JP2008240123A - 穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高強度かつ高剛性に加えて、さらに優れた穴拡げ性をも具備した冷延鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：0.05〜0.15％、Si：1.5％以下、Mn：1.5〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.5％以下、Ｎ：0.01％以下、Nb：0.02〜0.15％およびTi：0.01〜0.15％を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、フェライト相の面積率が50％以上、かつ（112）［1-10］方位のODF解析強度が6.0以上である組織を有し、さらに、引張強さTSを590MPa以上、該引張強さTSと穴拡げ率λとの積TS×λ≧23000MPa・％、そして圧延方向に対して直角方向のヤング率を235GPa以上とする。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ：0.05〜0.15％、Si：1.5％以下、Mn：1.5〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.5％以下、Ｎ：0.01％以下、Nb：0.02〜0.15％およびTi：0.01〜0.15％を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、フェライト相の面積率が50％以上、かつ（112）［1-10］方位のODF解析強度が6.0以上である組織を有し、さらに、引張強さTSを590MPa以上、該引張強さTSと穴拡げ率λとの積TS×λ≧23000MPa・％、そして圧延方向に対して直角方向のヤング率を235GPa以上とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、主に自動車車体の構造部品に供して好適な、ヤング率および強度の高い高剛性高強度鋼板および、該鋼板を安定的かつ効率的に製造する方法に関する。
近年、地球環境問題への関心の高まりを受けて、自動車では排ガス規制や燃費の向上が希求されている。これらの要求の実現には、自動車における車体の軽量化は極めて重要な課題である。そのためには、鋼板の高強度化により板厚を減少させて、車体の軽量化を図ることは有効な方法である。
最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、引張強さが590MPa以上で板厚2.0mmを下回るような薄鋼板が製造可能になり、このような薄鋼板を積極的に適用する動きがある。一方で、部品剛性は、断面形状が同じならば、板厚とヤング率で決まるため、軽量化と部品剛性の両立には、ヤング率の向上が必要である。
最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、引張強さが590MPa以上で板厚2.0mmを下回るような薄鋼板が製造可能になり、このような薄鋼板を積極的に適用する動きがある。一方で、部品剛性は、断面形状が同じならば、板厚とヤング率で決まるため、軽量化と部品剛性の両立には、ヤング率の向上が必要である。
ここで、高い引張強さと高いヤング率とを併せ持つ鋼板として、特許文献１には、フェライト相を主相として、第二相として面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む組織とする薄鋼板が開示されている。
特開2006−183131号公報
ところで、自動車の構造部品に供する鋼板に求められる特性としては、上記した強度並びに剛性のほか、鋼板の成形には、多くの場合、プレス加工が用いられるため、穴拡げ性に優れることも重要である。すなわち、穴拡げ性とは伸びフランジ性とも称し、伸びフランジ加工に対する成形性の指標である。具体的には、引張強さTS（MPa）と後述する穴拡げ率λとの積TS×λにて評価される。このTS×λが23000MPa・％以上であれば、伸びフランジ加工に対して十分な成形性を満足することになる。
この穴拡げ性は、特に高強度化に伴い低下する傾向にあるが、高強度であっても所定の穴拡げ性能が確保されていることが重要であり、引張強さと穴拡げ率とを高度にバランスさせる必要がある。
しかしながら、従来は、高強度かつ高剛性に加えて、さらに優れた穴拡げ性をも具備させるのは難しかった。そこで、本発明の目的は、かような諸特性を同時に満足させる技術について提案することにある。
さて、鋼のヤング率は、集合組織に大きく依存し、体心立方格子である普通鋼の場合は、原子の最密方向である＜111＞方向に高く、逆に原子密度の小さい＜100＞方向に低いため、（112）[1-10]方位を発達させれば、鋼板の圧延直角方向に＜111＞方向が揃い、この方向のヤング率を高めることができる。
そこで、この観点から種々の検討行ったところ、冷間圧延後の焼鈍工程において、加熱時にフェライト・オーステナイト２相域を徐加熱して、オーステナイト単相域まで加熱し、さらに、冷却時に再度フェライト変態させれば、フェライトの方位をヤング率に有利な方向に集積させることができることを見出した。
一方、穴拡げ性は、焼鈍工程における均熱温度域に至る加熱条件を制御することにより、微細なフェライトにフェライトと同程度かそれ未満の粒径の微細な第２相が均一に分散した組織となり、さらにバンド状に形成される第２相の形成を抑制することによって向上するのを見出し、本発明を導くに到った。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は次のとおりである。
（１）質量％で
Ｃ：0.05〜0.15％、
Si：1.5％以下、
Mn：1.5〜3.0％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.5％以下、
Ｎ：0.01％以下、
Nb：0.02〜0.15％および
Ti：0.01〜0.15％
を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、フェライト相の面積率が50％以上、かつ（112）[1-10]方位のODF解析強度が6.0以上である組織を有し、さらに、引張強さTSが590MPa以上、該引張強さTS（MPa）と穴拡げ率λ（％）との積TS×λ≧23000MPa・％、そして圧延方向に対して直角方向のヤング率が235GPa以上であること特徴とする穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板。
（１）質量％で
Ｃ：0.05〜0.15％、
Si：1.5％以下、
Mn：1.5〜3.0％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.5％以下、
Ｎ：0.01％以下、
Nb：0.02〜0.15％および
Ti：0.01〜0.15％
を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、フェライト相の面積率が50％以上、かつ（112）[1-10]方位のODF解析強度が6.0以上である組織を有し、さらに、引張強さTSが590MPa以上、該引張強さTS（MPa）と穴拡げ率λ（％）との積TS×λ≧23000MPa・％、そして圧延方向に対して直角方向のヤング率が235GPa以上であること特徴とする穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板。
（２）前記（１）において、前記成分組成として、さらに、質量％で
Ｖ：0.01〜0.20％および
