】
また、算術平均粗さＲａついては、レーザーを用いた非接触型の測定装置を用いＪＩＳ Ｂ０６０１−１９９４に記載されている方法にて求めた。
【０１０３】
さらに摩擦係数は図２に示すように、表面のビッカース硬さがＨｖ６００以上を有する２枚の平板の間に挟み、面圧が１．５〜２ｋｇｆ／ｍｍ² となるように鋼板表面に対して垂直の力（Ｆ）を与えたうえで、鋼板を引き抜く。その際のＦに対する引き抜き力ｆの割合（ｆ／Ｆ）として求めた。
【０１０４】
最後に、鋼板の絞り性指標は、鋼板を円形に加工した後、円筒ポンチで絞り成形を行った際に、絞り抜け可能な最大径（Ｄ）を円筒ポンチ直径（ｄ）で除した値（Ｄ／ｄ）とした。この測定において、鋼板の円形加工サイズは、３００〜４００φの種々の直径とし、円筒ポンチ径は１７５φ、底面の肩部は１０Ｒ、ダイス面の肩部は１５Ｒ、シワ押さえ力は、鋼Ｂは１０ｋＮ、鋼Ｊ、は１００ｋＮ、鋼Ａ、鋼Ｆ、鋼Ｇ、鋼Ｈ、鋼Ｉ、鋼Ｋは１２０ｋＮとした。
【０１０５】
本発明範囲内の摩擦係数である鋼板は、本発明範囲よりも高い摩擦係数を持つ鋼板に比べ絞り指標値（Ｄ／ｄ）値が高く、いずれも１．９１以上であることがわかる。
【０１０６】
本発明に沿うものは、Ａ−４、Ａ−８、Ｇ、Ｈ、Ｊ、Ｌの６鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、板厚の１／２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以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下であり、その表裏の表面のうち少なくとも一方の算術平均粗さＲａが１以上３．５以下である鋼板に潤滑効果のある組成物が塗布されていることを特徴とし、かつ０〜２００℃における圧延方向およびその直角方向の摩擦係数のうち少なくともその一つが０．０５以上０．２以下であることを特徴とする、形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板が得られており、従って、本発明記載の方法によって評価した従来鋼の形状凍結性指標を上回っている。
【０１０７】
上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。すなわち、鋼Ａ−２は、仕上圧延終了温度（ＦＴ）およびＡｒ3変態点温度＋１００℃以下の温度域での合計圧下率が本発明請求項８の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする集合組織が得られず十分な形状凍結性（Δｄ／σ_Ｂ）が得られていない。鋼Ａ−５は、潤滑効果のある組成物の塗布がなされていないので、請求項２記載の目的とする摩擦係数が得られず十分な絞り性（Ｄ／ｄ）が得られていない。鋼Ａ−７は、熱処理温度（ＳＴ）が本発明請求項１０の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする集合組織が得られず十分な形状凍結性（Δｄ／σ_Ｂ）が得られていない。鋼Ａ−９は、冷延率が本発明請求項１０の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする集合組織が得られず十分な形状凍結性（Δｄ／σ_Ｂ）が得られていない。
【０１０８】
鋼Ｂは、Ｃの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので十分な強度（σ_B ）が得られていない。鋼Ｄは、Ｔｉの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので十分な強度（σ_B ）および形状凍結性（Δｄ／σ_B ）が得られていない。鋼Ｆは、Ｃの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので十分な穴拡げ率（λ）が得られていない。鋼Ｉは、Ｓの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので十分な穴拡げ率（λ）および伸び（Ｅｌ）が得られていない。鋼Ｋは、Ｎの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので十分な穴拡げ率（λ）および伸び（Ｅｌ）が得られていない。
【０１０９】
【表１】

【０１１０】
【表２】

【０１１１】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は、形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法に関するものであり、これらの高強度薄鋼板を用いることにより、絞り成形に不利な集合組織を有する鋼板においても良好な絞り性を得ることができるため、形状凍結性と絞り性の両立が期待できるため、本発明は、工業的価値が高い発明であると言える。
【図面の簡単な説明】
【図１】曲げ試験を行ったサンプルの断面形状の概念図である。
【図２】摩擦係数測定器具を説明する図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a squeezable burring high-strength thin steel sheet having excellent shape freezing properties and a method for producing the same, and in particular, good squeezability can be obtained even in a steel sheet having a texture that is disadvantageous for drawing. .
[0002]
[Prior art]
In recent years, application of light metals such as Al alloys and high-strength steel sheets to automobile members has been promoted for the purpose of reducing the weight in order to improve the fuel efficiency of automobiles. However, although light metals such as Al alloys have the advantage of high specific strength, their application is limited to special applications because they are significantly more expensive than steel. Therefore, in order to promote weight reduction of automobiles over a wider range, application of inexpensive high-strength steel sheets is strongly demanded.
[0003]
However, when bending deformation is applied to a high-strength steel plate, the shape after processing tends to return away from the shape of the processing jig and return to the shape before processing because of its high strength. The phenomenon of returning to the original shape direction even after processing is called spring back. When this spring back occurs, the shape of the target processed part cannot be obtained. Therefore, the conventional automobile body has been mainly used only for high-strength steel sheets of 440 MPa or less. Although it is necessary for automobile bodies to use a high-strength steel sheet of 490 MPa or more to reduce the weight of the car body, there is no high-strength steel sheet with less spring back and good shape freezing. It is. Needless to add, it is needless to say that increasing the shape freezing property after processing of a high-strength steel plate or mild steel plate of 440 MPa or less is extremely important for improving the shape accuracy of products such as automobiles and home appliances. .
[0004]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-72644 discloses a spring back amount (dimensional accuracy in the present invention) characterized in that the degree of accumulation of {200} texture in a plane parallel to the rolling surface is 1.5 or more. A small austenitic stainless cold rolled steel sheet is disclosed. However, there is no description about a technique for reducing the springback phenomenon and the wall warp phenomenon of the ferritic steel sheet.
[0005]
As a technique for reducing the springback amount of ferritic stainless steel, Japanese Patent Laid-Open No. 2001-32050 discloses a reflection X-ray intensity ratio of a {100} plane parallel to the plate surface in the texture at the center of the plate thickness of 2 or more. The invention is disclosed. However, the present invention has no description regarding reduction of wall warp, and {100} <011> to {223} <110> orientation group and {112} <110> which are important orientations for wall warp reduction. There is no provision.
[0006]
Also, in WO 00/066791, a ferritic thin steel sheet having a ratio of {100} face to {111} face of 1 or more was disclosed for the purpose of improving shape freezing property. Describes the {100} <011> to {223} <110> orientation groups, and the values of the X-ray random intensity ratio of {554} <225>, {111} <112> and {111} <110>. At the same time, there is no disclosure of a technique for improving the drawability.
