JP5712771B2 - 圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板とそ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。

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。そのため、鋼板の高強度化により板厚を減少させることで、車体の軽量化を図ることは有効な方法である。

一方、最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、板厚２．０ｍｍを下回るような鋼板の使用が増加してきており、さらなる高強度化による軽量化のためには、薄肉化による部品剛性の低下を同時に抑制することが不可欠になってきている。

一般に、部品の剛性を高めるために、部品形状の変更や、スポット溶接がなされている部品に対しては、溶接点を増加するか、又は、レーザ溶接に変更するなどの溶接条件を変更することが有効である。また、必要な部分だけ板厚を厚くするためにテーラードブランク材を用いるなどの技術もある。

しかし、自動車用部品として用いる場合、自動車内の限られた空間で部品形状を変更するのは容易ではなく、また、溶接条件の変更やテーラードブランク材の使用もコストの増加を伴うなどの問題がある。

そこで、部品形状や溶接条件を変更することなく、部品の剛性を高めるには、部品に使用する部材のヤング率を高めることが有効となる。一般に、ヤング率は、集合組織に大きく支配され、体心立方格子である鋼の場合は、原子の最稠密方向である＜１１１＞方向に応力が働く場合に最も高く、逆に原子密度の小さい＜１００＞方向に応力が働く場合に最も小さいことが知られている。

したがって、ある方向に鋼板を長く切り出した場合に、切り出し方向に原子密度を高くすれば、その方向のヤング率が高くなる。なお、一方向の圧延により製造される鋼板の切り出し方向については、圧延方向又は圧延直角方向とすることが、材料の歩留まりの点から有利である。

さらに、切り出しの手間を考慮すれば、鋼板の圧延幅を部品の長さにして、圧延直角方向に切り出していくのが便利である。したがって、圧延直角方向のヤング率を高めるには、ロールによる圧延と熱処理からなる鉄鋼プロセスでは、｛１１２｝＜１１０＞を発達させることが有効である。

従来、集合組織を制御することで、ヤング率や形状凍結性を高めた鋼板の検討が種々なされてきている。

例えば、特許文献１には、極低炭素鋼にＮｂ又はＴｉを添加した鋼を用い、熱間圧延工程において、Ａr3〜（Ａr3＋１５０℃）での圧下率を８５％以上とし、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進することで、熱延板段階でのフェライトの集合組織を｛３１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞とし、これを初期方位として冷延、再結晶焼鈍を施すことで、｛２１１｝＜０１１＞を主方位とし、圧延方向と直角方向のヤング率を高める技術が開示されている。

特許文献２では、フェライト又はベイナイトを主体とした鋼板を、Ａr3変態温度〜（Ａr3＋１００）℃での圧下率を２５％以上とし、部分的に再結晶したオーステナイトからのフェライト変態を促進することで、熱延板段階でのフェライトの集合組織を制御し、冷延、再結晶焼鈍を施すことで、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群を発達させ、かつ、これらの方位群の中で｛１１２｝＜１１０＞又は｛１００｝＜０１１＞を主方位として、形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板を製造する技術が開示されている。

しかし、前述の技術では、次のような問題があった。

特許文献１では、オーステナイト域の低温未再結晶温度範囲で圧延するとγ鉄の加工集合組織が発達し、α鉄に変態させることにより｛３１１｝〈０１１〉及び｛３３２｝〈１１３〉からなる変態集合組織を発達させ、さらに、これらを初期方位として、冷延後、焼鈍時に再結晶させることにより、｛２１１｝〈０１１〉を主方位に、｛１１１｝〈１１２〉を副方位にもつ集合組織を発達させて圧延方向と直角方向のヤング率を高めている。

即ち、圧延方向と直角方向のヤング率を高める｛１１２｝＜１１０＞に加えて、｛１１１｝〈１１２〉を副方位もつ集合組織が発達してしまう。

特許文献２では、鋼板の主方位として｛１１２｝＜１１０＞方位を発達させているが、形状凍結性に特化した鋼板を製造する技術であるため、｛１１２｝＜１１０＞に加えて、圧延方向のヤング率にとって好ましくない｛１００｝＜０１１＞方位も発達してしまうことが問題である。

特開平５−２５５８０４号公報 特開２００２−３６３６９３号公報

上述のように、今までの技術では、焼鈍時に再結晶させることにより｛１１２｝＜１１０＞を含む方位群をもつ集合組織を発達させることが主であった。しかし、同時に｛１１２｝＜１１０＞以外の副方位も発達してしまうために、圧延直角方向のヤング率に特化した鋼板を製造する技術としては不十分であった。

