JP2015101776A - 加工性に優れた高ヤング率冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】ヤング率が何れの方向でも高く、加工性に優れた冷延鋼鈑、亜鉛系めっき冷延鋼板の提供。
【解決手段】質量%で、C:0.0005〜0.0045%、Si:0.50%以下、Mn:0.30〜1.50%、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Al:0.10%以下、N:0.006%以下、Nb:0.005〜0.040%、Ti:0.002〜0.050%、B:0.0005〜0.0050%を、特定の式を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有する冷延鋼板であって、1/2厚と1/8厚で測定した｛557｝＜9 16 5＞方位のランダム強度比の平均値(A)及び｛111｝＜112＞方位のランダム強度比の平均値(B)が何れも7以上で、かつ、1/2厚と1/8厚で測定した｛100｝＜012＞方位のランダム強度比の平均値(C)が(C)≦(A)/8以下を満足する高ヤング率冷延鋼板。
【選択図】図１

Description

本発明は、加工性に優れた高ヤング率冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法に関するものである。

自動車分野においては、燃費改善の観点から、車体を軽量化するニーズが高まり、また、衝突安全性の確保の観点から、各種の高強度鋼板が自動車部材に適用されている。しかし、組織強化や細粒化などの強化機構を用いて鋼板の降伏強度や引張強度を向上させても、ヤング率は変化しない。このため、軽量化のために鋼板の板厚を薄くすると、部材剛性が低下してしまうので、高強度鋼板の薄板化が困難になってきている。

一方、一般に、鉄のヤング率は２０６ＧＰａ程度であるが、多結晶鉄の結晶方位（集合組織）を制御することで、特定の方向のヤング率を上げることが可能である。これまでにも、例えば、結晶の｛１１２｝＜１１０＞方位への集積度を高めて、圧延方向に対して直角な方向（以下「幅方向」という。）のヤング率を高めた鋼板が、多数提案されている。

しかし、｛１１２｝＜１１０＞方位は、圧延方向と幅方向のｒ値を著しく低下させる方位であることから、深絞り性が著しく劣化するという問題がある。また、圧延４５°方向のヤング率が、通常の鋼板のヤング率よりも低下してしまので、フレーム部材等のような一方向に長尺な部材にしか適用ができず、例えば、パネル部材や、ねじれ剛性のように複数の方向のヤング率が要求される部材には適用できないという問題がある。

加えて、これまでは、強度クラスが４４０ＭＰａ級以上を対象とした鋼板に係る提案（発明）が多く、ＴＳ４００ＭＰａ級以下の軟鋼板を対象とした検討は、ほとんどなされていない。これは、特定の結晶方位を発達させるためには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｂ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂなどの合金元素を多く含有させる必要があり、結果的に強度が上昇してしまうためである。強度の上昇は、同時に延性の低下を招き、加工性が劣化する。

特許文献１〜４には、｛１１２｝＜１１０＞、又は、｛１１２｝＜１１０＞を含む方位群を発達させた鋼板で、幅方向に高いヤング率を有し、部材の特定方向を幅方向に揃えることで、その方向の剛性を上げることができる技術が開示されている。しかし、特許文献１〜４の何れにおいても、幅方向のヤング率以外のことは開示されていない。

例えば、特許文献３には、延性とヤング率の両立を図った高強度鋼が開示されているが、深絞り性については開示されていない。特許文献４には、加工性の指標の一つである穴拡げ性とヤング率に優れた鋼板が開示されているが、同じく、深絞り性については開示されていない。

本発明者らの一部は、例えば、特許文献５及び６で、圧延方向のヤング率が高い熱延鋼板、冷延鋼板、及び、それらの製造方法を提案した。特許文献５及び６には、｛１１０｝＜１１１＞方位や｛１１２｝＜１１１＞方位を活用して、圧延方向及び圧延直角方向のヤング率を高める技術が開示されている。しかし、特許文献５及び６に、穴拡げ性や延性については開示されているが、深絞り性については開示されていない。

特許文献７には、冷延鋼板の圧延方向と幅方向のヤング率を高める技術が開示されているが、深絞り性については開示されていない。特許文献８及び９には、極低炭素鋼を用いてヤング率と深絞り性を高める技術が開示されている。しかし、特許文献８に記載の技術には、Ａｒ₃〜Ａｒ₃＋１５０℃の温度範囲で全圧下量８５％以上の圧延を施す等、圧延機への負荷が高いという問題がある。特許文献９に記載の技術では、焼鈍時に未再結晶フェライトを残存させることで｛１１２｝＜１１０＞への集積度を高めているので、加工性の向上は期待できない。

特開２００６−１８３１３０号公報 特開２００７−０９２１２８号公報 特開２００８−２４０１２５号公報 特開２００８−２４０１２３号公報 特開２００９−０１９２６５号公報 特開２００７−１４６２７５号公報 特開２００９−０１３４７８号公報 特開平０５−２５５８０４号公報 特開２０１２−２３３２２９号公報

本発明は、従来技術の問題に鑑み、何れの方向におけるヤング率も従来材に比べて高く、加工性に優れた高ヤング率冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記問題を解決するため、合金元素の添加をできるだけ抑制することで、強度上昇に伴う加工性の低下を抑えつつ、ヤング率を向上させる技術について鋭意研究を行った。

この結果、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｐの添加量を制限し、かつ、Ｃの添加量を低減し、更に、Ｎｂ及びＴｉの添加量とのバランスを最適化したスラブを用い、熱間圧延を施す際に、熱間圧延条件を最適化すれば、冷延鋼板の剛性及び加工性が向上することを知見した。

即ち、上記最適化により、冷間圧延及び焼鈍中に、ヤング率を高め、かつ、ｒ値も比較的高い方位である｛５５７｝＜９ １６ ５＞が主方位となるように発達させるとともに、この方位が発達すると同時に発達する傾向にあり、ヤング率及びｒ値を下げる方位である｛１００｝＜０１２＞方位をできるだけ抑制することで、優れた剛性（ヤング率）及び深絞り性（加工性）が得られることを見いだした。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

［１］質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を、下記（１）式及び（２）式を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有する冷延鋼板であって、
（ｉ）１／２厚と１／８厚で測定した｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比の平均値（Ａ）、及び、１／２厚と１／８厚で測定した｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比の平均値（Ｂ）が、何れも７以上で、かつ、
（ii）１／２厚と１／８厚で測定した｛１００｝＜０１２＞方位のランダム強度比の平均値（Ｃ）が、（Ｃ）≦（Ａ）／８以下を満足する
ことを特徴とする加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板。
１５≦１００×（Ｍｎ（質量％）／２＋Ｓｉ（質量％）＋１０×Ｐ（質量％））≦９０ ・・・（１）
０．０１０＜（Ｔｉ（質量％）＋４８／９３×Ｎｂ（質量％）
−４８／１４×Ｎ（質量％））−４８／１２×Ｃ（質量％）＜０．０３５ ・・・（２）