Ｗ：0.01〜0.20％
のいずれか１種または２種を含有する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板。
Ｖ：0.01〜0.20％および
Ｗ：0.01〜0.20％
のいずれか１種または２種を含有する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板。
（３）前記（１）または（２）において、前記成分組成として、さらに、質量％で
Cｒ：0.1〜1.0％、
Ni：0.1〜1.0％、
Mo：0.1〜1.0％、
Cu：0.1〜2.0％および
Ｂ：0.0005〜0.0030％
のいずれか１種または２種以上を含有する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板。
Cｒ：0.1〜1.0％、
Ni：0.1〜1.0％、
Mo：0.1〜1.0％、
Cu：0.1〜2.0％および
Ｂ：0.0005〜0.0030％
のいずれか１種または２種以上を含有する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板。
（４）質量％で
Ｃ：0.05〜0.15％、
Si：1.5％以下、
Mn：1.5〜3.0％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.5％以下、
Ｎ：0.01％以下、
Nb：0.02〜0.15％および
Ti：0.01〜0.15％
を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる鋼スラブに、仕上温度が950〜800℃の熱間圧延を施したのち、550℃以上で巻取り、酸洗後に40〜75％の圧下率の冷間圧延を行い、その後、均熱温度が780〜860℃の焼鈍工程において該均熱温度まで加熱するに当たり、室温から750℃までの平均加熱速度を1.0℃／ｓ以上、750℃から均熱温度までの平均加熱速度を0.10〜10℃／ｓおよび、室温から均熱温度までの平均加熱速度を1.0℃／ｓ以上とし、次いで、該均熱温度で150ｓ以下保持し、該均熱後に600℃までの平均冷却速度を３〜50℃／ｓとして冷却することを特徴とする穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法。
Ｃ：0.05〜0.15％、
Si：1.5％以下、
Mn：1.5〜3.0％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.5％以下、
Ｎ：0.01％以下、
Nb：0.02〜0.15％および
Ti：0.01〜0.15％
を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる鋼スラブに、仕上温度が950〜800℃の熱間圧延を施したのち、550℃以上で巻取り、酸洗後に40〜75％の圧下率の冷間圧延を行い、その後、均熱温度が780〜860℃の焼鈍工程において該均熱温度まで加熱するに当たり、室温から750℃までの平均加熱速度を1.0℃／ｓ以上、750℃から均熱温度までの平均加熱速度を0.10〜10℃／ｓおよび、室温から均熱温度までの平均加熱速度を1.0℃／ｓ以上とし、次いで、該均熱温度で150ｓ以下保持し、該均熱後に600℃までの平均冷却速度を３〜50℃／ｓとして冷却することを特徴とする穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法。
（５）前記（４）において、前記鋼スラブがさらに、質量％で
Ｖ：0.01〜0.20％および
Ｗ：0.01〜0.20％
のいずれか1種または2種を含有する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法。
Ｖ：0.01〜0.20％および
Ｗ：0.01〜0.20％
のいずれか1種または2種を含有する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法。
（６）前記（４）または（５）において、前記鋼スラブが、さらに、質量％で
Cｒ：0.1〜1.0％、
Ni：0.1〜1.0％、
Mo：0.1〜1.0％、
Cu：0.1〜2.0％および
Ｂ：0.0005〜0.0030％
のいずれか１種または２種以上を含有する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法。
Cｒ：0.1〜1.0％、
Ni：0.1〜1.0％、
Mo：0.1〜1.0％、
Cu：0.1〜2.0％および
Ｂ：0.0005〜0.0030％
のいずれか１種または２種以上を含有する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法。
（７）前記（４）ないし（６）のいずれかにおいて、前記均熱後の冷却は、さらに600℃から350℃まで３〜50℃／ｓの平均冷却速度で冷却する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、自動車の構造部品に好適な、高強度かつ高剛性であり、しかも穴拡げ性に優れた鋼板、具体的には、引張強さTSが590MPa以上、ヤング率が235GPa以上およびTS×λ≧23000MPa・％である鋼板を安定して提供することができる。
次に、本発明の高剛性高強度鋼板について、まず、成分組成から順に説明する。なお、成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り、全て質量％を意味する。
Ｃ：0.05〜0.15％
Ｃは、オーステナイトを安定化させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍時における冷却過程において、焼き入れ性を高め、マルテンサイト相などの低温変態相の生成を大きく促進することによって、高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るためには、Ｃの含有量を0.05％以上とする必要がある。
一方、Ｃ量が高くなると、マルテンサイト相などの分率が大きくなり、鋼が極端に高強度化するとともに、加工性が劣化し、またフェライト相が減少するため、ヤング率が低下する。そのため、Ｃの含有量は0.15％以下とする必要がある。
Ｃ：0.05〜0.15％
Ｃは、オーステナイトを安定化させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍時における冷却過程において、焼き入れ性を高め、マルテンサイト相などの低温変態相の生成を大きく促進することによって、高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るためには、Ｃの含有量を0.05％以上とする必要がある。
一方、Ｃ量が高くなると、マルテンサイト相などの分率が大きくなり、鋼が極端に高強度化するとともに、加工性が劣化し、またフェライト相が減少するため、ヤング率が低下する。そのため、Ｃの含有量は0.15％以下とする必要がある。
Si：1.5％以下
Siは、1.5％を超えて含有されると、鋼板の溶接性を劣化させるとともに、熱延加熱時においては、スラブ表面においてファイヤライトの生成を促進することで、いわゆる赤スケールと呼ばれる表面模様の発生を助長する。さらに冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させ、溶融亜鉛めっき剛板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Si含有量は1.5％以下とする必要があり、表面性状を必要とする鋼板や溶融亜鉛めっき剛板の場合には0.5％以下とすることが好ましい。