[0007]
Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2001-64750 discloses a cold rolled steel sheet in which the reflected X-ray intensity ratio of the {100} plane parallel to the plate surface is 3 or more as a technique for reducing the amount of springback. Is characterized in that it defines the {100} plane reflection X-ray intensity ratio at the outermost surface of the plate thickness, and {100} <011> to {223} <at the plate thickness of 1 / 2t, which is defined in the present invention. 110> The X-ray measurement position is different from the average X-ray intensity ratio of the orientation group. Further, the {554} <225>, {111} <112>, and {111} <110> orientations are not described at all, and at the same time, there is no disclosure of a technique for improving the drawability.
[0008]
Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-297349 discloses a hot-rolled steel sheet having an r-value in-plane anisotropy Δr of 0.2 or less as a steel sheet having good shape freezing property. However, this invention is characterized by improving the shape freezing property by lowering the yield ratio, and regarding texture control for the purpose of improving the shape freezing property based on the idea described in the present invention. ,Not listed.
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
Therefore, the present invention provides a squeezable burring high-strength thin steel sheet having excellent shape freezing property and a method for producing the same for obtaining a good squeezability even in a steel sheet having a texture unfavorable for drawing. That is, an object of the present invention is to provide a squeezable burring high-strength thin steel sheet and a production method capable of stably and inexpensively manufacturing the steel sheet.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
In view of the manufacturing process of high-strength thin steel sheets produced on an industrial scale by the production equipment that is currently normally employed, the present inventors are to achieve both shape freezing and squeezability of high-strength thin steel sheets. Researched earnestly. as a result,BoardThe average value of the X-ray random intensity ratios of {100} <011> to {223} <110> orientation groups on the plate surface at half the thickness is 3 or more, and {554} <225>, {111} < 112> and {111} <110> in which the average value of the three-direction X-ray random intensity ratio is 3.5 or less, and the arithmetic average roughness Ra of at least one steel plate surface is 1 to 3.5 A composition having a lubricating effect is applied, and at least one of the rolling coefficient of the steel sheet at 0 to 200 ° C. and the friction coefficient in the perpendicular direction is 0.05 to 0.2. The present invention has been newly found out that it is very effective in achieving both balance and drawability.
[0011]
That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) In mass%,
C = 0.01-0.1%, S ≦ 0.03%,
N ≦ 0.005%, Ti = 0.05-0.5%,
Si: 0.01-2%, Mn: 0.05-3%,
P ≦ 0.1%, Al: 0.005 to 1%
Including
Ti-48 / 12C-48 / 14N-48 / 32S ≧ 0%
Is a steel containing Ti in a range satisfying the following, the balance being Fe and inevitable impurities,BoardThe average value of the X-ray random intensity ratios of {100} <011> to {223} <110> orientation groups on the plate surface at half the thickness is 3 or more, and {554} <225>, {111} < 112> and {111} <110>, the average value of the three-direction X-ray random intensity ratio is 3.5 or less, and the arithmetic average roughness Ra of at least one of the front and back surfaces is 1 to 3.5. A squeezable burring high-strength thin steel sheet having excellent shape freezing property, wherein a steel sheet is coated with a lubricating composition.
[0012]
(2) A squeezable burring high-strength thin steel sheet excellent in shape freezing property, wherein the friction coefficient at 0 to 200 ° C. of the steel sheet surface described in (1) is 0.05 to 0.2.
[0013]
(3) The steel according to (1) or (2) is further in mass%,
    Nb: 0.01 to 0.5%
Including
    Ti + 48 / 93Nb-48 / 12C-48 / 14N-48 / 32S ≧ 0%
Contains Ti and Nb within the rangeTo doA squeezable burring high-strength thin steel sheet with excellent shape freezing characteristics.
[0015]
(4(1) to (1)3), The steel according to any one of the
B = 0.0002 to 0.002%
A squeezable burring high-strength thin steel sheet that is excellent in shape freezing property.
[0018]
(5) The steel according to any one of (1) to (4) is further in mass%,
    Ca: 0.0005 to 0.002%
ContainsA squeezable burring high-strength thin steel sheet with excellent shape freezing properties.
[0019]
(6(1) to (1)5), The steel according to any one of the
Mo = 0.05-1%, V = 0.02-0.2%,
Cr = 0.01-1%, Zr = 0.02-0.2%
A squeezable burring high-strength thin steel sheet excellent in shape freezing property, characterized by containing one or more of the above.
[0020]
(7(1) to (1)6The squeezable burring high-strength thin steel sheet according to any one of the above items is galvanizedformA squeezable burring high-strength thin steel sheet with excellent freezing properties.
[0021]
(8) When hot rolling to obtain a thin steel sheet having the component according to any one of (1) to (6) above, the steel slab having the component is subjected to Ar3 transformation point temperature +100 after rough rolling. In the temperature range of ℃ or less, the total reduction ratio of the steel sheet thickness is 25% or more, andThe coefficient of friction between the hot rolling roll and the steel sheet is 0.15 or less.A method for producing a squeezable burring high-strength thin steel sheet that is excellent in shape freezing property, characterized in that after finishing rolling is performed by lubrication rolling, and after cooling and winding, a composition having a lubricating effect is applied. .
[0023]
(9) (8)A method for producing a squeezable burring high-strength thin steel sheet having excellent shape freezing property, characterized by performing descaling after the end of rough rolling in the hot rolling described in 1.
[0025]
(10(1) to (1)6) To obtain a thin steel sheet having the component according to any one of items 1) after hot rolling, followed by pickling, cold rolling with a steel sheet thickness reduction of less than 80%,RecrystallizationIt is possible to squeeze with excellent shape freezing characteristics, characterized by applying a composition having a lubricating effect after heat treatment in a cooling process that is held for 5 to 150 seconds in a temperature range from the temperature to the Ac3 transformation point temperature + 100 ° C. Method for producing high-strength steel sheets with excellent burring properties.
[0026]
(11) (8) or (9)In the galvanizing bath after hot rolling.ImmersionA method for producing a squeezable burring high-strength thin steel sheet having excellent shape freezing property, characterized by applying a composition having a lubricating effect after galvanizing the steel sheet surface.
[0027]
(12) (10) In the galvanizing bath after the heat treatment is completed.ImmersionA method for producing a squeezable burring high-strength thin steel sheet having excellent shape freezing property, characterized by applying a composition having a lubricating effect after galvanizing the steel sheet surface.
[0029]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
  First, details of the present invention relating to (1) or (2) will be described.
  In order to obtain excellent shape freezing property, the average of the X-ray random intensity ratios of {100} <011> to {223} <110> orientation groups on the plate surface at 1/2 thicknessvalue isMust be 3 or more. If this is less than 3, the shape freezing property becomes poor.
[0030]
Here, the average value of the X-ray random intensity ratio of the {100} <011> to {223} <110> azimuth group is the main azimuth included in this azimuth group, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> and {223} <110> X-ray diffraction intensities in a {110} pole figure Based on the three-dimensional texture calculated by the vector method based on the above, or by the series expansion method using a plurality of pole figures (preferably 3 or more) among {110}, {100}, {211}, {310} pole figures Obtained from the three-dimensional texture.