［２］前記成分組成が、更に、質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．００５〜０．５００％、Ｗ：０．００５〜０．５００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記［１］に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板。

［３］前記成分組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．００５〜０．５００％を含有することを特徴とする前記［１］又は［２］に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板。

［４］前記成分組成が、更に、質量％で、Ｎｉ：０．００５〜０．５００％を含有することを特徴とする前記［１］〜［３］の何れかに記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板。

［５］前記成分組成が、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記［１］〜［４］の何れかに記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板。

［６］前記冷延鋼板において、圧延直角方向のヤング率が２２５ＧＰａ以上で、圧延方向及び圧延方向に対して４５°方向のヤング率が何れも２０８ＧＰａ以上で、かつ、平均ｒ値が１．５以上、全伸びが３８％以上であることを特徴とする前記［１］〜［５］の何れかに記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板。

［７］前記［１］〜［６］の何れかに記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼鈑の表面に、電気亜鉛系めっきが施されていることを特徴とする加工性に優れた高ヤング率電気亜鉛系めっき冷延鋼板。

［８］前記［１］〜［６］の何れかに記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼鈑の表面に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする加工性に優れた高ヤング率溶融亜鉛めっき冷延鋼板。

［９］前記［１］〜［６］の何れかに記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼鈑の表面に、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加工性に優れた高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板。

［１０］前記［１］〜［６］の何れかに記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板を製造する方法であって、
(1)前記［１］〜［５］の何れかに記載の成分組成を有する鋼片を１１５０℃以上に加熱し、次いで、
(2)仕上げ圧延の開始温度を１０００〜１１２０℃として、８８０℃以上、９５０℃以下の温度範囲で、熱間圧延を終了し、その後、
(3)１秒以内に冷却を開始し、冷却速度２０℃／秒以上で６５０℃以下とし、５００〜６００℃の温度範囲で巻き取り、次いで、
(4)酸洗後、圧下率が７０〜９０％の冷間圧延を施し、更に、
(5)室温から７５０℃までの平均加熱速度１０℃／秒以上４０℃／秒以下で、８００℃以上９００℃以下に加熱して、１秒以上保持する焼鈍を行う
ことを特徴とする加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板の製造方法。

［１１］前記［７］に記載の加工性に優れた高ヤング率電気亜鉛系めっき冷延鋼板を製造する方法であって、前記［１０］に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板の製造方法で製造した鋼板の表面に電気亜鉛系めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高ヤング率電気亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法。

［１２］前記［８］に記載の加工性に優れた高ヤング率溶融亜鉛めっき冷延鋼板を製造する方法であって、前記［１０］に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板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加工性に優れた高ヤング率溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。

［１３］前記［９］に記載の加工性に優れた高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を製造する方法であって、前記［１２］に記載の加工性に優れた高ヤング率溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法で製造した溶融亜鉛めっき鋼板に、４５０〜６００℃の温度範囲で１０秒以上の熱処理を施すことを特徴とする加工性に優れた高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。

本発明によれば、何れの方向のヤング率も２０８ＧＰａ以上で、かつ、圧延直角方向のヤング率が２２５ＧＰａ以上であり、静的ヤング率が高く剛性に優れ、かつ、平均ｒ値が１．５以上、全伸びが３８％以上の加工性に優れた冷延鋼板、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を提供することができる。

ＯＤＦ（Orientation Distribution Function；φ2＝４５°断面）上の各結晶方位の位置を示す図である。

以下、本発明について説明する。なお、以下の説明は、本発明の趣旨をより良く理解させるための説明であるから、特に指定のない限り本発明を限定するものではない。

一般に、鋼板のヤング率とｒ値は、何れも結晶方位に依存して、大きく変化することが知られている。本発明者らは、鋼板のｒ値を高める方位として知られているγファイバー（｛１１１｝＜１１２＞〜｛１１１｝＜１１０＞方位群））、及び、それに近い方位のヤング率の異方性を調査した。

その結果、γファイバーから少しずれた｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位が、ｒ値の劣化が比較的少なく、かつ、何れの面内方向のヤング率も高く、特に、幅方向のヤング率を高める方位であること、更に、結晶の｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位の集積度が高くなると、ヤング率とｒ値が低い｛１００｝＜０１２＞方位を抑制して、高いｒ値とヤング率を両立させることができることを見だした。

なお、ヤング率は、動的振動法及び静的引張法で測定した何れの値を用いてもよい。

本発明の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）は、上記知見に基づいてなされたもので、
質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を、下記（１）式及び（２）式を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有する冷延鋼板であって、
（ｉ）１／２厚と１／８厚で測定した｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比の平均値（Ａ）、及び、｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比の平均値（Ｂ）が、何れも７以上で、かつ、
（ii）｛１００｝＜０１２＞方位のランダム強度比の平均値（Ｃ）が、（Ｃ）≦（Ａ）／８以下を満足する
ことを特徴とする。
１５≦１００×（Ｍｎ（質量％）／２＋Ｓｉ（質量％）＋１０×Ｐ（質量％））≦９０ ・・・（１）
０．０１０＜（Ｔｉ（質量％）＋４８／９３×Ｎｂ（質量％）
−４８／１４×Ｎ（質量％））−４８／１２×Ｃ（質量％）＜０．０３５ ・・・（２）

本発明鋼板は、本発明の加工性に優れた高ヤング率電気亜鉛系めっき冷延鋼板（以下「本発明電気亜鉛めっき鋼板」ということがある。）、本発明の加工性に優れた高ヤング率溶融亜鉛めっき冷延鋼板（以下「本発明溶融亜鉛めっき鋼板」ということがある。）、及び、本発明の加工性に優れた高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板（以下「本発明合金化溶融亜鉛めっき鋼板」ということがある。）の基礎となる冷延鋼板であるので、本発明鋼板の特徴要件について説明する。

なお、本発明電気亜鉛めっき鋼板、本発明溶融亜鉛めっき鋼板、及び、本発明合金化溶融亜鉛めっき鋼板については後述する。

「成分組成」
本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下、「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０００５〜０．００４５％
Ｃは、熱延板の結晶粒内に固溶状態で存在すると、冷延中に粒内に剪断帯を形成し、圧延方向のヤング率を低下させる｛１１０｝＜００１＞方位を発達させる元素であるので、０．００４５％以下とする。好ましくは０．００４％０以下、より好ましくは０．００３５％以下である。

Ｃを０．０００５％未満に低減すると、真空脱ガス処理コストが大きく上昇するので、０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。

Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは、脱酸元素であり、また、固溶強化により強度を高める元素である。０．５０％を超えると、加工性の劣化を招く他、熱延中のスケール疵の原因となり、めっきの密着性を低下させるので、０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。Ｓｉの下限は特に規定しないが、添加効果を確実に得る点で、０．０１％以上が好ましい。

Ｍｎ：０．３０〜１．５０％
Ｍｎは、本発明鋼板において重要な元素である。Ｍｎは、熱延終了後の冷却時の焼入れ性を高め、熱延板組織をベイネティックフェライトとするとともに、熱延板の集合組織を高める元素である。また、Ｍｎは、焼鈍中に微量な固溶Ｃと共存して、冷延後の焼鈍中の回復を抑制する元素である。回復が抑制された｛１１２｝〜｛１１１｝＜１１０＞方位の加工粒からは、｛５５７｝＜９ １６ ５＞が再結晶し易く、ヤング率が向上する。

添加効果を得るため、Ｍｎは０．３０％以上とする。好ましくはを０．５０％以上である。一方、１．５０％を超えると、強度が高くなりすぎて延性が劣化するので、１．５０％以下とする。好ましくは１．２０％以下、より好ましくは１．００％以下である。

Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、安価に強度を向上させることができる元素である。０．０４０％を超えると、二次加工割れの原因となり、延性を劣化させるので、０．０４０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。

下限は特に限定しないが、Ｐを不純物元素として扱い０．００１％未満に低減すると、真空脱ガス処理コストが大きく上昇するので、実用鋼板上０．００１％が下限となる。好ましくは０．００５％以上である。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成し、加工性の劣化を招くとともに、固溶Ｍｎ量を低減する元素である。０．０１０％を超えると、加工性の劣化、及び、固溶Ｍｎの低減が著しいので、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。

下限は特に限定しないが、Ｓを不純物元素として扱い０．０００１％未満に低減すると、真空脱ガス処理コストが大きく上昇するので、実用鋼板上０．０００１％が下限となる。好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上である。

Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、脱酸元素であるとともに、変態点を著しく高める元素である。０．１０％を超えると、γ域圧延が困難となるので、０．１０％以下とする。加工性を確保する点で、０．０７％以下が好ましい。下限は特に限定しないが、脱酸効果を確実に確保する点で、０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。

Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、高温でＴｉとＴｉＮを形成し、γ相での再結晶を抑制する元素である。０．００６％を超えると、ＴｉＮの量が増えすぎて加工性が劣化するので、０．００６％以下とする。好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００２％以下である。

なお、Ｎを、ＴｉＮのＴｉ等量（４８Ｔｉ／１４）以上添加すると、残存したＮがＢＮを形成し、固溶Ｂ量が低減して、焼入れ性が低下するので、Ｎは、４８Ｔｉ／１４以下が更に好ましい。

Ｎを不純物元素として扱う場合もあるので、下限は特に設定しないが、０．０００５％未満に低減すると、製鋼コストが上昇するので、実用鋼板上０．０００５％が実質的な下限となる。好ましくは０．００１０％以上である。

Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
Ｎｂは、熱間圧延においてγ相を加工した際の再結晶を顕著に抑制し、γ相での加工集合組織の形成を顕著に促す元素である。また、Ｎｂは、巻取中にＮｂＣを形成して、固溶Ｃを低減し、深絞り性の向上に寄与する元素である。添加効果を得るため、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上である。

一方、０．０４０％を超えると、焼鈍時の再結晶が抑制され、深絞り性が劣化するので、０．０４０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２５％以下である。

Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％
Ｔｉは、深絞り性とヤング率の向上に寄与する重要な元素である。Ｔｉは、γ相高温域で窒化物を形成し、前述のＮｂと同様に、熱間圧延において、γ相を加工した際の再結晶を抑制する元素である。また、Ｔｉは、巻取中にＴｉＣとして析出して固溶Ｃ量を低減し、特に、深絞り性を向上させる元素である。更に、Ｔｉは、高温でＴｉＮを形成して、ＢＮの析出を抑制して、固溶Ｂの確保に寄与し、ヤング率の向上に好ましい集合組織の発達を促進する元素である。

この添加効果を得るため、Ｔｉは０．００２％以上とする。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．０５０％を超えると、再結晶温度が上昇するとともに、加工性が著しく劣化するので、０．０５０％以下する。好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。

Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂも、Ｍｎ、Ｔｉと同様に、本発明鋼板において重要な元素である。Ｂは、焼入れ性、及び、熱延板のミクロ組織と集合組織を最適化する作用をなす元素である。添加効果を得るため、０．０００５％以上とする。好ましくは０．０００７％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。

一方、０．００５％を超えると、再結晶温度が著しく上昇し、加工性の劣化を招くので、０．００５０％以下とする。好ましくは０．００４０％以下、より好ましくは０．００３％以下である。

（１）式（Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐの関係式）：１５〜９０
下記（１）式について説明する。
１５≦１００×（Ｍｎ（質量％）／２＋Ｓｉ（質量％）＋１０×Ｐ（質量％））≦９０ ・・・（１）

上記（１）式は、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐの固溶強化元素による固溶強化能を総合的に評価する指標［（Ｍｎ（質量％）／２＋Ｓｉ（質量％）＋１０×Ｐ（質量％））］を採用し、強化能を総合的に最適化する式である。上記指標が９０を超え、上記（１）式が満足されないと、固溶強化によって冷延焼鈍後の強度が上昇しすぎて延性が劣化し、十分な加工性が得られない。下限は、Ｍｎの下限が０．３０％であるので、上記指標の下限は必然的に１５となる。

（２）式（Ｔｉ、Ｎ、Ｃの関係式）：０．０１０超〜０．０３５未満
下記（２）式について説明する。
０．０１０＜（Ｔｉ（質量％）＋４８／９３×Ｎｂ（質量％）
−４８／１４×Ｎ（質量％））−４８／１２×Ｃ（質量％）＜０．０３５ ・・・（２）

上記（２）式は、換算固溶Ｔｉ量［（Ｔｉ（質量％）＋４８／９３×Ｎｂ（質量％）
−４８／１４×Ｎ（質量％））−４８／１２×Ｃ（質量％）］を規定する関係式である。換算固溶Ｔｉ量が０．０１０以下の場合、熱延中又は巻取り中に、固溶Ｃが、Ｔｉ炭化物及び／又はＮｂ炭化物として十分に固定されないために、熱延板の結晶粒界に偏析する以上の固溶Ｃが残存してしまう。その結果、冷延中に剪断帯が形成され、冷延焼鈍後に、圧延方向のヤング率を低下させる｛１１０｝＜００１＞方位が発達する。