Siは、1.5％を超えて含有されると、鋼板の溶接性を劣化させるとともに、熱延加熱時においては、スラブ表面においてファイヤライトの生成を促進することで、いわゆる赤スケールと呼ばれる表面模様の発生を助長する。さらに冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させ、溶融亜鉛めっき剛板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Si含有量は1.5％以下とする必要があり、表面性状を必要とする鋼板や溶融亜鉛めっき剛板の場合には0.5％以下とすることが好ましい。
Mn：1.5〜3.0％
Mnは、本発明の重要な元素の１つである。オーステナイト安定化元素であるMnは、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、Ac1変態点を低下させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進することにより、均熱後の冷却過程において生成するフェライトの方位に関し、ヤング率の向上に有利な方位を発達させることができる。またMnは、焼鈍工程における均熱焼鈍後の冷却過程においては、焼き入れ性を高め、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することもできる。そして、固溶強化元素として作用することで、鋼の高強度化に寄与することもできる。このような効果を得るためには、Mnの含有量を1.5％以上とする必要がある。一方、多量のMn添加は、均熱後冷却時に、高ヤング率化に必要なフェライトの生成を著しく抑制し、またマルテンサイト相が増加することで、鋼が極端に高強度化するとともに、加工性が劣化してしまう。さらに、多量のMn添加は鋼板の溶接性も劣化させてしまう。したがって、Mn含有量は3.0％以下とする必要がある。
Mnは、本発明の重要な元素の１つである。オーステナイト安定化元素であるMnは、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、Ac1変態点を低下させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進することにより、均熱後の冷却過程において生成するフェライトの方位に関し、ヤング率の向上に有利な方位を発達させることができる。またMnは、焼鈍工程における均熱焼鈍後の冷却過程においては、焼き入れ性を高め、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することもできる。そして、固溶強化元素として作用することで、鋼の高強度化に寄与することもできる。このような効果を得るためには、Mnの含有量を1.5％以上とする必要がある。一方、多量のMn添加は、均熱後冷却時に、高ヤング率化に必要なフェライトの生成を著しく抑制し、またマルテンサイト相が増加することで、鋼が極端に高強度化するとともに、加工性が劣化してしまう。さらに、多量のMn添加は鋼板の溶接性も劣化させてしまう。したがって、Mn含有量は3.0％以下とする必要がある。
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、粒界に偏析して、鋼板の延性および靭性を低下させるとともに、溶接性も劣化させる。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、Ｐにより合金化速度が遅滞してしまう。したがって、Ｐの含有量は0.05％以下とする必要がある。一方、Ｐは固溶強化元素として高強度化に有効な元素であり、また、フェライト安定化元素として、オーステナイト中へのＣ濃化を促進する作用も有する。さらに、Siを添加した鋼においては、赤スケールの発生を抑制する作用も有する。このような作用を得るためには、Ｐの含有量は0.01％以上とすることが好ましい。
Ｐは、粒界に偏析して、鋼板の延性および靭性を低下させるとともに、溶接性も劣化させる。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、Ｐにより合金化速度が遅滞してしまう。したがって、Ｐの含有量は0.05％以下とする必要がある。一方、Ｐは固溶強化元素として高強度化に有効な元素であり、また、フェライト安定化元素として、オーステナイト中へのＣ濃化を促進する作用も有する。さらに、Siを添加した鋼においては、赤スケールの発生を抑制する作用も有する。このような作用を得るためには、Ｐの含有量は0.01％以上とすることが好ましい。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、熱間での延性を著しく低下させて熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Ｓは、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大なMnSを形成することにより、延性および穴拡げ性を低下させるため、極力低減することが望ましい。これらの問題はＳ量が0.01％を超えると顕著となるため、Ｓ量は0.01％以下とする必要がある。さらに、穴拡げ性をとくに向上させる観点からは、0.005％以下とすることが好ましい。
Ｓは、熱間での延性を著しく低下させて熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Ｓは、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大なMnSを形成することにより、延性および穴拡げ性を低下させるため、極力低減することが望ましい。これらの問題はＳ量が0.01％を超えると顕著となるため、Ｓ量は0.01％以下とする必要がある。さらに、穴拡げ性をとくに向上させる観点からは、0.005％以下とすることが好ましい。
Al：0.5％以下
Alはフェライトの安定化に寄与する元素であり、焼鈍時のＡｃ3点を大きく上昇させることから、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を抑制することで、冷却時のオーステナイトからフェライトが生成する際に、ヤング率に有利な方位の発達を妨げることになる。このため含有量を0.5％以下とする必要がある。一方、Alは、鋼の脱酸元素として有用であるため、Al含有量は0.01％以上とすることが好ましい。
Alはフェライトの安定化に寄与する元素であり、焼鈍時のＡｃ3点を大きく上昇させることから、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を抑制することで、冷却時のオーステナイトからフェライトが生成する際に、ヤング率に有利な方位の発達を妨げることになる。このため含有量を0.5％以下とする必要がある。一方、Alは、鋼の脱酸元素として有用であるため、Al含有量は0.01％以上とすることが好ましい。
Ｎ：0.01％以下
Ｎは多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する、おそれがある。したがって、Ｎ量は0.01％以下とする必要がある。
Ｎは多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する、おそれがある。したがって、Ｎ量は0.01％以下とする必要がある。
Nb：0.02〜0.15％