そこで、本発明では、冷延後に、低温域で未再結晶焼鈍を行うことにより、鋼板組織を未再結晶フェライトとして、｛１１２｝＜１１０＞方位を発達させた圧延方向と直角方向のヤング率に特化した鋼板とその製造方法を提供するものである。

上述の如き問題点を解決するために、本発明者らは、圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板を発明した。

（１）質量％で、Ｃ： ０．００３１％以上、０．０５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００５％以上、０．２％以下、Ｎ：０．００７％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、板厚１／４層における｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度が５．０以上であり、かつ｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のうち、｛１１２｝＜１１０＞方位以外の｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比の平均値が４．０未満であり、さらに、鋼板の金属組織が面積率で９５％以上のフェライトからなることを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。

（２）前記フェライトのうち未再結晶フェライトの面積率が２５％以上であることを特徴とする（１）に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。

（３）さらに、鋼板中の固溶Ｃが３ｐｐｍ以上、１０ｐｐｍ以下であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。

（４）さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｖ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｚｒ：０．００１％以上、０．１００％以下の１種又は２種以上を含有する（１）〜（３）のいずれかに記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。

（５）さらに、質量％で、Ｍｇ：０．００１％以上、０．０１５以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ｒｅｍ：０．０００５％以上、０．１０％以下の１種又は２種以上を含有する（１）〜（４）のいずれかに記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。

（６）さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｕ，Ｍｏ，Ｂ、Ｃｒの１種又は２種以上を合計で０．００１％以上、４．０％以下含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。

（７）（１）〜（６）のいずれかに記載の鋼板に溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。

（８）（１）〜（６）のいずれかに記載の鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。

（９）（１）、（４）〜（６）のいずれかにに記載の化学成分を有する鋼塊又はスラブを熱間圧延し、Ａr3以上、９５０℃以下の温度で熱間圧延を終了し、熱間圧延終了後、３０秒以内に冷却を開始し、５℃／ｓ以上、１５０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却を行い、５００℃以上、８００℃以下の温度で巻き取って熱延鋼板とし、該熱延鋼板を酸洗し、６０％以上、９５％以下の圧下率で冷間圧延を施した後、２５℃以上、７５０℃以下の焼鈍温度で、（式１）を満たすｔ秒間以内保持する焼鈍を行うことを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。
ｔ＝−１０5×ｌｏｇ（Ｔ）＋２８７５６６ ・・・（式１）
ここで、Ｔは２５℃以上、７５０℃以下の焼鈍温度である。

（１０）（９）に記載の製造方法において、熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延を施した後、３℃／ｓ以上、３００℃／ｓ以下の速度で昇温し焼鈍を行うことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。

（１１）（９）又は（１０）に記載の製造方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする（７）に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。

（１２）（９）又は（１０）に記載の製造方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施した後、４５０℃以上、６００℃以下の温度で、１０秒間以上保持して合金化処理を行うことを特徴とする（８）に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。

本発明によれば、鋼板組織を未再結晶フェライトとし、｛１１２｝＜１１０＞方位を発達させることにより、圧延方向と直角方向のヤング率に特化した鋼板を得ることができる。

以下に、本発明の内容を詳細に説明する。

Ｘ線ランダム強度比の平均値、Ｘ線ランダム強度比：
この平均値は本発明で、特に重要な特性値である。鋼板の表面から５／８〜３／８板厚における板面の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、｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度が５．０以上であれば、直近要求される圧延方向と直角方向のヤング率が２３０ＧＰａ以上を満たす。

この方位が発達すると圧延方向に対して直角の方向に＜１１１＞方位が集積するため圧延直角方向のヤング率が高くなる。この極密度が５．０未満では圧延直角方向のヤング率を２３０ＧＰａ超とするのは困難であるので、これを下限とする。

鋼板の表面から５／８〜３／８板厚における板面の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＞方位群のうち｛１１２｝＜１１０＞方位以外のＸ線ランダム強度比の平均値が４．０未満であれば、直近要求される圧延方向と直角方向のヤング率が２３０ＧＰａ以上を満たす。

これが３．０以上では、ヤング率を２３０ＧＰａ超とするのは困難であるので、これを上限とする。好ましくは３．０未満が好ましい。

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。各方位のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折や、EBSD（Electron Back Scattering Diffraction）などの装置を用いて測定する。