一方、換算固溶Ｔｉ量が０．０３５以上になると、全てのＣが炭化物として固定されるので、熱延板の結晶粒界に固溶Ｃの偏析は生じない。そのため、回復が促進されて、｛５５７｝＜９ １６ ５＞が十分に発達しない。この観点から、換算固溶Ｔｉ量は０．０３５未満とする。

本発明鋼板においては、上記元素の他、鋼特性を改善する元素として、(a)Ｍｏ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．００５〜０．５００％、Ｗ：０．００５〜０．５００％の１種又は２種以上、(b)Ｃｕ：０．００５〜０．５００％、及び、(c)Ｎｉ：０．００５〜０．５００％の元素群から、適宜、１群又は２群以上を選択して含有してもよい。

Ｍｏ：０．００５〜０．１００％
Ｃｒ：０．００５〜０．５００％
Ｗ：０．００５〜０．５００％
Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗは、いずれも焼入れ性を向上させる元素である。添加効果を得るため、いずれも、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｍｏが０．１００％を超え、Ｃｒが０．５００％を超え、及び／又は、Ｗが０．５００％を超えると、延性や溶接性が低下するので、Ｍｏは０．１００％以下とし、Ｃｒは０．５００％以下とし、Ｗは０．５００％以下とする。好ましくは、Ｍｏは０．０５０％以下、Ｃｒは０．２５０％以下、Ｗは０．２５０％以下である。

Ｃｕ：０．００５〜０．５００％
Ｃｕは、耐食性やスケールの剥離性を向上させる元素である。添加効果を得るため、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．５００％を超えると、析出強化による過度の強度上昇を招くので、０．５００％以下とする。好ましくは０．３００％以下である。

Ｎｉ：０．００５〜０．５００％
Ｎｉは、鋼板強度を高めるとともに、靭性を向上させる元素である。添加効果を得るため、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．５００％を超えると、延性が劣化するので、０．５００％以下とする。好ましくは０．３００％以下である。

本発明鋼板においては、上記元素及び上記選択元素の他、更に、強度の向上や、材質改善に寄与する元素として、(d)Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％の１種又は２種以上を選択して含有してもよい。

Ｃａ及びＲＥＭが０．０００５％未満、及び／又は、Ｖが０．００１％未満であると、添加効果が充分に得られないので、Ｃａ及びＲＥＭは０．０００５％以上とし、Ｖは０．００１％以上とする。好ましくは、Ｃａ及びＲＥＭは０．００１０％以上、Ｖは０．００５％以上である。

一方、Ｃａ及びＲＥＭが０．１０００％を超え、及び／又は、Ｖが０．１００％を超えると、延性が低下するので、Ｃａ及びＲＥＭは０．１０００％以下とし、Ｖは０．１００％以下とする。好ましくは、Ｃａ及びＲＥＭは０．０５００％以下、Ｖは０．０５０％以下である。

なお、本発明鋼板は、以上の元素の他、更に、鋼特性を改善する元素を含んでもよく、また、残部として、鉄を含むとともに、Ｓｎ、Ａｓなどの、鉄原料から不可避的に混入する元素（不可避的不純物）を、本発明鋼板の特性を損なわない範囲で含んでいてもよい。

「ランダム強度比」
本発明鋼板において、結晶方位のランダム強度比を限定する理由について説明する。本発明鋼板においては、１/２厚と１／８厚で測定した｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比の平均値（Ａ）、及び、１/２厚と１／８厚で測定した｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比の平均値（Ｂ）が、何れも７以上で、かつ、１/２厚と１／８厚で測定した｛１００｝＜０１２＞方位のランダム強度比の平均値（Ｃ）が、（Ｃ）≦（Ａ）／８を満足する。

図１に、ＯＤＦ（Orientation Distribution Function；φ2＝４５°断面）上の結晶方位の位置を示す。方位は、通常、板面に垂直な結晶方位を（ｈｋｌ）又は｛ｈｋｌ｝で表示し、圧延方向に平行な結晶方位を［ｕｖｗ］又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝と＜ｕｖｗ＞は等価な面の総称であり、（ｈｋｌ）と［ｕｖｗ］は個々の結晶面を示す。

本発明鋼板の結晶構造は、体心立方構造であるので、例えば、（１１１）、（−１１１）、（１−１１）、（１１−１）、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）は等価であり、区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と表示する。

なお、ＯＤＦは、対称性の低い結晶構造の結晶方位の表示にも用いられるので、一般には、φ1＝０〜３６０°、Φ＝０〜１８０°、φ2＝０〜３６０°で表現され、個々の結晶方位が［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示される。しかし、本発明鋼板の結晶構造は、対称性の高い体心立方構造であるので、Φとφ2については０〜９０°の範囲で表示できる。

φ1は、計算を行う際、変形による対称性を考慮するか否かによって変化するが、本発明鋼板においては、対称性を考慮し、φ1＝０〜９０°で表示する。即ち、本発明鋼板では、φ1＝０〜３６０°での同一方位の平均値を、０〜９０°のＯＤＦ上に表示する方式を選択する。この場合、（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。したがって、例えば、図１に示す、φ2＝４５°断面におけるＯＤＦの（１１１）［−１−１２］方位のランダム強度比は、｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比である。

｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比、｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比、及び、｛１００｝＜０１２＞方位のランダム強度比は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝極点図、｛１００｝極点図、｛２１１｝極点図、及び、｛３１０｝極点図のうち、複数の極点図を選択し、級数展開法で計算した、３次元集合組織を表示する結晶方位分布関数（ＯＤＦ：Orientation Distribution Function）で求めればよい。

なお、ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を、同条件でＸ線回折法等によって測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。

図１に示すように、本発明鋼板の結晶方位の一つである｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位は、ＯＤＦ上では、φ1＝２０°、Φ＝４５°、φ2＝４５°で表示される。しかし、試験片加工や試料のセッティングに起因する測定誤差が生じることがあるため、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比（Ａ）は、φ1＝１５〜２５°、Φ＝４０〜５０°の範囲内での最大ランダム強度比とし、その下限を７とする。ランダム強度比（Ａ）は９以上が好ましく、より好ましくは１１以上である。

｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位は、何れの方向のヤング率も２２０ＧＰa以上に向上させる好ましい方位であるので、ランダム強度比（Ａ）に上限は設けないが、ランダム強度比（Ａ）が３０以上であると、鋼板内の結晶粒の方位が全て揃っている、即ち、単結晶になっていること意味し、加工性の劣化等を誘引するおそれが生じるので、ランダム強度比（Ａ）は３０未満が好ましい。

｛１１１｝＜１１２＞方位は、ＯＤＦ上では、φ1＝９０°、Φ＝５５°、φ2＝４５°で表示される。試験片加工等に起因する測定誤差を考慮し、｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｂ）は、φ1＝８８〜９０°、Φ＝５０〜６０°の範囲内での最大ランダム強度比とし、その下限を７とする。ランダム強度比（Ｂ）が７未満であると、高い平均ｒ値を得ることができない。