[0031]
  For example, the X-ray random intensity ratio of each crystal orientation in the latter method is (001) [1-10], (116) [1-10], (114) in the φ2 = 45 ° cross section of the three-dimensional texture. The intensity of [1-10], (113) [1-10], (112) [1-10], (335) [1-10], (223) [1-10] is kept as it is.If usedGood. However, the average value of the X-ray random intensity ratios of the {100} <011> to {223} <110> azimuth group is an arithmetic average of the above azimuths. When the intensity of all the directions cannot be obtained, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {112} <110>, {223} <110> You may substitute with the arithmetic mean of each direction.
[0032]
Furthermore, the average value of the three-direction X-ray random intensity ratio of {554} <225>, {111} <112> and {111} <110> must be 3.5 or less. If this is over 3.5, good shape freezing property cannot be obtained even if the average value of the X-ray random intensity ratio of the {100} <011> to {223} <110> orientation groups is appropriate. The average value of the three-direction X-ray random intensity ratio of {554} <225>, {111} <112> and {111} <110> can be obtained from a three-dimensional texture calculated in the same manner as the above method. Good.
[0033]
These ranges of the present invention are more desirably, wherein the average value of the X-ray random intensity ratios of the {100} <011> to {223} <110> orientation groups is 4 or more, {554} <225>, {111} <112 > And {111} <110>, the arithmetic mean value of the X-ray random intensity ratio is less than 2.5. The reason why the X-ray intensity of the crystal orientation described above is important for the shape freezing property during bending is not necessarily clear, but it is presumed to be related to the sliding behavior of the crystal during bending deformation. .
[0034]
In order to obtain a sample for X-ray diffraction, a sample cut to 30 mmφ from a 1/4 W or 3/4 W position of the plate width is ground to a three-sided finish, and then distortion is removed by chemical polishing or electrolytic polishing. To do. The crystal orientation represented by {hkl} <uvw> indicates that the normal direction of the plate surface is parallel to <hkl> and the rolling direction is parallel to <uvw>. The measurement of crystal orientation by X-ray follows, for example, the method described in pages 274 to 296 of the new edition of Karity X-ray diffraction theory (published in 1986, translated by Gentaro Matsumura, Agne Co., Ltd.).
[0035]
Next, the state of the steel sheet surface that is important for securing drawability in the present invention will be described.
In the present invention, the arithmetic average roughness Ra of at least one of the front and back surfaces of the steel sheet before the composition having a lubricating effect is applied is 1 or more and 3.5 or less. When the arithmetic average roughness Ra is less than 1, it is difficult to hold a composition having a lubricating effect applied later on the steel sheet surface. On the other hand, if the arithmetic average roughness Ra exceeds 3.5, a sufficient lubricating effect cannot be obtained even if a composition having a lubricating effect is applied. Accordingly, at least one arithmetic average roughness Ra of the front and back surfaces of the steel sheet is set to 1 to 3.5. Preferably it is 1-3. Here, the arithmetic average roughness Ra is the arithmetic average roughness Ra described in JIS B0601-1994.
[0036]
Furthermore, at least one of the rolling coefficient at 0 to 200 ° C. and the friction coefficient in the direction perpendicular to the steel sheet after the composition having a lubricating effect is applied is set to 0.05 to 0.2. If the friction coefficient is less than 0.05, the steel sheet will flow in without being retained even if the wrinkle holding force (BHF) is increased in order to improve the shape freezing property during press forming, and the shape freezing property will deteriorate. To do.
[0037]
On the other hand, if the friction coefficient is more than 0.2, even if the wrinkle holding force (BHF) is reduced within a practical range, the flow of the steel sheet is lowered, so that the drawability may be lowered. Therefore, at least one of the friction coefficients is 0.05 to 0.2.
[0038]
Moreover, although it is the temperature range which has limited the friction coefficient, if it is less than 0 degreeC, frost etc. will adhere and a valid evaluation will become impossible. If it exceeds 200 ° C., the composition having a lubricating effect applied to the surface of the steel sheet may become unstable. Therefore, the temperature range that limits the friction coefficient is set to 0 to 200 ° C.
[0039]
Here, the coefficient of friction means that after applying a composition having a lubricating effect on the surface of the steel sheet to be evaluated, the surface is sandwiched between two flat plates having a Vickers hardness of Hv 600 or more, and the surface pressure is 1.5. ~ 2kgf / mm² After applying a force (F) perpendicular to the steel sheet surface, the steel sheet is pulled out. At that time, the ratio of the pulling force f to F (f / F) is defined as the friction coefficient.
[0040]
Next, the drawability index of the steel sheet is a value obtained by dividing the maximum diameter (D) that can be drawn through by the cylindrical punch diameter (d) when the steel sheet is processed into a circular shape and then drawn with a cylindrical punch ( D / d). In this measurement, the circular processing size of the steel plate is evaluated using various diameters of 300 to 400φ, a cylindrical punch diameter of 175φ, a bottom shoulder portion of 10R, and a die surface shoulder portion of 15R.
[0041]
Next, the microstructure of the steel sheet in the present invention will be described.
The microstructure of the steel sheet is preferably a single ferrite phase in order to ensure excellent burring workability (hole expandability). However, some bainite is allowed as needed. In order to secure good burring workability, the volume fraction of bainite is desirably 10% or less. However, inevitable inclusion of martensite, retained austenite and pearlite is permitted. Furthermore, when the crystal structure such as retained austenite includes those that are not bcc, the X-ray random intensity ratio converted by the volume fraction of the other structure is within the scope of the present invention, and the effects of the present invention are not affected. can get. The ferrite mentioned here includes bainitic ferrite and ash-like ferrite structures. In order to ensure good fatigue characteristics, the volume fraction of pearlite containing coarse carbides is desirably 5% or less. Moreover, in order to ensure favorable burring property (hole expansibility), it is desirable that the combined volume fraction of residual austenite and martensite is less than 5%.
[0042]
Here, the volume fraction of ferrite, bainite, retained austenite, pearlite, and martensite is a sample cut from a 1/4 W or 3/4 W position of the steel plate width in the rolling direction and etched using a nital reagent. And defined by the area fraction of the microstructure at 1/4 t of the plate thickness observed at a magnification of 200 to 500 times using an optical microscope.
[0043]
Then, the reason for limitation of the chemical component of this invention is demonstrated.
If C is contained in excess of 0.1%, workability and weldability deteriorate, so 0.1% or less. Moreover, since intensity | strength will fall if it is less than 0.01%, it shall be 0.01% or more.
[0044]
If S is too large, cracks during hot rolling will be caused, so it should be reduced as much as possible. However, it is acceptable if it is 0.03% or less.
[0045]
N forms precipitates with Ti and Nb at a higher temperature than C, and reduces Ti and Nb effective for fixing C. Therefore, it should be reduced as much as possible, but 0.005% or less is an acceptable range.
[0046]
Ti is one of the most important elements in the present invention. That is, Ti contributes to an increase in strength of the steel sheet by precipitation strengthening. However, if it is less than 0.05%, this effect is insufficient, and if it exceeds 0.5%, the effect is not only saturated but also the alloy cost is increased. Therefore, the Ti content is 0.05% or more and 0.5% or less. Furthermore, in order to precipitate and fix C which causes carbides such as cementite which deteriorates burring workability, and to contribute to improvement of burring workability, Ti-48 / 12C-48 / 14N-48 / 32S ≧ 0% It is necessary to satisfy the conditions.