これら各方位のＸ線ランダム強度比は、｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や、｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝の極点図のうち複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。

例えば、後者の方法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比には、３次元集合組織のφ２＝４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の強度をそのまま用いればよい。

｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のうち｛１１２｝＜１１０＞方位以外のＸ線ランダム強度比の平均値とは、｛１１２｝＜１１０＞方位以外の上記の各方位の相加平均である。

Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで表面より減厚し、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。

当然のことであるが、上述のＸ線強度の限定が、鋼板の表面から５／８〜３／８板厚だけでなく、なるべく多くの厚みについて満たされることで、より一層圧延方向と直角方向のヤング率が良好になる。しかし、鋼板の表面から３／８〜５／８の測定を行うことで、概ね、鋼板全体の材質特性を代表することができるので、これを規定するものとする。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。

次に、金属組織の限定理由について述べる。

本発明においては、フェライトを面積率で９５％以上含有することを特徴としている。フェライト相は、歪が少なく高ヤング率化に有利であり、また、延性にも優れ、加工性が良好であることから、組織は、フェライト相を主相とすることが必要である。

本発明の鋼板の組織は、上記フェライト相を主体とすることが好ましいが、マルテンサイト相やベイナイト相や残留オーステナイト相又はパーライト相やセメンタイト相などのフェライト相以外の相を面積率で５％以下であれば、有しても問題ない。

本発明においては、上記フェライト相のうち、２５％以上を未再結晶フェライトとすることを特徴としている。冷延鋼板の金属組織のフェライトの一部を未再結晶フェライトとして残留させることにより、冷間圧延で発達させた｛１１２｝＜１１０＞方位を残し、かつ、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のうち｛１１２｝＜１１０＞方位以外の方位の発達を抑制することが可能になる。

焼鈍時にフェライトを再結晶させてしまうと、｛１１１｝〈１１２〉を副方位にもつ集合組織や｛１００｝＜０１１＞方位を含む方位群が得られるため、圧延直角方向のヤング率を高める｛１１２｝＜１１０＞方位を持つ結晶粒が減少してしまう。

したがって、圧延直角方向のヤング率を高めるためには、焼鈍時にフェライトを再結晶させないことが重要である。そのため、上記フェライト相のうち、好ましくは４０％以上、より好ましくは、５０％以上、さらに好ましくは、６０％以上を未再結晶フェライトとする。

未再結晶フェライトと、それ以外のフェライト、即ち、再結晶フェライト及び変態フェライトとは、電子後方散乱解析像（Electron back scattering pattern、ＥＢＳＰという。）の結晶方位測定データをKernel Average Misorientation法（ＫＡＭ法）で解析することにより判別することができる。

未再結晶フェライトの粒内には、転位は回復しているものの、冷延時の塑性変形により生じた結晶方位の連続的な変化が存在する。一方、未再結晶フェライトを除くフェライト粒内の結晶方位変化は極めて小さくなる。これは、再結晶及び変態により、隣接する結晶粒の結晶方位は大きく異なるものの、１つの結晶粒内では結晶方位が変化していないためである。

ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことができるので、本発明では、隣接測定点との平均結晶方位差が１°以内、かつ、平均結晶方位差が２°以上あるピクセル間を粒界と定義した時に、結晶粒径が３μｍ以上である粒を、未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち、再結晶フェライト及び変態フェライトと定義する。

ＥＢＳＰ測定は、焼鈍後の試料の平均結晶粒径の１０分の１の測定間隔で、任意の板断面の板厚方向の１／４厚の位置で１００×１００μｍの範囲において行えばよい。このＥＢＳＰ測定の結果、得られた測定点はピクセルとして出力される。

ＥＢＳＰの結晶方位測定に供する試料は、機械研磨等によって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで、電解研磨等によって歪みを除去すると同時に、板厚１／４面が測定面となるように作製する。

未再結晶フェライトを含むフェライトの総面積率は、ＥＢＳＰの結晶方位測定に使用した試料をナイタールエッチし、該測定を行った視野の光学顕微鏡写真を同一の倍率で撮影し、得られた組織写真を画像解析して求めればよい。

さらに、この組織写真とＥＢＳＰの結晶方位測定の結果を対比させることによって、未再結晶フェライト及び未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち、再結晶フェライトと変態フェライトの面積率の合計を求めることもできる。