｛１００｝＜０１２＞方位は、ＯＤＦ上では、φ1＝２０°、Φ＝０°、φ2＝４５°で表示される。同じく、試験片加工等に起因する測定誤差を考慮して、｛１００｝＜０１２＞のランダム強度比（Ｃ）は、φ1＝１５〜２５°、Φ＝０〜５°の範囲内での最大ランダム強度比とし、その下限を７とする。

なお、Ｘ線回折用試料は、次のようにして作製する。

鋼板を機械研磨や化学研磨などで、板厚方向に所定の位置まで研磨する。その後、バフ研磨で鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨で歪みを除去し、同時に、１／２板厚部と１／８板厚部が測定面となるように調整する。測定面を正確に所定の板厚位置に形成することは困難であるので、目標とする位置を中心として、板厚に対して３％の範囲内が測定面となるように試料を作製すればよい。

Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法や、ＥＣＰ（Electron Channeling Pattern）法により、統計的に十分な数の測定を行ってもよい。

ヤング率は、板厚全厚での結晶方位の平均値と対応するが、板厚表層部と中心部では集合組織が異なる場合がある。そこで、表層（１／８厚）と板厚中心部（１／２厚）での結晶方位の集積度を平均化して、鋼板全体の集合組織を代表させる。したがって、ＥＢＳＰ法やＥＣＰ法にて、板厚断面を研磨したサンプルの全厚測定を行っても同等の結果が得られる。

「機械特性」
次に、本発明鋼板の機械特性（ヤング率、平均ｒ値、全伸び）の限定理由について説明する。

本発明鋼板において、圧延直角方向のヤング率は２２５ＧＰａ以上とし、圧延方向及び圧延方向に対して４５°方向のヤング率は何れも２０８ＧＰａ以上とする。集合組織がランダムの場合、鉄のヤング率は約２０６ＧＰａであり、それよりも高い２０８ＧＰａをいずれの方向でも維持できていることが部材全体の剛性の確保に必要であるので、圧延方向及び圧延方向に対して４５°方向のヤング率は何れも２０８ＧＰａ以上とする。好ましくは２１０ＧＰａ以上、より好ましくは２１２ＧＰａ以上である。

一方向の剛性を特に高め、部材全体の剛性を向上させるためには、約１割程度のヤング率の向上が必要であることから、圧延直角方向のヤング率を２２５ＧＰａ以上とする。好ましくは２２８ＧＰａ以上、より好ましくは２３０ＧＰａ以上である。

平均ｒ値及び全伸びは、それぞれ、１．５以上及び３８％以上とする。平均ｒ値１．５以上及び全伸び３８％以上は、自動車用パネル部材を成形するために必要な加工性の下限である。好ましくは、平均ｒ値は１．７以上、伸びは４０％以上である。

「製造方法」
本発明鋼板の製造方法について説明する。

本発明鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法」ということがある。）は、
(1)本発明鋼板の成分組成と同じ成分組成を有する鋼片を１１５０℃以上に加熱し、次いで、
(2)仕上げ圧延の開始温度を１０００〜１１２０℃として、８８０℃以上、９５０℃以下の温度範囲で、熱間圧延を終了し、その後、
(3)１秒以内に冷却を開始し、冷却速度２０℃／秒以上で６５０℃以下とし、５００〜６００℃の温度範囲で巻き取り、次いで、
(4)酸洗後、圧下率が７０〜９０％の冷間圧延を施し、更に、
(5)室温から７５０℃までの平均加熱速度１０℃／秒以上４０℃／秒以下で、８００℃以上９００℃以下に加熱して、１秒以上保持する焼鈍を行う
ことを特徴とする。

まず、本発明鋼板の成分組成と同じ成分組成を有する鋼を常法により溶製し、鋳造し、熱間圧延に供する鋼片を得る。この鋼片は、鋼塊を鍛造又は圧延した鋼片でもよいが、生産性の観点から、連続鋳造で鋳造した鋼片が好ましい。薄スラブキャスター等を用いて製造した鋼片でもよい。

通常、鋼片は鋳造後、冷却し、再度、加熱して、熱間圧延に供する。この場合、鋼片の加熱温度は１１５０℃以上とする。鋼片の加熱温度が１１５０℃未満であると、ＮｂやＴｉが十分に固溶せず、熱間圧延中に高ヤング率化に適した集合組織の形成が阻害される。また、鋼片を効率良く均一に加熱するとの観点からも、鋼片の加熱温度を１１５０℃以上とする。

加熱温度の上限は特に規定しないが、１３００℃超に加熱すると、鋼板の結晶粒径が粗大になり、加工性を損なうことがあるので、１３００℃以下が好ましい。なお、溶鋼を鋳造後、直ちに熱間圧延に供する連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のような製造工程を採用してもよい。

本発明製造方法において、仕上げ圧延の開始温度は重要であり、１０００〜１１２０℃とする。１１２０℃を超えると、仕上げ圧延の前段での圧延中の歪が十分に蓄積されず、熱間圧延中に加工集合組織が発達しないので、仕上げ圧延の開始温度は１１２０℃以下とする。好ましくは１１００℃以下、より好ましくは１０７０℃以下である。

一方、１０００℃未満で圧延を開始すると、８８０℃以上で熱間圧延を終了することが困難になるとともに、ヤング率を劣化させる方位が発達するので、仕上げ圧延の開始温度は１０００℃以上とする。好ましくは１０２０℃以上、より好ましくは１０５０℃以上である。

本発明製造方法においては、８８０℃以上９５０℃以下の温度域で熱間圧延を終了する。８８０℃未満で熱間圧延が終了すると、α域熱延となってヤング率を低下させる｛１００｝＜００１＞方位が発達するので、熱延終了温度は８８０℃以上とする。好ましくは９００℃以上である。

一方、熱延終了温度が９５０℃を超えると、抑制された温度域で適度なせん断変形を加えることができず、冷延後、（再結晶）焼鈍時に、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位の核生成サイトとなる初期組織を形成することができないので、熱延終了温度は９５０℃以下とする。好ましくは９３０℃以下である。

次いで、熱延終了後、１秒以内に冷却を開始する。冷却開始時間が１秒を超えると、結晶粒径が大きくなり、冷延焼鈍後に、ヤング率を低下させる方位の｛１００｝＜０１２＞方位が発達するので、熱延終了後は１秒以内に冷却を開始する。好ましくは０．７秒以内、より好ましくは０．５秒以内である。