Nbは、本発明における最も重要な元素である。冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、加工フェライトの再結晶を抑制することによって、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、さらにオーステナイト粒の粗大化を抑制し、焼鈍均熱後の冷却過程において生成するフェライトに関し、ヤング率の向上に有利な方位を発達させることができる。さらに、Nbの微細な炭窒化物は、強度上昇に寄与することもできる。このような作用を有するために、Nbの含有量を0.02％以上とする必要がある。好ましくは、0.03％以上である。
Nbは、本発明における最も重要な元素である。冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、加工フェライトの再結晶を抑制することによって、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、さらにオーステナイト粒の粗大化を抑制し、焼鈍均熱後の冷却過程において生成するフェライトに関し、ヤング率の向上に有利な方位を発達させることができる。さらに、Nbの微細な炭窒化物は、強度上昇に寄与することもできる。このような作用を有するために、Nbの含有量を0.02％以上とする必要がある。好ましくは、0.03％以上である。
一方、多量のNbを添加しても、通常の熱間圧延工程における再加熱時においては、炭窒化物は全固溶することができず、粗大な炭窒化物が残るため、熱間圧延工程における加工オーステナイトの再結晶抑制効果や、冷間圧延後の焼鈍工程における加工フェライトの再結晶抑制効果を得ることはできない。また、連続鋳造からスラブを一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、連続鋳造後、そのまま熱間圧延を開始する場合においても、Nbの含有量が0.15％を超えた分の再結晶抑制効果の寄与は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Nb含有量は、0.15％以下とする必要がある。
Ti：0.01〜0.15％
Tiは、Nbと同様に、本発明において最も重要な元素である。Tiは、微細な炭窒化物を形成することによって、強度上昇に寄与することができる。また、焼鈍過程において、加工フェライトの再結晶を抑制したり、オーステナイト粒の粗大化を抑制することにより、高ヤング率化に寄与できる。このような作用を有するために、Tiの含有量を0.10％以上とする必要がある。
Tiは、Nbと同様に、本発明において最も重要な元素である。Tiは、微細な炭窒化物を形成することによって、強度上昇に寄与することができる。また、焼鈍過程において、加工フェライトの再結晶を抑制したり、オーステナイト粒の粗大化を抑制することにより、高ヤング率化に寄与できる。このような作用を有するために、Tiの含有量を0.10％以上とする必要がある。
一方、多量のTiを添加しても、通常の熱間圧延工程における再加熱時においては、炭窒化物は全固溶することができず、粗大な炭窒化物が残るため、強度上昇効果や再結晶抑制効果を得ることができない。また、連続鋳造からスラブを一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、連続鋳造後そのまま熱間圧延を開始する場合においても、Tiの添加量が0.15％を超えた分の強度上昇効果および、再結晶抑制効果の寄与分は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ti含有量は0.15％以下とする必要がある。
なお、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
なお、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
また、上記化学成分に加えて、微細炭窒化物を用いた強度上昇のために、Ｖ：0.01〜0.20％、Ｗ：0.01〜0.20％のうちの１種または２種を、また焼き入れ性を高めるために、Cr：0.1〜1.0％、Ni：0.1〜1.0％、Mo：0.1〜1.0％、Cu：0.1〜2.0％およびＢ：0.0005〜0.0030％のうちの１種または２種以上を添加することができる。
Ｖ：0.01〜0.20％
Ｖは、微細な炭窒化物を形成することによって、強度上昇に寄与する。このような作用を有するために、Ｖの含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、多量のＶを添加しても、0.20％を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖの含有量は0.20％以下とすることが好ましい。
Ｖ：0.01〜0.20％
Ｖは、微細な炭窒化物を形成することによって、強度上昇に寄与する。このような作用を有するために、Ｖの含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、多量のＶを添加しても、0.20％を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖの含有量は0.20％以下とすることが好ましい。
Ｗ：0.01〜0.20％
Ｗは、Ｖと同様に微細な炭窒化物を形成することによって、強度上昇に寄与する。このような作用を有するために、Ｗの含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、多量のＷを添加しても、0.20％を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｗの含有量は0.20％以下とすることが好ましい。
Ｗは、Ｖと同様に微細な炭窒化物を形成することによって、強度上昇に寄与する。このような作用を有するために、Ｗの含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、多量のＷを添加しても、0.20％を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｗの含有量は0.20％以下とすることが好ましい。
Cr：0.1〜1.0％
Crは、セメンタイトの生成を抑制することによって、焼き入れ性を高める元素であり、焼鈍工程における均熱後の冷却過程において、マルテンサイト相などの生成を大きく促進して高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るには、Crを0.1％以上で含有させることが好ましい。一方、多量にCrを添加しても効果が飽和するだけでなく、合金コストが増加することから、Cr含有量は1.0％以下とすることが好ましい。さらに、溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するCrの酸化物が不めっきを誘発してしまうことから、Cr含有量を0.5％以下とすることが好ましい。
Crは、セメンタイトの生成を抑制することによって、焼き入れ性を高める元素であり、焼鈍工程における均熱後の冷却過程において、マルテンサイト相などの生成を大きく促進して高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るには、Crを0.1％以上で含有させることが好ましい。一方、多量にCrを添加しても効果が飽和するだけでなく、合金コストが増加することから、Cr含有量は1.0％以下とすることが好ましい。さらに、溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するCrの酸化物が不めっきを誘発してしまうことから、Cr含有量を0.5％以下とすることが好ましい。
Ni：0.1〜1.0％