次に、化学成分の限定理由を述べる。なお、化学成分に係る％は質量％を意味する。

Ｃは、安価に引張強度を増加させる元素であるので、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、Ｃを０．０００７％未満とするのは、製鋼技術上困難で、コストアップとなるだけでなく、溶接部の疲労特性が劣化するので、０．０００７％を下限とする。一方、Ｃが０．０５％を超えると、成形性の劣化を招いたり、溶接性を損なったりするので、０．０５％を上限とする。なお特許請求の範囲では、Ｃの下限を、実施例で確認されている値である０．００３１％に限定した。

Ｓｉは、固溶体強化元素として強度を増加させる働きがあり、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、添加量が１．０％超となるとプレス成形性が劣悪となったり、化成処理性の低下を招いたりするので、１．０％を上限とする。下限は特に設けないが、０．００１％以下とするのは、製造コストが高くなるので、０．００１％が実質的な下限である。

Ｍｎは、強度を増加させる働きがあり、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、添加量が１．５％超となると延性が低下したり、亜鉛めっきの密着性が阻害されたりするので、１．５％を上限とする。

Ｐは、Ｓｉと同様に、安価に強度を高める元素として知られており、強度を増加する必要がある場合には、さらに積極的に添加する。また、Ｐは、熱延組織を微細にし、加工性を向上する効果も有する。

ただし、添加量が０．１５％を超えると、スポット溶接後の疲労強度が劣悪となったり、降伏強度が増加し過ぎたりしてプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛めっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加工性も劣化する。したがって、上限を０．１５％とする。

Ｓは、０.０３％超では、熱間割れの原因となり、また、加工性を劣化させるので、０．０３％を上限とする。

Ａｌは、脱酸のために０．００５％以上添加する。しかし、多すぎると溶接性が劣悪となるので、上限を０．２％とする。

Ｎは、不純物であり、加工性を悪くさせないように、上限を０．００７％とする。

固溶Ｃは、３ｐｐｍ以上、１０ｐｐｍ以下とすることが好ましい。固溶Ｃを含有する鋼板が部材として加工されると、常温でも歪時効を生じ、ヤング率が高くなる。例えば、自動車用途に使用した場合に、加工後、塗装焼付処理を施すことで鋼板の降伏強度のみならずヤング率も増加する。

固溶Ｃが３ｐｐｍ未満では、十分な効果を得ることができない。また、１０ｐｐｍを超えても、加工後の塗装焼付処理性は飽和する傾向にあるので、１０ｐｐｍを上限とする。

固溶Ｃ量は、全Ｃ量から、Ｆｅ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂなどの化合物として存在するＣ量（抽出残査の化学分析から定量）を差し引いた値から求めることもできる。また、内部摩擦法や、ＦＩＭ（Field Ion Microscopy）によって求めてもよい。

Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ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、Ｔｉは０．００５％以上、Ｎｂは０．００５％以上、Ｖは０．００１％以上、Ｚｒは０．００１％以上添加することが望ましい。

しかし、過度に添加すると、炭化物を形成し、固溶Ｃ量が著しく低下するので、それぞれ、上限を、Ｔｉは０．１０％、Ｎｂは０．１０％以下、Ｖは０．１００％、Ｚｒは０．１００％以下とした。

Ｍｇ、Ｃａ、Ｒｅｍは介在物を無害化するのに重要な添加元素である。各元素の下限は、Ｍｇは０．００１％、Ｃａは０．０００５％、Ｒｅｍは０．０００５％とした。一方、過剰添加は清浄度の悪化につながるので、Ｍｇで０．０１５％、Ｃａで０．０１％、Ｒｅｍで０．１０％を上限とした。

Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃｒは、オーステナイトを安定化させる元素であるので、γ→α変態を遅らせることで、結晶粒が微細化し強度が向上する。必要に応じて、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃｒの１種又は２種以上の合計で０．００１％以上添加することが望ましい。しかし、過度の添加は逆に加工性を劣化させるので、上限を４．０％とする。

なお、本発明の鋼板に表面処理しても、そのヤング率向上効果を失うものではなく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等のいずれでも本発明の効果が得られる。

次に、本発明薄鋼板の製造方法について述べる。圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板を製造するためには、｛１１２｝＜１１０＞方位を発達させること、及び、鋼板組織として未再結晶フェライト相を残すことが重要である。詳細を以下に説明する。

熱間圧延に先行する製造方法は、特に限定するものではない。即ち、高炉や電炉等による溶製に引続き、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、低温まで冷却した後、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。

本発明の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板を得るための熱延鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。