冷却時、冷却速度を２０℃／秒以上として６５０℃以下に冷却する。熱延鋼板の冷却到達温度が６５０℃を超えるか、又は、冷却速度が２０℃／秒未満であると、焼入れ性が不足して、熱延組織がポリゴナルフェライト化し、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比が小さくなるので、熱延鋼板を、２０℃／秒以上の冷却速度で６５０℃以下に冷却する。冷却速度は４０℃／秒以上が好ましい。より好ましくは６０℃／秒以上である。

冷却速度の上限は特に規定しないが、１００℃／秒を超える冷却速度で冷却するためには、過大な設備が必要となり、また、特段の冷却効果も得られないので、冷却速度は１００℃／秒以下が好ましい。

熱延鋼板の冷却到達温度は、６５０℃以下とし、その範囲で、熱延鋼板の巻取り温度を考慮して設定する。

上記条件で熱延鋼板を冷却した後、５００〜６２０℃の温度範囲で巻き取る。巻取温度が５００℃未満であると、ＴｉＣ又はＮｂＣが析出せず、熱延鋼板の結晶粒界に偏析できる以上の固溶Ｃが残存して、ｒ値が低下するので、巻取温度は５００℃以上とする。好ましくは５２０℃以上である。

一方、巻取温度が６２０℃を超えると、Ｃが完全にＮｂ、Ｔｉと炭化物を形成するので、熱延鋼板の結晶粒界に固溶Ｃが残存することができない。その結果、冷延後の焼鈍中の回復を抑制することができず、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位が十分に発達することができないので、巻取温度は６２０℃以下とする。好ましくは５８０℃以下である。

次いで、熱延鋼鈑を酸洗し、酸洗後、熱延鋼板に、圧下率７０〜９０％の冷間圧延を施す。圧下率が７０％未満であると、十分な冷延集合組織が発達せず、ｒ値が低下するので、圧下率は７０％以上とする。好ましくは７３％以上、より好ましくは７６％以上である。一方、圧下率が９０％を超えると、冷延機への負荷が高くなるとともに、ｒ値を下げる｛１００｝＜０１２＞方位の集積度が大きくなるので、圧下率は９０％以下とする。好ましくは８５％以下、より好ましくは８２％以下である。

次いで、冷延鋼板に焼鈍を施すが、室温から７５０℃までの平均加熱速度は１０℃／秒以上４０℃／秒以下とする。平均加熱速度が１０℃／秒未満であると、回復が進行し低温で再結晶が起こり、結晶の｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位への集積度が低くなるので、平均加熱速度は１０℃／秒以上とする。好ましくは２０℃／秒以上である。

一方、平均加熱速度が４０℃／秒を超えると、加熱中に再結晶が開始せず、｛１１２｝＜１１０＞方位が発達して、４５°方向のｒ値が低下するので、平均加熱速度は４０℃／秒以下とする。好ましくは３５℃／秒以下である。

冷延鋼板の焼鈍において、１０℃／秒以上４０℃／秒以下の平均加熱速度で７５０℃まで加熱した後、更に、８００℃以上９００℃以下に加熱して、１秒以上保持する。焼鈍温度が８００℃未満であると、冷延時の加工組織がそのまま残存して成形性が著しく低下するので、焼鈍温度は８００℃以上とする。好ましくは８３０℃以上である。

一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、集合組織が破壊され、ヤング率が低下するので、焼鈍温度は９００℃以下とする。好ましくは８７０℃以下である。

焼鈍の保持時間が１秒未満であると、冷延時の加工組織がそのまま残存して成形性が著しく低下するので、保持時間は１秒以上とする。好ましくは５秒以上である。

なお、本発明製造方法においては、上記焼鈍の後、冷延鋼板に、インライン又はオフラインで圧下率１０％以下の調質圧延を施してもよい。

［電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板］
次に、本発明電気亜鉛めっき鋼板、本発明溶融亜鉛めっき鋼板、及び、本発明合金化溶融亜鉛めっき鋼板について説明する。

本発明鋼鈑の表面に、用途に応じて、電気亜鉛系めっき、溶融亜鉛めっき、又は、合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。

本発明電気亜鉛系めっき鋼板は、本発明鋼鈑の表面に、電気亜鉛系めっきを施した鋼板である。本発明溶融亜鉛めっき鋼鈑は、本発明鋼鈑の表面に、溶融亜鉛めっきを施した鋼板である。

本発明電気亜鉛系めっき鋼板は、本発明鋼板の表面に、従来公知の方法で電気亜鉛系めっきを施して製造する。本発明溶融亜鉛めっき鋼板は、本発明鋼板の表面に、従来公知の方法で溶融亜鉛めっきを施して製造する。

亜鉛系めっき及び亜鉛めっきの組成は、特に限定されない。亜鉛のほか、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉ等の１種又は２種以上を必要に応じて含有していてもよい。

本発明合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、本発明鋼鈑の表面に、合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板であり、本発明溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施して製造する。合金化処理は、４５０〜６００℃の温度範囲で１０秒以上加熱して行うのが好ましい。

過熱温度が４５０℃未満であると、合金化が十分に進行せず、６００℃を超えると、過度に合金化が進行して、めっき層が脆化する。めっき層が脆化すると、プレス等の加工時に、めっき層が剥離する。より好ましくは４７０〜５８０℃である。

合金化処理時間が１０秒未満であると、合金化が十分に進行しないので、合金化処理時間は１０秒以上とする。合金化処理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ので、３０００秒を超えると、生産性が低下するか、又は、設備投資が必要となり、製造コストが上昇するので、３０００秒以下が好ましい。

なお、合金化処理に先立ち、本発明溶融亜鉛めっき鋼板に、製造設備の構成に応じて、予め、Ａc₃変態温度以下の焼鈍を施してもよい。合金化処理の前に行う焼鈍の温度が、４５０〜６００℃の温度域以下の温度であれば、集合組織は殆ど変化しないので、ヤング率の低下を抑えることが可能である。また、調質圧延は、電気亜鉛系めっき、亜鉛めっき、合金化処理の後に行ってもよい。

以上説明したように、本発明によれば、何れの方向のヤング率も２０８ＧＰａ以上で、かつ、圧延直角方向のヤング率が２２５ＧＰａ以上で、圧延方向の静的ヤング率が高く剛性に優れ、かつ、平均ｒ値が１．５以上、全伸びが３８％以上の加工性に優れた冷延鋼板、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を得ることができる。

上記冷延鋼板を、例えば、パネル部材等の自動車部材に適用すれば、加工性の向上の他、剛性の向上による部材の薄板化に伴う燃費改善や車体軽量化のメリットを十分に享受することができるので、社会的貢献は計り知れない。

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に示す成分組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造した。なお、表１中の空欄は、元素量が検出限界未満であることを意味する。

表１中の（１）式の値は、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐの含有量（質量％）を、下記（１）式の中辺に代入して算出した値である。表１中の（２）式の値は、Ｃ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎの含有量（質量％）を、下記（２）式の中辺に代入して算出した値である。