Here, since S and N form precipitates with Ti in a relatively higher temperature range than C, in order to ensure Ti ≧ 48 / 12C, it is inevitably Ti-48 / 12C-48 / 14N-48 / 32S. It is necessary to satisfy the condition of ≧ 0%.
[0047]
Nb contributes to an increase in the strength of the steel sheet by precipitation strengthening like Ti. In addition, there is an effect of improving the burring workability by refining crystal grains. However, if the content is less than 0.01%, this effect is insufficient. Even if the content exceeds 0.5%, the effect is not only saturated but also the alloy cost is increased. Therefore, the Nb content is 0.01% or more and 0.5% or less.
Furthermore, Ti + 48 / 93Nb−48 / 12C−48 / 14N−48 / 32S ≧ 0 in order to precipitate and fix C which causes carbide such as cementite which deteriorates burring workability and contribute to improvement of burring workability. % Condition must be met.
Here, Nb forms a carbide at a relatively lower temperature than Ti, and in order to ensure Ti + 48 / 93Nb ≧ 48 / 12C, it is necessarily Ti + 48 / 93Nb−48 / 12C−48 / 14N−48 / 32S ≧ 0. % Condition must be met.
[0048]
Si is effective for increasing the strength as a solid solution strengthening element. In order to obtain a desired strength, it is necessary to contain 0.01% or more. However, if it exceeds 2%, workability deteriorates. Therefore, the Si content is set to 0.01% or more and 2% or less.
[0049]
Mn is effective for increasing the strength as a solid solution strengthening element. In order to obtain a desired strength, 0.05% or more is necessary. In addition to Mn, when an element such as Ti that suppresses the occurrence of hot cracking due to S is not sufficiently added, it is desirable to add an amount of Mn that satisfies Mn / S ≧ 20 by mass%. On the other hand, if over 3% is added, slab cracking occurs, so the content is made 3% or less.
[0050]
P is an impurity and is preferably as low as possible. If contained over 0.1%, the workability and weldability are adversely affected and the fatigue characteristics are also reduced.
[0051]
Al needs to be added in an amount of 0.005% or more for deoxidation of molten steel. However, since the cost increases, the upper limit is made 1%. Further, if added too much, the non-metallic inclusions are increased and the elongation is deteriorated, so the content is desirably 0.5% or less.
[0052]
B has an effect of increasing the fatigue limit by suppressing grain boundary embrittlement due to P, which is considered to be caused by a decrease in the amount of solute C. Therefore, B is added as necessary. However, if it is less than 0.0002%, it is insufficient for obtaining the effect, and if added over 0.002%, slab cracking occurs. Therefore, the addition of B is set to 0.0002% or more and 0.002% or less.
[0055]
  Ca isIt is an element that becomes harmless by changing the form of non-metallic inclusions that become the starting point of destruction or deteriorate the workability. However, adding less than 0.0005% has no effect.Over 0.002%Even if added, the effect is saturated,0.0005 to 0.002%Added.
[0056]
Furthermore, in order to impart strength, one or more of precipitation strengthening or solid solution strengthening elements of Mo, V, Cr, and Zr may be added. However, the effect cannot be obtained if the content is less than 0.05%, 0.02%, 0.01%, and 0.02%, respectively. Moreover, the effect is saturated even if it adds exceeding 1%, 0.2%, 1%, and 0.2%, respectively.
[0057]
In addition, you may contain 1% or less of Sn, Co, Zn, W, and Mg in total in the steel which has these as a main component. However, Sn is preferably 0.05% or less because there is a risk of wrinkling during hot rolling.
[0058]
  Next, the reasons for limiting the production method of the present invention will be described below.
  The present invention is as-cooled after casting and after hot rolling.,Or hot rollinglaterCooling and pickling,It can also be obtained by heat-treating after cold rolling, or by subjecting these steel sheets to a separate surface treatment while heat-treating the hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet in a hot dipping line.
[0059]
In the present invention, the production method preceding hot rolling is not particularly limited. In other words, following the smelting by blast furnace or electric furnace, etc., the components are adjusted so that the desired component content is obtained by various secondary smelting, and then, in addition to normal continuous casting, casting by ingot method, thin slab casting, etc. It can be cast by the method. Scrap may be used as a raw material. In the case of a slab obtained by continuous casting, it may be directly sent to a hot rolling mill as it is a high-temperature slab, or may be hot-rolled after being reheated in a heating furnace after being cooled to room temperature.
[0060]
The reheating temperature is not particularly limited, but if it is 1400 ° C. or higher, the scale-off amount becomes large and the yield decreases, so the reheating temperature is preferably less than 1400 ° C. In addition, since heating below 1000 ° C. significantly impairs the operation efficiency on the schedule, the reheating temperature is desirably 1000 ° C. or higher. Furthermore, heating below 1100 ° C. not only re-dissolves precipitates containing Ti and / or Nb in the slab but coarsens and loses the precipitation strengthening ability, but also has the desired size and distribution of Ti and / or distribution for burring workability. Since the precipitate containing Nb does not precipitate, the reheating temperature is desirably 1100 ° C. or higher.
[0061]
In the hot rolling process, finish rolling is performed after finishing rough rolling. When descaling is performed after finishing rough rolling, high-pressure water collision pressure P (MPa) × flow rate L (liter / cm) on the surface of the steel sheet.² It is desirable to satisfy the condition of ≧ 0.0025.
[0062]
The collision pressure P of high-pressure water on the steel sheet surface is described as follows (see “Iron and Steel” 1991 vol. 77 No. 9 p1450).
P (MPa) = 5.64 × P₀  × V / H²
However,
P₀  (MPa): Fluid pressure
V (liter / min): Nozzle flow rate
H (cm): distance between the steel plate surface and the nozzle
[0063]
The flow rate L is described as follows.
L (liters / cm²) = V / (W × v)
However,
V (liter / min): Nozzle flow rate
W (cm): Width of spray liquid per nozzle hitting steel plate surface
v (cm / min): Feeding speed
[0064]
The upper limit of the collision pressure P × the flow rate L is not particularly required to obtain the effects of the present invention, but increasing the nozzle flow rate causes problems such as severe wear of the nozzle, and therefore is 0.02 or less. Is desirable.
[0065]
Furthermore, it is desirable that the maximum height Ry of the steel sheet after finish rolling is 15 μm (15 μm Ry, l2.5 mm, ln12.5 mm) or less. This is clear from the fact that the fatigue strength of a hot-rolled or pickled steel sheet correlates with the maximum height Ry of the steel sheet surface, as described in, for example, Metal Material Fatigue Design Handbook, edited by the Japan Society of Materials Science, page 84. is there. Further, the subsequent finish rolling is desirably performed within 5 seconds in order to prevent the scale from being generated again after descaling.
[0066]
Furthermore, in order to obtain an effect of reducing the friction coefficient by applying a composition having a lubricating effect, the arithmetic average roughness Ra of the steel sheet after finish rolling is desirably 3.5 or less. However, this does not apply when performing skin pass rolling or cold rolling after hot rolling or pickling.