熱延の仕上げ温度は、Ａr3変態点以上とする。Ａr3変態点未満では、圧延方向のヤング率にとって好ましくない｛１１０｝＜００１＞集合組織が発達する。また、仕上げ温度は９５０℃以下とする。上限を９５０℃としたのは、仕上げ温度が９５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大になり、強度が低下するためである。なお、Ａr3変態温度は合金組成に応じて次の式により計算し、把握することができる。

Ａr3＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ
−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）

仕上圧延終了後は、３０秒以内に冷却を開始する必要がある。これを超えると、オーステナイト粒が粗大化して強度と伸びが低下する。冷却速度は、５℃／ｓ以上、１５０℃／ｓ以下とする。冷却速度が５℃／ｓより遅い場合、オーステナイト粒や変態したフェライト相の結晶粒の粒成長が起きてしまい、強度と伸びが低下を招く。

一方、１５０℃／ｓを超えると、フェライト相が得難くなること、及び、得られたフェライト相の硬さが高くなることで、伸びが著しく劣化する。

冷却後は、５００℃以上、８００℃以下で巻き取って熱延鋼板とする。５００℃より低い温度で巻き取ると、ベイナイト変態が起きてしまい、最終組織でフェライトを９５％以上得ることができない。８００℃を超える温度で巻き取ると、パーライト変態が起きてしまい、同じく、最終組織でフェライトを９５％以上得ることができない。

その後、熱延原版を冷間にて６０％以上、９５％以下の圧延を行う。これは、６０％超の高い圧下率で冷間圧延を行うことにより、ヤング率の向上に有効な｛１１２｝＜１１０＞方位を発達させることができるためである。冷間圧延の圧下率の上限は、冷間圧延時のロールへの負荷が高まるため、９５％以下とする。

焼鈍は、本発明において最も重要な工程であり、その条件については、上述した通りである。焼鈍は、昇温速度、加熱時間を制御するため、連続焼鈍設備によって行うことが好ましい。また、昇温速度を速くするために、高周波加熱装置、通電加熱装置を併用してもよい。

未再結晶フェライトの面積率を増加させるには、焼鈍の加熱速度を高めることが好ましい。焼鈍時、室温から７５０℃までの平均加熱速度は３〜３００℃／ｓとする。加熱速度が３℃／ｓ未満では、加熱途中で再結晶が起こり、集合組織が崩れることから、３℃／ｓを下限とする。加熱速度が高くなるほど集合組織が維持されるが、３００℃／ｓ超とすることは、特段の効果を生じないので、３００℃／ｓを上限とする。

焼鈍は、２５℃以上、７５０℃以下の焼鈍温度で行う。焼鈍温度が７５０℃を超える場合、再結晶が起こり、集合組織が崩れるので、７５０℃を上限とする。好ましくは、７００℃未満、より好ましくは６００℃未満である。下限は、加工性を担保するため、好ましくは１５０℃である。

焼鈍時の保持時間は、（式１）を満たすｔ秒間以内とする。（式１）の物理的意味は不明であるが、本発明者らが鋭意検討を行った結果、焼鈍時の保持時間を（式１）を満たすｔ秒以内とすることで、圧延直角方向のヤング率を向上させることができることが解った。ここで、Ｔは２５℃以上、７５０℃以下の焼鈍温度である。

未再結晶フェライトの面積率を増加させるには、焼鈍における最高到達温度を低く、滞留時間を短くすることが好ましい。式（１）で与えられるｔ秒間以上保持した場合、集合組織が破壊され、｛１１２｝＜１１０＞方位を持つ結晶粒が減少するため、圧延直角方向のヤング率が著しく低下してしまう。
ｔ＝−１０⁵×ｌｏｇ（Ｔ）＋２８７５６６ ・・・（式１）

合金化処理は４５０〜６００℃の範囲内で行う。４５０℃未満では、合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では、過度に合金化が進行し、めっき層が脆化するため、プレス等の加工によってめっきが剥離するなどの問題を誘発する。

合金化処理の時間は、１０ｓ以上とする。１０ｓ未満では合金化が十分に進行しない。合金化処理の時間の上限は特に規定しないが、通常、連続ラインに設置された熱処理設備によって行うため、３０００ｓを超えて行うと生産性を損ない、また、設備投資が必要となるため、製造コストが高くなる。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例）
表１に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、そのまま、又は、一旦室温まで冷却した後に再加熱し、熱間圧延を行った。