１５≦１００×（Ｍｎ（質量％）／２＋Ｓｉ（質量％）＋１０×Ｐ（質量％））≦９０ ・・・（１）
０．０１＜（Ｔｉ（質量％）＋４８／９３×Ｎｂ（質量％）
−４８／１４×Ｎ（質量％））−４８／１２×Ｃ（質量％）＜０．０３５
・・・（２）

表１に示す成分組成を有する鋼片を加熱して、熱間で粗圧延を行い、引続き、表２に示す熱延条件で仕上げ圧延を行った。

表２において、ＳＲＴ［℃］は、鋼片の加熱温度、Ｆ₀Ｔ［℃］は、仕上げ圧延の１パス目の入側温度、ＦＴ［℃］は、仕上げ圧延の最終パス後の温度、即ち、仕上げ圧延出側の温度、冷却速度は、仕上げ圧延終了後から６５０℃までの平均冷却速度、ＣＴ［℃］は、巻取温度を示す。

冷延率［％］は、熱延板の板厚と冷延終了後の板厚との差を熱延板の板厚で除し、百分率で示した値である。加熱速度［℃／秒］は、室温から６５０℃までの平均加熱速度である。

表２において、冷延焼鈍後に電気亜鉛系めっきを施した鋼板については「電気」と表示し、溶融亜鉛めっきを施した鋼板については「溶融」と表示し、溶融亜鉛めっき後に、５２０℃で１５秒保持する合金化処理を施した鋼板については「合金」と表示した。

なお、電気亜鉛系めっき処理では、鋼板にＺｎ−Ｎｉめっき（Ｎｉ＝１１質量％）を施した。目付け量は、２０〜５０ｇ／ｍ²とした。

得られた鋼板から圧延直角方向を長手方向として、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、引張強度ＴＳ、降伏応力ＹＳ、及び、全伸びＥｌを測定した。結果を表３に示す。

ｒ値は、圧延方向、４５°方向、圧延直角方向を長手として、引張試験と同様に、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、歪み量１５％で測定し、次式で平均値を求めた。

平均ｒ値＝（ｒL＋２×ｒ45＋ｒC）／４
ここで、ｒL：圧延方向のｒ値
ｒ45：４５°方向のｒ値
ｒC：圧延直角方向のｒ値

ヤング率は、前述した静的引張法で測定した。静的引張法によるヤング率の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を用いて、鋼板の降伏強度の１／２に相当する引張応力を付与して行った。測定は５回行い、応力−歪み線図の傾きに基づいて算出したヤング率のうち、最大値及び最小値を除いた３つの計測値の平均値をヤング率とし、引張ヤング率として表３に併せて示した。

なお、電気亜鉛系めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、表面のめっき層を剥離して測定した。

鋼板の板厚１／２位置及び１／８位置での｛５５７｝＜９ １６ ７＞方位のランダム強度比、｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比、及び、｛１００｝＜０１２＞方位のランダム強度比は、以下のようにして測定した。

まず、鋼板を機械研磨及びバフ研磨した後、更に、電解研磨して歪みを除去し、１／２板厚部及び１／８板厚部が測定面となるように調整した試料を用いて、Ｘ線回折を行った。なお、特定の方位への集積を持たない標準試料のＸ線回折も同条件で行った。

次に、Ｘ線回折によって得られた｛１１０｝極点図、｛１００｝極点図、｛２１１｝極点図、及び、｛３１０｝極点図を基に、級数展開法でＯＤＦを得た。このＯＤＦから、上記方位のランダム強度比を決定し、１／２板厚部及び１／８板厚部位置での測定値の平均値を算出した。なお、１／８板厚部は、鋼板の表裏どちらか一方の部位である。

測定結果を表３に併せて示す。なお、表３中のヤング率の欄において、ＲＤは圧延方向（Rollinng Direction）、４５は圧延方向に対して４５°の方向、ＴＤは幅方向（Transverse Direction）を意味する。

表３に示す結果から、本発明の成分組成を有する鋼を、本発明の条件で製造した発明例の鋼板（表１〜３の備考欄に発明例と表示した鋼板）において、圧延方向と４５°方向のヤング率は何れも２０８ＧＰａ以上で、幅方向のヤング率は２２５ＧＰａであり、かつ、平均ｒ値は１．５以上、全伸びは３８％以上である。即ち、発明例の鋼板は、剛性が高く、また、加工性、即ち、深絞り性と延性が優れていることが解る。

一方、表３において製造Ｎｏ．３６〜４３は、成分組成が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．Ｎ〜Ｕを用いた比較例である。製造Ｎｏ．３６〜３８は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐの添加量が高すぎるため、（１）式を満足できなかった比較例である。この比較例では、強度が高くなりすぎて、延性が３８％未満になってしまい、十分な加工性が得られていない。

製造Ｎｏ.３９と４０は、Ｍｎ又はＢの添加量が低すぎる比較例である。この比較例では、熱延後の焼入れ性が低下して熱延板組織がベイナイト化せず、冷延焼鈍後にランダム強度比（Ａ）の発達が不十分となり、ＴＤ方向のヤング率が低くなっている。

製造Ｎｏ．４１と４２は、Ｎｂの添加量が低すぎて、（２）式の下限を下回ってしまい、即ち、熱延板の結晶粒内に固溶Ｃが残留している比較例である。この比較例では、冷間圧延中にｒ値を低下させる方位が発達し、焼鈍時のγfiberの再結晶も抑制されて、ランダム強度比（Ａ）及び（Ｂ）のいずれもが低下し、結果として、ｒ値及びヤング率がともに低下している。

製造Ｎｏ．４２は、Ｔｉの添加量が高すぎて、（２）式の上限を超えてしまう比較例である。この比較例では、全てのＣが完全にＴｉＣとして固着されてしまうので、焼鈍時の回復が早まりすぎ、ランダム強度比（Ａ）の発達が不十分となっている。そのため、ＴＤ方向のヤング率が高くならない。

鋼Ｎｏ．Ａを用いた製造Ｎｏ．２の比較例では、ＦＴが高すぎて、熱間圧延中の再結晶が促進され、十分な熱延集合組織が得られないとともに、熱延板の結晶粒径が大きくなって、ランダム強度比（Ａ）及び（Ｂ）の発達が不十分になるとともに、ランダム強度比（Ｃ）が強くなっている。そのため、ｒ値及びＴＤ方向のヤング率がともに低下している。