Niは、焼鈍工程における均熱焼鈍後の冷却過程において、焼き入れ性を高める元素であり、マルテンサイト相などの低温変態の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与する。また、NiはMn同様に、オーステナイト安定化元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、Ａc１変態点を低下させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進することにより、均熱後の冷却過程において生成するフェライトの方位に関し、ヤング率の向上に有利な方位を発達させることもできる。そして、固溶強化元素として作用することによって、鋼の高強度化に寄与することもできる。さらに、Cu添加鋼の場合には、熱間圧延時において、熱間延性の低下に伴う割れにより表面欠陥が誘発されるが、Niを複合添加することによって、表面欠陥の発生を抑制することができる。このような作用を得るためには、Ni含有量を0.1％以上とすることが好ましい。一方、多量のNiの含有は、均熱後の冷却時に、高ヤング率化に必要なフェライトの生成を抑制し、また低温変態相が増加することで、鋼が極端に高強度化するとともに、加工性が劣化してしまう。さらに、合金コストも増加することから、Ni含有量は1.0％以下とするのが好ましい。
Niは、焼鈍工程における均熱焼鈍後の冷却過程において、焼き入れ性を高める元素であり、マルテンサイト相などの低温変態の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与する。また、NiはMn同様に、オーステナイト安定化元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、Ａc１変態点を低下させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進することにより、均熱後の冷却過程において生成するフェライトの方位に関し、ヤング率の向上に有利な方位を発達させることもできる。そして、固溶強化元素として作用することによって、鋼の高強度化に寄与することもできる。さらに、Cu添加鋼の場合には、熱間圧延時において、熱間延性の低下に伴う割れにより表面欠陥が誘発されるが、Niを複合添加することによって、表面欠陥の発生を抑制することができる。このような作用を得るためには、Ni含有量を0.1％以上とすることが好ましい。一方、多量のNiの含有は、均熱後の冷却時に、高ヤング率化に必要なフェライトの生成を抑制し、また低温変態相が増加することで、鋼が極端に高強度化するとともに、加工性が劣化してしまう。さらに、合金コストも増加することから、Ni含有量は1.0％以下とするのが好ましい。
Mo：0.1〜1.0％
Moは、界面の移動度を小さくすることによって、焼き入れ性を高める元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程においては、マルテンサイト相などの生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することができる。このような作用を得るためには、Moを0.1％以上含有させることが好ましい。一方、多量にMoを添加しても、効果が飽和するだけでなく、合金コストが増加することから、Mo含有量は0.5％以下とすることが好ましい。
Moは、界面の移動度を小さくすることによって、焼き入れ性を高める元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程においては、マルテンサイト相などの生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することができる。このような作用を得るためには、Moを0.1％以上含有させることが好ましい。一方、多量にMoを添加しても、効果が飽和するだけでなく、合金コストが増加することから、Mo含有量は0.5％以下とすることが好ましい。
Cuは、焼き入れ性を高める元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程の冷却過程においては、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与する。この効果を得るためには、Cu含有量を0.1％以上とすることが好ましい。一方、過剰なCuの含有は熱間での延性を低下させ、熱間圧延時の割れにともなう表面欠陥を誘発するとともに、Cuによる焼き入れ効果も飽和することから、Cu含有量は2.0％以下とすることが好ましい。
Ｂ：0.0005〜0.0030％
Ｂは、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制して焼き入れ性を高める元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程においては、マルテンサイト相などの生成を大きく促進することによって、高強度化に大きく寄与する。この効果を得るためには、Ｂを0.0005％以上含有させることが好ましい。一方、Ｂの過剰な添加は、焼鈍均熱後の冷却時のフェライト生成を著しく抑制し、ヤング率を低下させることから、Ｂ含有量を0.0030％以下とすることが好ましい。
Ｂは、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制して焼き入れ性を高める元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程においては、マルテンサイト相などの生成を大きく促進することによって、高強度化に大きく寄与する。この効果を得るためには、Ｂを0.0005％以上含有させることが好ましい。一方、Ｂの過剰な添加は、焼鈍均熱後の冷却時のフェライト生成を著しく抑制し、ヤング率を低下させることから、Ｂ含有量を0.0030％以下とすることが好ましい。
さらに、本発明の冷延鋼板は、フェライト相を面積率で50％以上は含む組織を有することが肝要である。
［フェライト分率≧50％］
フェライト相は、ヤング率の向上に有利な集合組織の発達に有効であることから、面積率で50％以上とする必要がある。
また、穴広げ性を向上させる観点からは、微細なフェライトに第2相が均一に分散した組織とすることが好ましい。すなわち、微細化されたフェライトを主相とし、フェライト以外のマルテンサイト、ベイナイトなどの低温変態相のうちの１種以上からなる第２相が、面積率で５％以上にて、フェライトと同程度か、それ未満の粒径で、かつ均一分散した組織とすることが好ましい。
［フェライト分率≧50％］
フェライト相は、ヤング率の向上に有利な集合組織の発達に有効であることから、面積率で50％以上とする必要がある。
また、穴広げ性を向上させる観点からは、微細なフェライトに第2相が均一に分散した組織とすることが好ましい。すなわち、微細化されたフェライトを主相とし、フェライト以外のマルテンサイト、ベイナイトなどの低温変態相のうちの１種以上からなる第２相が、面積率で５％以上にて、フェライトと同程度か、それ未満の粒径で、かつ均一分散した組織とすることが好ましい。
なお、フェライト相の面積率は、鋼板断面をナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡（SEM）観察を行い、30×30μm域の写真を３枚撮影し、これら写真を画像処理してフェライト相の面積を測定して求めた。
［集合組織：（112）［1-10］方位のODF解析強度≧6.0］
（112）［1−10］方位の集合組織を発達させることにより、圧延方向に対して直角方向のヤング率を向上させることができることから、鋼板の1／4板厚における板面の（112）［1−10］方位のODF解析強度を6.0以上にする必要がある。