[0067]
Further, after rough rolling or subsequent descaling, the sheet bars may be joined and finish rolled continuously. At that time, the coarse bar may be wound once in a coil shape, stored in a cover having a heat retaining function as necessary, and rewound again before joining.
[0068]
In the case of finishing rolling as a hot rolled steel sheet, it is necessary to perform rolling with a total reduction rate of 25% or more in the temperature range of Ar3 transformation point temperature + 100 ° C. or lower in the latter half of the finish rolling. Here, the Ar3 transformation point temperature is simply shown in relation to the steel components by the following calculation formula, for example. That is,
Ar 3 = 910-310 ×% C + 25 ×% Si-80 ×% Mn
[0069]
Since the aggregated structure of rolled austenite is not sufficiently developed when the total rolling reduction is less than 25% in the temperature range of Ar3 transformation point temperature + 100 ° C. or less, the present invention can be applied to any cooling after that. The effect of can not be obtained. In order to obtain a sharper texture, the total rolling reduction in the temperature range of Ar3 transformation point temperature + 100 ° C. or lower is desirably 35% or more.
[0070]
The lower limit of the temperature range for rolling at a total rolling reduction of 25% or more is not particularly limited. However, if the temperature is lower than the Ar3 transformation point temperature, the work structure remains in the ferrite precipitated during rolling and the ductility is lowered. Therefore, the lower limit of the temperature range in which rolling with a total rolling reduction of 25% or more is desirably Ar3 transformation point temperature or higher.
[0071]
In the present invention, the upper limit of the total rolling reduction in the temperature range of Ar3 transformation point temperature + 100 ° C. or lower is not particularly limited. However, if the total rolling reduction exceeds 97.5%, the rolling load increases and the rigidity of the rolling mill is excessive. In order to cause an economic disadvantage, the content is desirably 97.5% or less.
[0072]
Here, when the friction between the hot rolling roll and the steel plate at the time of hot rolling in the temperature range of Ar3 transformation point temperature + 100 ° C. or less is large, the {110} plane is mainly used as the plate surface in the vicinity of the steel plate surface. Since crystal orientation develops and shape freezing property deteriorates, lubrication is performed as necessary to reduce friction between the hot rolling roll and the steel plate.
[0073]
In the present invention, the upper limit of the coefficient of friction between the hot rolling roll and the steel sheet is not particularly limited, but if it exceeds 0.2, the development of crystal orientation mainly consisting of {110} faces becomes remarkable, and the shape freezing property deteriorates. It is desirable that the coefficient of friction between the hot rolling roll and the steel plate is 0.2 or less for at least one pass during hot rolling in the temperature range of Ar3 transformation point temperature + 100 ° C or less. More preferably, the friction coefficient between the hot rolling roll and the steel sheet is set to 0.15 or less for all passes during hot rolling in the temperature range of Ar3 transformation point temperature + 100 ° C. or less. Here, the friction coefficient between the hot rolling roll and the steel sheet is a value obtained by calculation based on the rolling theory from the values of the advance rate, rolling load, rolling torque, and the like.
[0074]
The final pass temperature (FT) of finish rolling is not particularly limited, but it is preferable that the final pass temperature (FT) of finish rolling is finished at an Ar3 transformation point temperature or higher. This is because if the rolling temperature is lower than the Ar3 transformation point temperature during hot rolling, the work structure remains in the ferrite precipitated before or during rolling, the ductility is lowered, and the workability deteriorates.
[0075]
On the other hand, the upper limit of the finishing temperature is not particularly limited. However, when the Ar3 transformation point temperature is higher than 100 ° C., it is practically impossible to perform rolling with a total rolling reduction of 25% or more in the temperature range of Ar3 transformation point temperature + 100 ° C. or lower. Therefore, the upper limit of the finishing temperature is desirably Ar3 transformation point temperature + 100 ° C. or less.
[0076]
In the present invention, the process from finishing finish rolling to winding at a predetermined winding temperature (CT) is not particularly defined, but when aiming to achieve both ductility without significantly degrading burring properties, Ar3 You may make it retain for 1 to 20 seconds in the temperature range (two-phase area | region of a ferrite and austenite) from a transformation point to Ar1 transformation point. The residence here is carried out in order to promote ferrite transformation in the two-phase region, but if it is less than 1 second, ferrite transformation in the two-phase region is insufficient, so that sufficient ductility cannot be obtained. There is a possibility that the size of the precipitate containing Ti and / or Nb becomes coarse and does not contribute to the strength increase due to precipitation strengthening. Further, the temperature range in which the residence is performed for 1 to 20 seconds is preferably from Ar1 transformation point to 860 ° C. in order to facilitate the ferrite transformation. Further, the residence time of 1 to 20 seconds is desirably 1 to 10 seconds so as not to extremely reduce the productivity.
[0077]
Moreover, in order to satisfy these conditions, it is necessary to quickly reach the temperature range at a cooling rate of 20 ° C./s or higher after the finish rolling. Although the upper limit of the cooling rate is not particularly defined, an appropriate cooling rate is 300 ° C./s or less because of the capacity of the cooling facility. Furthermore, if this cooling rate is too fast, the cooling end temperature cannot be controlled, and overshooting may result in overcooling to below the Ar1 transformation point, and the effect of improving ductility is lost. Is preferably 150 ° C./s or less.
[0078]
Next, although it cools from the temperature range to predetermined coiling temperature (CT), in order to acquire the effect of this invention, the cooling rate does not need to be specifically determined. However, if the cooling rate is too slow, the size of precipitates containing Ti and / or Nb may become coarse and may not contribute to the increase in strength due to precipitation strengthening, so the lower limit of the cooling rate is preferably 20 ° C./s or more. In addition, the upper limit of the cooling rate up to the coiling temperature is not particularly defined, but the effect of the present invention can be obtained.
[0079]
In the present invention, the coiling temperature (CT) is not particularly defined, but the upper limit is for inheriting the texture of austenite obtained by rolling with a total rolling reduction of 25% or more in the temperature range of Ar3 transformation temperature + 100 ° C. or less. Is the winding temperature T shown below.₀  It is desirable to take up the following. This T₀  Is a temperature that is thermodynamically defined as the temperature at which the ferrite of the same component as austenite and austenite has the same free energy, and is calculated simply using the following formula, taking into account the effects of components other than C can do.
T₀  = −650.4 ×% C + B
Here, B is determined as follows.
B = −50.6 × Mneq + 894.3
Here, Mneq is determined from the mass% of the contained elements shown below.
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
T₀  The influence of the mass% of the components other than those described above on the present invention is not so great and can be ignored here.
[0080]
On the other hand, if the lower limit of the coiling temperature (CT) is 350 ° C. or lower, precipitates containing sufficient Ti and / or Nb will not be generated, and solid solution C may remain in the steel, possibly reducing workability. It is desirable to wind up above 350 ° C. Furthermore, the cooling rate after winding is not particularly limited, but when Cu is added in an amount of 1% or more, if the winding temperature (CT) is higher than 450 ° C., Cu precipitates after winding and the workability deteriorates. In addition, since there is a possibility that Cu in a solid solution state effective for improving fatigue characteristics may be lost, when the coiling temperature (CT) exceeds 450 ° C., the cooling rate after coiling is 30 ° C./s up to 200 ° C. It is desirable to set it above.