このとき、熱間圧延の終了温度は、Ａr3変態点以上、９００℃以下とし、仕上げ圧延後の冷却開始時間は３０秒以内とした。冷却時の冷却速度は５℃／ｓ以上、１５０℃／ｓ以下とし、巻取り温度は５００℃以上、７００℃以下とした。

熱延鋼板の板厚は２〜５ｍｍとする。この板はその後、酸洗し、表２で示す条件で冷間圧延を行った後、焼鈍を行い、材質評価に供した。組織分率は、焼鈍後の組織分率を示している。表中のＳ及びＴに関しては、めっき処理と合金化処理を施した。

表３に、それぞれの組織形成と機械的特性を示す。

圧延直角方向のヤング率は、静的引張法で測定を行った。｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度、及び、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のうち｛１１２｝＜１１０＞方位以外のＸ線ランダム強度比の平均値は、前述のＥＢＳＰを用いて圧延方向に平行な断面の３／８〜５／の領域を０．５μｍピッチで測定した。

鋼板の板厚断面のミクロ組織観察は、圧延方向を観察面として試料を採取し、エッチングをレペラー法として、光学顕微鏡で行った。また、未再結晶フェライトの面積分率及び未再結晶フェライトを除くフェライトの面積分率は、ＥＢＳＰの結晶方位測定及びその測定結果と光学顕微鏡組織写真を照合し、画像解析によって求めた。

前述したように、本発明によれば、鋼板組織を未再結晶フェライトとし、｛１１２｝＜１１０＞方位を発達させることにより、圧延方向と直角方向のヤング率に特化した鋼板を得ることができる。よって、本発明は産業上利用可能性が高いものである。

Claims (12)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．００３１％以上、０．０５％以下、
   Ｓｉ：１．０％以下、
   Ｍｎ：１．５％以下、
   Ｐ ：０．１５％以下、
   Ｓ ：０．０３％以下、
   Ａｌ：０．００５％以上、０．２％以下、
   Ｎ ：０．００７％以下
   を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、板厚１／４層における｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度が５．０以上であり、かつ、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のうち、｛１１２｝＜１１０＞方位以外の｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比の平均値が４．０未満であり、さらに、鋼板の金属組織が面積率で９５％以上のフェライトからなることを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。
2. 前記フェライトのうち未再結晶フェライトの面積率が２５％以上であることを特徴とする請求項１に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。
3. さらに、鋼板中の固溶Ｃが３ｐｐｍ以上、１０ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。
4. さらに、質量％で、
   Ｔｉ：０．００５％以上、０．１０％以下、
   Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、
   Ｖ ：０．００１％以上、０．１００％以下、
   Ｚｒ：０．００１％以上、０．１００％以下
   の１種又は２種以上を含有する請求項１〜３いずれか１項に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。
5. さらに、質量％で、
   Ｍｇ：０．００１％以上、０．０１５以下、
   Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
   Ｒｅｍ：０．０００５％以上、０．１０％以下
   の１種又は２種以上を含有する請求項１〜４いずれか１項に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。
6. さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｕ，Ｍｏ，Ｂ、Ｃｒの１種又は２種以上を合計で０．００１％以上、４．０％以下含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。
7. 請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼板に溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。
8. 請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。
9. 請求項１、４〜６のいずれか１項に記載の化学成分を有する鋼塊又はスラブを熱間圧延し、Ａr3以上、９５０℃以下の温度で熱間圧延を終了し、熱間圧延終了後、３０秒以内に冷却を開始し、５℃／ｓ以上、１５０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却を行い、５００℃以上、８００℃以下の温度で巻き取って熱延鋼板とし、該熱延鋼板を酸洗し、６０％以上、９５％以下の圧下率で冷間圧延を施した後、２５℃以上、７５０℃以下の焼鈍温度で、（式１）を満たすｔ秒間以内保持する焼鈍を行うことを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。
   ｔ＝−１０5×ｌｏｇ（Ｔ）＋２８７５６６ ・・・（式１）
   ここで、Ｔは２５℃以上、７５０℃以下の焼鈍温度である。
10. 請求項９に記載の製造方法において、熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延を施した後、３℃／ｓ以上、３００℃／ｓ以下の速度で昇温し焼鈍を行うことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。
11. 請求項９又は１０に記載の製造方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項７に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。
12. 請求項９又は１０に記載の製造方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施した後、４５０℃以上、６００℃以下の温度で、１０秒間以上保持して合金化処理を行うことを特徴とする請求項８に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。