（112）［1−10］方位の集合組織を発達させることにより、圧延方向に対して直角方向のヤング率を向上させることができることから、鋼板の1／4板厚における板面の（112）［1−10］方位のODF解析強度を6.0以上にする必要がある。
ここで、（112）［1−10］方位のODF解析強度は、機械研削と、加工歪みの影響を除去するために、化学研磨により1／4板厚まで減厚したのち、シュルツ法により（110）、（200）、（211）極点図を求め、ODF解析を行い、φ1＝0°、Φ＝35°、φ2＝45°のときの解析強度である。
以上の成分組成並びに組織に従うことによって、引張強さTSが590MPa以上、該引張強さTSと穴拡げ率λとの積TS×λ≧23000MPa・％、そして圧延方向に対して直角方向のヤング率が235GPa以上である穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板となる。
次に、本発明の製造条件について説明する。
まず、目的とする強度レベルに応じて上記した組成に従う化学成分の鋼を溶製する。溶製方法は、通常の転炉法、電炉法等、適宜適用することができる。溶製された鋼は、スラブに鋳造後、そのまま、あるいは一旦冷却してから、加熱し、仕上温度が950〜800℃の熱間圧延を施す。
まず、目的とする強度レベルに応じて上記した組成に従う化学成分の鋼を溶製する。溶製方法は、通常の転炉法、電炉法等、適宜適用することができる。溶製された鋼は、スラブに鋳造後、そのまま、あるいは一旦冷却してから、加熱し、仕上温度が950〜800℃の熱間圧延を施す。
［仕上温度：800〜950℃］
本発明において、熱間圧延工程にて集合組織を発達させる必要は特にない。仕上温度を950℃以下とすることによって、未再結晶オーステナイトからフェライトへの変態が進み、微細なフェライト組織が得られ、さらに、冷間圧延および焼鈍により（112）［1−10］方位への集積を促進することが出来る。一方、仕上温度が800℃を下回ると、Ａr３変態点を下回る危険が大きくなり、熱延組織に加工組織が混じる結果、冷延焼鈍後に（112）［1−10］方位への集積が妨げられる。そのため、仕上温度の下限を800℃とする。
本発明において、熱間圧延工程にて集合組織を発達させる必要は特にない。仕上温度を950℃以下とすることによって、未再結晶オーステナイトからフェライトへの変態が進み、微細なフェライト組織が得られ、さらに、冷間圧延および焼鈍により（112）［1−10］方位への集積を促進することが出来る。一方、仕上温度が800℃を下回ると、Ａr３変態点を下回る危険が大きくなり、熱延組織に加工組織が混じる結果、冷延焼鈍後に（112）［1−10］方位への集積が妨げられる。そのため、仕上温度の下限を800℃とする。
熱間圧延を、前記の仕上げ条件で仕上げた後、550℃以上で巻取る。
［巻取り温度：550℃以上］
仕上圧延後の巻取り温度が550℃を下回ると、フェライトの他に硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成するようになる。この場合、冷間圧延での変形が不均一になり、ヤング率に有利な方位への集積が妨げられ、その結果、焼鈍後の集合組織が発達せず、ヤング率が向上しない。そのため、巻取り温度は550℃以上とする必要がある。なお、巻取り温度が高すぎると、フェライト粒が粗大化し、冷間圧延での方位の集積が妨げられ、またNbやTiの炭窒化物が粗大化し焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制する効果や、オーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が小さくなるため、700℃以下にすることが好ましい
［巻取り温度：550℃以上］
仕上圧延後の巻取り温度が550℃を下回ると、フェライトの他に硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成するようになる。この場合、冷間圧延での変形が不均一になり、ヤング率に有利な方位への集積が妨げられ、その結果、焼鈍後の集合組織が発達せず、ヤング率が向上しない。そのため、巻取り温度は550℃以上とする必要がある。なお、巻取り温度が高すぎると、フェライト粒が粗大化し、冷間圧延での方位の集積が妨げられ、またNbやTiの炭窒化物が粗大化し焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制する効果や、オーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が小さくなるため、700℃以下にすることが好ましい
前記巻取り後に巻き戻した鋼板は、酸洗を施した後、40〜75％の圧下率の冷間圧延に供する。
［冷間圧延率：40〜75％］
熱間圧延工程後に冷間圧延を行って、ヤング率の向上に有効な（112）［1−10］方位を集積させる。すなわち、冷間圧延により（112）［1−10］方位を発達させることによって、その後の焼鈍工程後の組織でも、（112）［1−10］方位を持つフェライト粒を増やし、ヤング率を高くする。このような効果を得るには、冷間圧延時の圧延率を40％以上とする必要がある。一方、冷間圧延率が大きくなると、圧延荷重が大きくなって製造が困難になるため、圧延率を75％以下とすることが好ましい。さらに、ヤング率を向上させる観点からは、冷間圧延率を50％以上とすることが好ましい。
［冷間圧延率：40〜75％］
熱間圧延工程後に冷間圧延を行って、ヤング率の向上に有効な（112）［1−10］方位を集積させる。すなわち、冷間圧延により（112）［1−10］方位を発達させることによって、その後の焼鈍工程後の組織でも、（112）［1−10］方位を持つフェライト粒を増やし、ヤング率を高くする。このような効果を得るには、冷間圧延時の圧延率を40％以上とする必要がある。一方、冷間圧延率が大きくなると、圧延荷重が大きくなって製造が困難になるため、圧延率を75％以下とすることが好ましい。さらに、ヤング率を向上させる観点からは、冷間圧延率を50％以上とすることが好ましい。
次いで、均熱温度が780〜860℃の焼鈍工程において該均熱温度まで加熱するに当たり、室温から750℃までの平均加熱速度を1.0℃／ｓ以上、750℃から均熱温度までの平均加熱速度を0.10〜10℃／ｓおよび、室温から均熱温度までの平均加熱速度を1.0℃／ｓ以上とし、次いで、該均熱温度で150ｓ以下保持し、該均熱後に600℃までの平均冷却速度を３〜50℃／ｓとして600℃まで冷却する。以下、平均加熱速度は単に加熱速度という。
［750℃までの加熱速度：1.0℃／ｓ以上］
焼鈍後の鋼板のヤング率を高めるには、焼鈍の昇温過程において、冷間圧延によって発達した（112）［1−10］方位をもつフェライトの再結晶を抑制し、加工フェライトからオーステナイトへ変態させる必要があり、そのためには、1.0℃／ｓ以上の加熱速度が必要である。さらに、未再結晶フェライトからオーステナイトへ変態させて、オーステナイトの核生成サイトを増加し、オーステナイト粒径を微細にすることによって、冷却時にフェライトおよび第２相に変態した後は、微細なフェライトを素地とし第２相が均一に分散した組織となり、穴拡げ性を向上することが出来る。この効果を得るためにも、750℃までの加熱速度を1.0℃／ｓ以上とする。