[0081]
After completion of the hot rolling process, pickling may be performed as necessary, and then a skin pass with a reduction rate of 10% or less or cold rolling to a reduction rate of about 40% may be performed inline or offline. However, in this case, in order to obtain an effect of reducing the friction coefficient by applying a composition having a lubricating effect, at least one arithmetic average roughness Ra of the front and back surfaces of the steel sheet after skin pass is 1 to 3. The skin pass reduction rate is controlled to be 5.
[0082]
Next, although it is a case where it is set as a final product as a cold-rolled steel plate, the hot finish rolling conditions are not specifically limited. However, in order to obtain better shape freezing property, it is desirable that the total rolling reduction in the temperature range of Ar3 transformation point temperature + 100 ° C. or lower is 25% or more. The final pass temperature (FT) of the finish rolling may be finished below the Ar3 transformation point temperature, but in that case, a strong work structure remains in the ferrite precipitated before or during rolling, so that the subsequent winding It is desirable to recover and recrystallize by a collection treatment or a heat treatment.
[0083]
The total rolling reduction of the subsequent cold rolling after pickling is less than 80%. This is because when the total rolling reduction of cold rolling is 80% or more, X-rays of {111} planes and {554} planes of crystal planes parallel to the plate surface, which is a general cold rolling-recrystallization texture This is because the diffraction integration plane intensity ratio increases. Moreover, it is 70% or less desirably. Although the lower limit of the cold rolling rate is not particularly defined, the effect of the present invention can be obtained. However, in order to control the strength of the crystal orientation to an appropriate range, it is desirable to set it to 3% or more.
[0084]
The heat treatment of the steel sheet thus cold-rolled is premised on a continuous annealing process. First, it is carried out for 5 to 150 seconds in a temperature range from the recovery temperature to the Ac3 transformation point temperature + 100 ° C. Here, the Ac3 transformation point temperature is expressed in relation to the steel component by a calculation formula described in, for example, page 273 of Lesley Steel Science (published in 1985, translated by Hiroshi Kumai, Tatsuhiko Noda, Maruzen Co., Ltd.). When the heat treatment temperature (ST) is lower than the recovery temperature, the processed structure remains and the ductility is remarkably deteriorated. Therefore, the heat treatment temperature (ST) is set to be equal to or higher than the recovery temperature. In order to obtain better ductility, the recrystallization temperature or higher is desirable. Further, when the heat treatment temperature (ST) exceeds the Ac3 transformation point temperature + 100 ° C., the ferrite formed by recrystallization transforms to austenite, the texture due to the austenite grain growth is randomized, and the finally obtained texture is also Since it is randomized, the heat treatment temperature (ST) is set to Ac3 transformation point temperature + 100 ° C. or lower.
[0085]
On the other hand, if the holding time (Time) in this temperature range is less than 5 seconds, the Ti and Nb carbonitrides are insufficient for complete solid-solution dissolution, while heat treatment for more than 150 seconds is performed. Since the effect is not only saturated but also productivity is lowered, the holding time (Time) is set to 5 to 150 seconds.
[0086]
Subsequent cooling conditions are not particularly limited, but the cooling rate of 20 ° C./s or more exceeds 350 ° C.₀  It is desirable to cool to a temperature range below the temperature. This is because if the cooling rate is less than 20 ° C./s, the size of the precipitate containing Ti and / or Nb becomes coarse and may not contribute to the increase in strength due to precipitation strengthening. Further, if the cooling end temperature is 350 ° C. or less, precipitates containing sufficient Ti and / or Nb will not be generated, and solid solution C may remain in the steel, thereby reducing workability. desirable. Moreover, since the aging property may deteriorate when the end temperature of the cooling process exceeds 200 ° C., it is desirable to set it to 200 ° C. or less. In addition, the lower limit is preferably 50 ° C. or higher because, when cooled by water cooling or mist, if the coil remains wet for a long time, there is a concern of poor appearance due to rust.
[0087]
Thereafter, skin pass rolling is performed as necessary. However, in this case, in order to obtain an effect of reducing the friction coefficient by applying a composition having a lubricating effect, at least one arithmetic average roughness Ra of the front and back surfaces of the steel sheet after skin pass is 1 to 3. The skin pass reduction rate is controlled to be 5.
[0088]
In order to galvanize the hot-rolled steel sheet after pickling or the cold-rolled steel sheet after completion of the recrystallization heat treatment, it may be immersed in a galvanizing bath and alloyed as necessary.
[0089]
Finally, in order to ensure drawability, a composition having a lubricating effect is applied after the above manufacturing process. The method of coating is not particularly limited as long as a desired coating thickness can be obtained, but electrostatic coating and a method using a roll coater are generally used.
[0090]
【Example】
The following examples further illustrate the present invention.
The steels A to L having the chemical components shown in Table 1 are melted in a converter, re-heated at the heating temperature shown in Table 2 after continuous casting, and 1.2 to 2.5 in the finish rolling following the rough rolling. The sheet was wound up after a thickness of 5.5 mm. However, the display about the chemical composition in a table | surface is the mass%. As shown in Table 2, some parts were lubricated and rolled. Steel L has a collision pressure of 2.7 MPa after rough rolling and a flow rate of 0.001 liter / cm.²Descaling was performed under the following conditions. Further, as shown in Table 2, pickling, cold rolling, and heat treatment were performed on some of the parts after the hot rolling step. The plate thickness is 0.7 to 2.3 mm. On the other hand, among the steel sheets, Steel G and Steel A-8 were galvanized.
[0091]
Details of the manufacturing conditions are shown in Table 2. Here, “SRT” is the slab heating temperature, “FT” is the final pass finish rolling temperature, and “rolling ratio” is the total rolling reduction in the temperature range of Ar 3 transformation point temperature + 100 ° C. or less. However, when performing rolling in the cold rolling process later, it is not limited to such a restriction, so “−” is given. “Lubrication” indicates the presence or absence of lubrication in the temperature range of Ar3 transformation point temperature + 100 ° C. or lower. Further, “CT” indicates a winding temperature. However, in the case of a cold-rolled steel sheet, “−” is given because it is not necessary to particularly limit the manufacturing conditions. Next, “cold rolling rate” is the total cold rolling rate, “ST” is the heat treatment temperature, and “Time” is the heat treatment time.
[0092]
Further, after passing through the above manufacturing process, a composition having a lubricating effect was applied by an electrostatic coating apparatus or a roll coater.
[0093]
The tensile test of the hot-rolled sheet thus obtained was performed by first processing the specimen into a No. 5 test piece described in JIS Z 2201, and following the test method described in JIS Z 2241. Table 2 shows the yield strength (σ_Y  ), Tensile strength (σ_B  ), Elongation at break (El). On the other hand, the burring workability (hole expandability) was evaluated according to the hole expansion test method described in Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001-1996. Table 2 shows the hole expansion rate (λ).