焼鈍後の鋼板のヤング率を高めるには、焼鈍の昇温過程において、冷間圧延によって発達した（112）［1−10］方位をもつフェライトの再結晶を抑制し、加工フェライトからオーステナイトへ変態させる必要があり、そのためには、1.0℃／ｓ以上の加熱速度が必要である。さらに、未再結晶フェライトからオーステナイトへ変態させて、オーステナイトの核生成サイトを増加し、オーステナイト粒径を微細にすることによって、冷却時にフェライトおよび第２相に変態した後は、微細なフェライトを素地とし第２相が均一に分散した組織となり、穴拡げ性を向上することが出来る。この効果を得るためにも、750℃までの加熱速度を1.0℃／ｓ以上とする。
［750℃から均熱温度までの加熱速度：0.10〜10℃／ｓ、室温から焼鈍温度までの加熱速度：1.0℃／ｓ以上］
フェライト−オーステナイト２相域間を徐加熱し、（112）［1−10］方位をもつフェライトから変態したオーステナイトを優先的に成長させることにより、均熱後の冷却時にオーステナイトからフェライト変態する際に、より効果的に（112）［1−10］方位をもつフェライトを生成させることによって、高ヤング率を得ることが出来る。さらに、フェライト−オーステナイト２相域間を徐加熱することにより、オーステナイト粒径を均一にすることで、冷却後に第２相が均一に分散した組織にすることが出来、穴広げ性を向上させることが出来る。この効果のために750℃から均熱温度までの加熱速度を10℃／ｓ以下とする必要がある。
フェライト−オーステナイト２相域間を徐加熱し、（112）［1−10］方位をもつフェライトから変態したオーステナイトを優先的に成長させることにより、均熱後の冷却時にオーステナイトからフェライト変態する際に、より効果的に（112）［1−10］方位をもつフェライトを生成させることによって、高ヤング率を得ることが出来る。さらに、フェライト−オーステナイト２相域間を徐加熱することにより、オーステナイト粒径を均一にすることで、冷却後に第２相が均一に分散した組織にすることが出来、穴広げ性を向上させることが出来る。この効果のために750℃から均熱温度までの加熱速度を10℃／ｓ以下とする必要がある。
一方、加熱速度が低すぎる場合には、オーステナイト変態に先立ち、フェライトの再結晶が進行してしまうため、ヤング率が低下する。また、オーステナイト粒径が粗大化するため、焼鈍後の組織において第２相を均一に分散させることが出来なくなり、穴広げ性が劣化する。このために、750℃から均熱温度までの加熱速度を0.10℃／ｓ以上かつ室温から均熱温度までの加熱速度を1.0℃／ｓ以上とする必要がある。
ここで、以上で述べた750℃から均熱温度までの加熱速度とヤング率および穴拡げ性（TS×λ）との関係を、後述する実施例１における評価結果に基づいて、図１及び図２にそれぞれ示す。すなわち、図１に示すように、750℃から均熱温度までの加熱速度（加熱速度２）を0.10〜10℃／ｓの範囲にすることによって、ヤング率を235GPa以上に高めることができる。同様に、図２に示すように、加熱速度２を0.10〜10℃／ｓの範囲にすることによって、積TS×λを23000MPa・％以上に高めることができる。
［均熱温度：780〜860℃、均熱時間：150ｓ以下］
焼鈍の加熱時に十分な量のフェライトがオーステナイトに変態し、冷却時にフェライトに再変態することで集合組織が発達し、ヤング率が向上する。焼鈍温度が低い場合には、圧延組織が残存し、伸びが低下するだけでなく、バンド状に第２相が分散して穴拡げ性が低下してしまう。これらのため、均熱温度は780℃以上とする必要がある。一方、均熱温度が高すぎると、オーステナイト粒が粗大になり、焼鈍後冷却時に再変態したフェライトが（112）［1−10］方位に集積することが難しくなる。このため、均熱温度は、860℃以下とする必要がある。また、この温度帯での長時間保持によってもオーステナイト粒の粗大化が起こるため、均熱時間を150ｓ以下とする必要がある。
焼鈍の加熱時に十分な量のフェライトがオーステナイトに変態し、冷却時にフェライトに再変態することで集合組織が発達し、ヤング率が向上する。焼鈍温度が低い場合には、圧延組織が残存し、伸びが低下するだけでなく、バンド状に第２相が分散して穴拡げ性が低下してしまう。これらのため、均熱温度は780℃以上とする必要がある。一方、均熱温度が高すぎると、オーステナイト粒が粗大になり、焼鈍後冷却時に再変態したフェライトが（112）［1−10］方位に集積することが難しくなる。このため、均熱温度は、860℃以下とする必要がある。また、この温度帯での長時間保持によってもオーステナイト粒の粗大化が起こるため、均熱時間を150ｓ以下とする必要がある。
［均熱温度から600℃までの平均冷却速度：３〜50℃／ｓ］
前記均熱後、冷却時にフェライトを生成させることによりヤング率の向上に有利な集合組織が発達するため、50％以上のフェライトを生成させる必要がある。このため冷却速度の上限を50℃／ｓとする必要がある。一方、冷却が遅すぎる場合、フェライトが生成する前にオーステナイトが粗大化し、ヤング率が低下するため、冷却速度を３℃／ｓ以上にする必要がある。
前記均熱後、冷却時にフェライトを生成させることによりヤング率の向上に有利な集合組織が発達するため、50％以上のフェライトを生成させる必要がある。このため冷却速度の上限を50℃／ｓとする必要がある。一方、冷却が遅すぎる場合、フェライトが生成する前にオーステナイトが粗大化し、ヤング率が低下するため、冷却速度を３℃／ｓ以上にする必要がある。
さらに、ヤング率を高めつつ、強度・延性バランスを向上させる観点からは、均熱後600℃まで冷却中にフェライトを生成させ、フェライト以外の相をマルテンサイトにすることが望ましい。この点から、さらに600℃から350℃以下まで３〜50℃／ｓで冷却することがより好ましい。
その後は、過時効帯を通過させる処理を施してもよい。また、溶融亜鉛めっき鋼板として製造される場合には、溶融亜鉛中を通板させてもよく、さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として製造される場合には、合金化処理を行ってもよい。さらに、一度室温まで冷却したのち、フェライト単相域ないしフェライト＋オーステナイト２相域に再加熱し、溶融亜鉛中を通板させてもよく、その後に、合金化処理を行ってもよい。
次に、本発明の実施例について説明する。なお、本発明はこれらの実施例のみに限定されるものではない。
まず、表１に示す成分の鋼Ａを真空溶解炉にて溶製し、熱間圧延、冷間圧延、そして焼鈍を行って冷延鋼板を作製した。この際、熱間圧延に先立つ加熱条件：1250℃で１時間、熱間圧延の仕上温度：880℃、熱間圧延後の板厚：2.7mm、巻取り条件：600℃で１時間保持後に炉冷する巻取温度を600℃とする巻取り相当処理、冷間圧延の圧下率：55％、冷間圧延後の板厚：1.2mm、室温（20℃）から750℃までの平均加熱速度：３℃／ｓ、750℃から830℃までの平均加熱速度：0.5℃／ｓ、830℃での保持時間：60ｓ、600℃までの平均冷却速度：15℃／ｓであり、その後室温までの冷却は空冷を基本条件とした。
以上の基本条件に加えて、750℃までの加熱速度（加熱速度１）、750℃から830℃まで加熱速度（加熱速度２）および室温から均熱温度までの加熱速度（平均加熱速度）を表３に示すように、均熱温度および均熱時間を表４に示すように、そして冷却速度と制御冷却停止温度を表５に示すように、それぞれ変化させた。すなわち、変化させた条件以外は上記の基本条件である。
まず、表１に示す成分の鋼Ａを真空溶解炉にて溶製し、熱間圧延、冷間圧延、そして焼鈍を行って冷延鋼板を作製した。この際、熱間圧延に先立つ加熱条件：1250℃で１時間、熱間圧延の仕上温度：880℃、熱間圧延後の板厚：2.7mm、巻取り条件：600℃で１時間保持後に炉冷する巻取温度を600℃とする巻取り相当処理、冷間圧延の圧下率：55％、冷間圧延後の板厚：1.2mm、室温（20℃）から750℃までの平均加熱速度：３℃／ｓ、750℃から830℃までの平均加熱速度：0.5℃／ｓ、830℃での保持時間：60ｓ、600℃までの平均冷却速度：15℃／ｓであり、その後室温までの冷却は空冷を基本条件とした。
以上の基本条件に加えて、750℃までの加熱速度（加熱速度１）、750℃から830℃まで加熱速度（加熱速度２）および室温から均熱温度までの加熱速度（平均加熱速度）を表３に示すように、均熱温度および均熱時間を表４に示すように、そして冷却速度と制御冷却停止温度を表５に示すように、それぞれ変化させた。すなわち、変化させた条件以外は上記の基本条件である。
上記焼鈍後に、鋼板の圧延方向に対し直角な方向から10 mm×60mmの試験片を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、American Society to Testing Materialsの基準（C1259）に従いヤング率（Ｅ）を測定した。また、0.5％の調質圧延を施した冷延鋼板から、圧延方向に対し直角な方向よりJIS５号引張試験片を切り出し、引張特性（引張強さTSと伸びEl）を測定した。
また、上述した方法に従って、フェライト相の面積率と、鋼板の1／4板厚における板面の（112）［1−10］方位のODF解析強度を求めた。
また、上述した方法に従って、フェライト相の面積率と、鋼板の1／4板厚における板面の（112）［1−10］方位のODF解析強度を求めた。
さらに、穴拡げ性について、日本鉄鋼連盟規格（JFST1001-1996）に準じて、穴拡げ試験を行った。上記焼鈍後に、鋼板の圧延方向に対し直角な方向から100mm×100mmの試験片を切り出し、その中央部に直径ｄ０（＝10mm）の初期穴をポンチで打抜き、この初期穴に、頂角60°の円錐ポンチを挿入して穴を拡大し、板厚を貫通する割れが発生したときの穴径ｄｆを求め、次式
λ（％）＝{（ｄｆ−ｄ０）／ｄ０}×100
を用いて、穴拡げ率λ（％）を求めた。
λ（％）＝{（ｄｆ−ｄ０）／ｄ０}×100
を用いて、穴拡げ率λ（％）を求めた。
基本条件に従って作製した冷延鋼板は、表２に示すように、TS：645MPa、El：25％、Ｅ：238GPa、フェライトの面積率：91％および、ODF解析強度：9.5、λ：45％、TS×λ：29475MPa・％、であり、穴拡げ性に優れた高強度かつ高ヤング率の冷延鋼板である。
また、表３に加熱速度１および加熱速度２の影響を示す。両加熱速度が本発明範囲にある場合は、Ｅが235GPa以上である。
また、表３に加熱速度１および加熱速度２の影響を示す。両加熱速度が本発明範囲にある場合は、Ｅが235GPa以上である。
次に、表４に均熱温度および均熱時間の影響を示す。これらの条件が本発明範囲にある場合は、TSが590MPa以上およびＥが235GPa以上である。また、表５に、制御冷却停止温度までの平均冷却速度と制御冷却停止温度の影響を示す。これらの条件が本発明範囲にある場合は、TSが590MPa以上およびＥが235GPa以上である。特に、冷却停止温度が低い鋼板では、Elが高く、強度と延性のバランスに優れている。
さらに、表３〜５に示すように、条件が本発明範囲にある場合には、TS×λ：2300MPa・％以上であり、強度と穴拡げ性に優れている。
表６に示す成分の鋼Ｂ〜Ｑを真空溶解炉にて溶製し、上記の基本条件にて熱間圧延、冷間圧延、そして焼鈍を行って鋼板１〜16を作製した。かくして得られた冷延鋼板について、上記と同様の調査を行った。
その調査結果を表７に示す。本発明である成分を満たす鋼板１〜14では、優れた強度を示すとともにヤング率が235GPa以上となり、また穴拡げ性も良好である。一方、Nb、Ti量が本発明範囲外である鋼板15では、TSが543MPa、Ｅが221GPaと低い。また、Mn量が著しく高い鋼板16では、Ｅが213GPaと低く、フェライト面積率も36％と発明範囲より低い。
Claims (7)
- 質量％で
Ｃ：0.05〜0.15％、
Si：1.5％以下、
Mn：1.5〜3.0％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.5％以下、
Ｎ：0.01％以下、
Nb：0.02〜0.15％および
Ti：0.01〜0.15％
を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、フェライト相の面積率が50％以上、かつ（112）[1-10]方位のODF解析強度が6.0以上である組織を有し、さらに、引張強さTSが590MPa以上、該引張強さTS（MPa）と穴拡げ率λ（％）との積TS×λ≧23000MPa・％、そして圧延方向に対して直角方向のヤング率が235GPa以上であること特徴とする穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板。 - 請求項１において、前記成分組成として、さらに、質量％で
Ｖ：0.01〜0.20％および
Ｗ：0.01〜0.20％
のいずれか１種または２種を含有する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板。 - 請求項１または２において、前記成分組成として、さらに、質量％で
Cｒ：0.1〜1.0％、
Ni：0.1〜1.0％、
Mo：0.1〜1.0％、
Cu：0.1〜2.0％および
Ｂ：0.0005〜0.0030％
のいずれか１種または２種以上を含有する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板。 - 質量％で
Ｃ：0.05〜0.15％、
Si：1.5％以下、
Mn：1.5〜3.0％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.5％以下、
Ｎ：0.01％以下、
Nb：0.02〜0.15％および
Ti：0.01〜0.15％
を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる鋼スラブに、仕上温度が950〜800℃の熱間圧延を施したのち、550℃以上で巻取り、酸洗後に40〜75％の圧下率の冷間圧延を行い、その後、均熱温度が780〜860℃の焼鈍工程において該均熱温度まで加熱するに当たり、室温から750℃までの平均加熱速度を1.0℃／ｓ以上、750℃から均熱温度までの平均加熱速度を0.10〜10℃／ｓおよび、室温から均熱温度までの平均加熱速度を1.0℃／ｓ以上とし、次いで、該均熱温度で150ｓ以下保持し、該均熱後に600℃までの平均冷却速度を３〜50℃／ｓとして冷却することを特徴とする穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法。 - 請求項４において、前記鋼スラブがさらに、質量％で
Ｖ：0.01〜0.20％および
Ｗ：0.01〜0.20％
のいずれか1種または2種を含有する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法。 - 請求項４または５において、前記鋼スラブが、さらに、質量％で
Cｒ：0.1〜1.0％、
Ni：0.1〜1.0％、
Mo：0.1〜1.0％、
Cu：0.1〜2.0％および
Ｂ：0.0005〜0.0030％
のいずれか１種または２種以上を含有する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法。 - 請求項４ないし６のいずれかにおいて、前記均熱後の冷却は、さらに600℃から350℃まで３〜50℃／ｓの平均冷却速度で冷却する穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法。
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