[0094]
Here, the volume fraction of ferrite, bainite, retained austenite, pearlite, and martensite is the sample cut from the 1/4 W or 3/4 W position of the steel plate width in the rolling direction, etched and etched using an optical microscope It is defined as the area fraction of the microstructure at 1/4 t of the plate thickness observed at a magnification of 200 to 500 times.
[0095]
Furthermore, the sample cut to 30 mmφ from the sample cut to 30 mmφ from the 1/4 W or 3/4 W position of the plate width is subjected to grinding on a three-sided finish, and then the distortion is removed by chemical polishing or electrolytic polishing, X-ray diffraction intensity was measured according to the method described in pages 274 to 296 of the new edition of Karity X-ray diffraction (published in 1986, translated by Gentaro Matsumura, Agne Co., Ltd.).
[0096]
Here, the average value of the X-ray random intensity ratio of the {100} <011> to {223} <110> azimuth group is the main azimuth included in this azimuth group, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> and {223} <110> X-ray diffraction intensities in a {110} pole figure Based on the three-dimensional texture calculated by the vector method based on the above, or by the series expansion method using a plurality of pole figures (preferably 3 or more) among {110}, {100}, {211}, {310} pole figures Obtained from the three-dimensional texture.
[0097]
  For example, the X-ray random intensity ratio of each crystal orientation in the latter method is (001) [1-10], (116) [1-10], (114) in the φ2 = 45 ° cross section of the three-dimensional texture. The intensity of [1-10], (113) [1-10], (112) [1-10], (335) [1-10], (223) [1-10] is kept as it is.If usedGood. However, the average value of the X-ray random intensity ratios of the {100} <011> to {223} <110> azimuth group is an arithmetic average of the above azimuths. When the intensity of all the directions cannot be obtained, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {112} <110>, {223} <110> You may substitute with the arithmetic mean of each direction.
[0098]
Next, the average value of the three-direction X-ray random intensity ratio of {554} <225>, {111} <112> and {111} <110> is obtained from the three-dimensional texture calculated in the same manner as the above method. Just ask
[0099]
In Table 2, among the X-ray random intensity ratios, “intensity ratio 1” means an average value of X-ray random intensity ratios of {100} <011> to {223} <110> orientation groups, and “intensity ratio 2” {554} <225>, {111} <112> and {111} <110> are average values of three-direction X-ray random intensity ratios.
[0100]
Next, in order to investigate the shape freezing property of the steel sheet, a test piece having a width of 50 mm and a length of 270 mm was prepared from the 1/4 W or 3/4 W position of the plate width so that the rolling direction becomes the long side, and the punch width A hat bending test was performed using a die of 78 mm, punch shoulder R5 and die shoulder R5. The test piece subjected to the bending test was measured for the shape of the central part of the plate width with a three-dimensional shape measuring device, and as shown in FIG. 1, a value obtained by subtracting the punch width from the length between the left and right points (5). Is the dimensional accuracy, the average value on the left and right of the value obtained by subtracting 90 # from the angle of the tangent of point (1) and point (2) and the tangent of point (3) and point (4), The shape freezing property was evaluated using the value obtained by averaging the reciprocal of the curvature between points (3) and (5) on the left and right sides as the amount of wall warpage.
[0101]
By the way, the amount of springback and the amount of wall warp also change depending on the BHF (wrinkle holding force). The effect of the present invention does not change even if any BHF is evaluated. However, when pressing actual parts at the production site, a very high BHF cannot be applied, so this time the hat of each steel type is BHF 29 kN. A bending test was performed. Based on the dimensional accuracy and the amount of wall warpage obtained by the bending test, the shape freezing property can be finally determined by the dimensional accuracy (Δd). Since it is well known that the dimensional accuracy deteriorates as the strength of the steel sheet increases, the results shown in Table 2 here are Δd / σ._B  Was used as an index.
[0102]
The arithmetic average roughness Ra was determined by a method described in JIS B0601-1994 using a non-contact type measuring apparatus using a laser.
[0103]
Furthermore, as shown in FIG. 2, the friction coefficient is sandwiched between two flat plates having a surface Vickers hardness of Hv 600 or more, and the surface pressure is 1.5 to 2 kgf / mm.² After applying a force (F) perpendicular to the steel sheet surface, the steel sheet is pulled out. The ratio (f / F) of the pulling force f to F at that time was obtained.
[0104]
  Finally, the drawability index of the steel sheet is a value obtained by dividing the maximum diameter (D) that can be drawn through by the cylindrical punch diameter (d) when the steel sheet is processed into a circular shape and then drawn with a cylindrical punch ( D / d). In this measurement, the circular processing size of the steel sheet is various diameters of 300 to 400φ, the cylindrical punch diameter is 175φ, the bottom shoulder portion is 10R, the die surface shoulder portion is 15R, and the wrinkle holding force is 10kN for steel B. , Steel J, 100kN, SteelA, steel FSteel G, Steel H, Steel I, and Steel K were 120 kN.
[0105]
It can be seen that a steel sheet having a friction coefficient within the range of the present invention has a higher drawing index value (D / d) value than a steel sheet having a higher friction coefficient than the range of the present invention, and both are 1.91 or more.
[0106]
In line with the present invention,6 of A-4, A-8, G, H, J, LSteel, containing a predetermined amount of steel components,BoardThe average value of the X-ray random intensity ratios of {100} <011> to {223} <110> orientation groups on the plate surface at half the thickness is 3 or more, and {554} <225>, {111} < 112> and {111} <110> have an average X-ray random intensity ratio of 3 orientations of 3.5 or less, and an arithmetic average roughness Ra of at least one of the front and back surfaces is 1 or more and 3.5 or less. A composition having a lubricating effect is applied to the steel sheet, and at least one of the friction coefficient in the rolling direction and the perpendicular direction at 0 to 200 ° C. is 0.05 to 0.2. There is obtained a squeezable burring high-strength thin steel sheet having excellent shape freezing characteristics, and thus exceeds the shape freezing index of conventional steel evaluated by the method of the present invention.
[0107]
Steels other than the above are outside the scope of the present invention for the following reasons. That is, Steel A-2 has a finish rolling finish temperature (FT) and an Ar3 transformation point temperature + 100 ° C. or less in the total temperature reduction ratio of the present invention.8Therefore, the desired texture according to claim 1 cannot be obtained and sufficient shape freezing property (Δd / σ_B) Is not obtained. Steel A-5 is not coated with a composition having a lubricating effect, so the desired friction coefficient according to claim 2 cannot be obtained, and sufficient drawability (D / d) cannot be obtained.. steelA-7 has the heat treatment temperature (ST) of the present invention.10Therefore, the desired texture according to claim 1 cannot be obtained and sufficient shape freezing property (Δd / σ_B) Is not obtained. Steel A-9 has a cold rolling rate of the present invention.10Therefore, the desired texture according to claim 1 cannot be obtained and sufficient shape freezing property (Δd / σ_B) Is not obtained.
[0108]
Steel B has a sufficient strength (σ since the C content is outside the range of claim 1 of the present invention._B  ) Is not obtained. Steel D has a sufficient strength (σ since the Ti content is outside the range of claim 1 of the present invention._B  ) And shape freezing property (Δd / σ_B  ) Is not obtained. Steel F does not have a sufficient hole expansion rate (λ) because the C content is outside the scope of claim 1 of the present invention. In Steel I, since the S content is outside the range of claim 1 of the present invention, sufficient hole expansion rate (λ) and elongation (El) are not obtained. Steel K does not have a sufficient hole expansion rate (λ) and elongation (El) because the N content is outside the scope of claim 1 of the present invention.
[0109]
[Table 1]

[0110]
[Table 2]

[0111]
【The invention's effect】
As described above in detail, the present invention relates to a squeezable burring high-strength thin steel sheet excellent in shape freezing property and a method for producing the same, and is disadvantageous for drawing by using these high-strength thin steel sheets. Since a good squeezability can be obtained even in a steel sheet having a texture, it can be said that the present invention has a high industrial value because both shape freezing property and squeezability can be expected.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a conceptual diagram of a cross-sectional shape of a sample subjected to a bending test.
FIG. 2 is a diagram illustrating a friction coefficient measuring instrument.

Claims (12)

質量％にて、
Ｃ ：０．０１〜０．１％、
Ｓ ≦０．０３％、
Ｎ ≦０．００５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜３％、
Ｐ ≦０．１％、
Ａｌ：０．００５〜１％
を含み、さらに
Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
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であって、板厚の１／２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以上かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下であり、少なくとも一方の鋼板表面の算術平均粗さＲａが１〜３．５である鋼板に潤滑効果のある組成物が塗布されていることを特徴とする、形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。In mass%
C: 0.01 to 0.1%,
S ≦ 0.03%,
N ≦ 0.005%,
Ti: 0.05~0.5%,
Si: 0.01-2%
Mn: 0.05-3%,
P ≦ 0.1%,
Al: 0.005 to 1%
Ti-48 / 12C-48 / 14N-48 / 32S ≧ 0%
Contain Ti in a range satisfying the balance a steel consisting of Fe and unavoidable impurities, the plate surface at 1/2 the thickness of the plate thickness {100} <011> - {223} <110> orientation group The average value of the X-ray random intensity ratio is 3 or more, and the average value of the three-direction X-ray random intensity ratios of {554} <225>, {111} <112> and {111} <110> is 3.5 or less. A squeezable burring having excellent shape freezing property, wherein a composition having a lubricating effect is applied to a steel sheet having an arithmetic mean roughness Ra of 1 to 3.5 on the surface of at least one steel sheet High strength thin steel sheet. 請求項１に記載の鋼板表面の０〜２００℃における摩擦係数が０．０５〜０．２であることを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。  A squeezable burring high-strength thin steel sheet having excellent shape freezing property, wherein the friction coefficient of the steel sheet surface according to claim 1 at 0 to 200 ° C is 0.05 to 0.2. 請求項１または２記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｎｂ：０．０１〜０．５％を含み、さらに
Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
を満たす範囲でＴｉとＮｂを含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。The steel according to claim 1 or 2, further in mass%,
Nb: Including 0.01 to 0.5%, Ti + 48 / 93Nb-48 / 12C-48 / 14N-48 / 32S ≧ 0%
Drawable excellent shape fixability characterized by containing Ti and Nb in a range satisfying a burring workability high strength thin steel sheet. 請求項１ないし３のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｂ ：０．０００２〜０．００２％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。The steel according to any one of claims 1 to 3 , further in mass%,
B: 0.0002 to 0.002%
A squeezable burring high-strength thin steel sheet that is excellent in shape freezing property. 請求項１ないし４のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｃａ：０．０００５〜０．００２％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。The steel according to any one of claims 1 to 4, further in mass%,
Ca: 0.0005 to 0.002%
Drawable burring workability high strength thin steel sheet excellent in shape fixability characterized by containing. 請求項１ないし５のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｍｏ：０．０５〜１％、
Ｖ ：０．０２〜０．２％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｚｒ：０．０２〜０．２％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。The steel according to any one of claims 1 to 5 , further in mass%,
Mo: 0.05 to 1%
V: 0.02-0.2%,
Cr: 0.01-1%,
Zr: 0.02 to 0.2%
A squeezable burring high-strength thin steel sheet excellent in shape freezing property, characterized by containing one or more of the above. 請求項１ないし６のいずれか１項に記載の絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板に亜鉛めっきを施されていることを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板。A squeezable burring high-strength thin steel sheet having excellent shape freezing property, wherein the squeezable burring high-strength thin steel sheet according to any one of claims 1 to 6 is galvanized. 請求項１ないし６のいずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際に、該成分を有する鋼片を粗圧延後にＡｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で鋼板厚の合計圧下率２５％以上、かつ熱間圧延ロールと鋼板との摩擦係数が０．１５以下となる潤滑圧延を施す仕上圧延をし、その後冷却して巻き取った後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。When hot rolling to obtain a thin steel sheet having the component according to any one of claims 1 to 6, the steel slab having the component is subjected to rough rolling at a temperature range of Ar3 transformation point temperature + 100 ° C or less. The steel sheet has a total rolling reduction of 25% or more, and finish rolling is subjected to lubrication rolling so that the friction coefficient between the hot rolling roll and the steel sheet is 0.15 or less, and after cooling and winding, there is a lubricating effect. A method for producing a squeezable burring high-strength thin steel sheet having excellent shape freezing property, characterized by applying a composition. 請求項８に記載の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、デスケーリングを行うことを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。A method for producing a squeezable burring high-strength thin steel sheet that is excellent in shape freezing property, characterized in that descaling is performed after completion of rough rolling in the hot rolling according to claim 8 . 請求項１ないし６のいずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るために、該成分を有する鋼片を熱間圧延、続く酸洗、鋼板厚圧下率８０％未満の冷間圧延後、再結晶温度以上Ａｃ3変態点温度＋１００℃以下の温度域で５〜１５０秒間保持し、冷却する工程の熱処理をした後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。In order to obtain a thin steel plate having the component according to any one of claims 1 to 6, the steel slab having the component is hot-rolled, followed by pickling, after cold rolling with a steel sheet thickness reduction of less than 80%. In the form freezing property, a composition having a lubricating effect is applied after a heat treatment in a temperature range of recrystallization temperature to Ac3 transformation point temperature + 100 ° C. for 5 to 150 seconds and cooling. An excellent method for producing a squeezable burring high-strength steel sheet. 請求項８または９に記載の製造方法に際し、熱間圧延後に亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきした後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。 In the manufacturing method according to claim 8 or 9, after hot rolling, the steel sheet surface is galvanized by immersing in a galvanizing bath, and then a composition having a lubricating effect is applied to form freezing property. An excellent method for producing a squeezable burring high-strength steel sheet. 請求項１０に記載の製造方法に際し、熱処理終了後、亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきした後、潤滑効果のある組成物を塗布することを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板の製造方法。The manufacturing method according to claim 10 , wherein after the heat treatment is completed, the steel sheet surface is galvanized by being immersed in a galvanizing bath, and then a composition having a lubricating effect is applied, and the shape-freezing feature is excellent. Possible burring high strength steel sheet manufacturing method.

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