鋼Ｎｏ．Ｂを用いた製造Ｎｏ．５の比較例では、ＣＴが高くて、ランダム強度比（Ａ）が弱くなり、ＴＤ方向のヤング率を確保できていない。

鋼Ｎｏ．Ｃを用いた製造Ｎｏ．８の比較例では、圧延開始温度が高すぎて、熱間圧延中の再結晶が促進され、十分な熱延集合組織が得られないとともに、熱延板の結晶粒径が大きくなって、ランダム強度比（Ａ）の発達が不十分になるとともに、ランダム強度比（Ｃ）が強くなっている。そのため、ＴＤ方向のヤング率を確保できていない。

鋼Ｎｏ．Ｃを用いた製造Ｎｏ．９の比較例では、焼鈍時の加熱速度が遅すぎて回復が早まり、ランダム強度比（Ａ）の発達が不十分となり、ＴＤ方向のヤング率を確保できていない。

鋼Ｎｏ．Ｄを用いた製造Ｎｏ．１１の比較例では、冷延率が高すぎて、ランダム強度比（Ｃ）が発達してしまい、ヤング率とｒ値がともに低下傾向となり、特に、４５°方向及びＴＤ方向のヤング率をともに確保できていない。

鋼Ｎｏ．Ｅを用いた製造Ｎｏ．１４の比較例では、ＦＴが低すぎて、α域熱延となり、冷延焼鈍後に、｛１００｝＜０１１＞〜｛１００｝＜０１２＞方位が発達して、ｒ値とヤング率がともに低下している。

鋼Ｎｏ．Ｆを用いた製造Ｎｏ．１６の比較例は、冷延率が低すぎる場合の比較例である。この比較例では、冷間圧延中の集合組織の発達が不十分で、ランダム強度比（Ａ）及び（Ｂ）の発達が不十分となり、ｒ値とヤング率がともに低下している。

鋼Ｎｏ．Ｇを用いた製造Ｎｏ．１９の比較例では、焼鈍温度が低すぎて、再結晶が不十分で、｛１１２｝＜１１０＞が残存するため、ｒ値と４５°方向のヤング率がともに低下している。

鋼Ｎｏ．Ｈを用いた製造Ｎｏ．２２の比較例は、熱延終了後の冷却開始が遅すぎる場合の比較例である。この比較例では、熱延板粒径が大きくなって、ランダム強度比（Ｃ）が強くなり、全体的にヤング率が低下する傾向にある。

鋼Ｎｏ．Ｉを用いた製造Ｎｏ．２５の比較例では、熱延の加熱温度が不十分で、固溶Ｎｂと固溶Ｔｉが確保されず、熱延中の再結晶が抑制が不十分となるとともに、固溶Ｂ量も低下して焼入れ性が低下している。そのため、ランダム強度比（Ａ）の発達が不十分となるとともに、総体的にランダム強度比（Ｃ）が高くなり、ｒ値とヤング率がともに低くなている。

鋼Ｎｏ．Ｊを用いた製造Ｎｏ．２７の比較例では、焼鈍時の加熱速度が速すぎる場合、再結晶が完了しないために、｛１１２｝＜１１０＞が残存するために、ｒ値と、４５°方向のヤング率が低下している。

鋼Ｎｏ．Ｋを用いた製造Ｎｏ．３０の比較例は、熱延の冷却速度が遅すぎる場合の比較例である。この比較例では、熱延後の焼入れ性が低下して、熱延板組織がベイナイト化せず、冷延焼鈍後にランダム強度比（Ａ）の発達が不十分となり、ＴＤ方向のヤング率が低くなっている。

鋼Ｎｏ．Ｌを用いた製造Ｎｏ．３３の比較例では、ＣＴが低すぎて熱延板の結晶粒内に固溶Ｃが残存し、冷間圧延中にｒ値を低下させる方位が発達し、焼鈍時のγfiberの再結晶も抑制されて、ランダム強度比（Ａ）及び（Ｂ）のいずれも低下し、結果として、ｒ値とヤング率がともに低下している。

鋼Ｎｏ．Ｍを用いた製造Ｎｏ．３５の比較例では、焼鈍温度が高すぎて集合組織が壊れてしまい、ｒ値とヤング率がともに低下している。

以上、実施例の結果より、本発明の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板が実現可能なものであることは明らかである。

前述したように、本発明によれば、何れの方向のヤング率も２０８ＧＰａ以上で、かつ、圧延直角方向のヤング率が２２５ＧＰａ以上であり、静的ヤング率が高く剛性に優れ、かつ、平均ｒ値が１．５以上、全伸びが３８％以上の加工性に優れた冷延鋼板、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を提供することができる。

本発明の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板は、例えば、自動車、家庭電気製品、建物等に使用することができる。

本発明の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を、例えば、自動車のパネル部材に適用すれば、優れた加工性及び高ヤング率によりパネル部材を薄板化することができて、車体の軽量化と燃費改善を達成して、地球環境保全に貢献することができる。

本発明の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板は、形状凍結性も改善されているので、自動車用のプレス成形部品にも適用が可能である。そして、該プレス成形部品は、エネルギー吸収特性に優れているので、自動車の安全性の向上にも貢献する。したがって、本発明は、社会的貢献の度合が大きく、産業上の利用可能性が高いものである。

Claims (13)

1. 質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を、下記（１）式及び（２）式を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有する冷延鋼板であって、
   （ｉ）１／２厚と１／８厚で測定した｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比の平均値（Ａ）、及び、１／２厚と１／８厚で測定した｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比の平均値（Ｂ）が、何れも７以上で、かつ、
   （ii）１／２厚と１／８厚で測定した｛１００｝＜０１２＞方位のランダム強度比の平均値（Ｃ）が、（Ｃ）≦（Ａ）／８以下を満足する
   ことを特徴とする加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板。
   １５≦１００×（Ｍｎ（質量％）／２＋Ｓｉ（質量％）＋１０×Ｐ（質量％））≦９０ ・・・（１）
   ０．０１０＜（Ｔｉ（質量％）＋４８／９３×Ｎｂ（質量％）
   −４８／１４×Ｎ（質量％））−４８／１２×Ｃ（質量％）＜０．０３５ ・・・（２）
2. 前記成分組成が、更に、質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．００５〜０．５００％、Ｗ：０．００５〜０．５００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板。
3. 前記成分組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．００５〜０．５００％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板。
4. 前記成分組成が、更に、質量％で、Ｎｉ：０．００５〜０．５００％を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板。
5. 前記成分組成が、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板。
6. 前記冷延鋼板において、圧延直角方向のヤング率が２２５ＧＰａ以上で、圧延方向及び圧延方向に対して４５°方向のヤング率が何れも２０８ＧＰａ以上で、かつ、平均ｒ値が１．５以上、全伸びが３８％以上であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板。
7. 請求項１〜６の何れか１項に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼鈑の表面に、電気亜鉛系めっきが施されていることを特徴とする加工性に優れた高ヤング率電気亜鉛系めっき冷延鋼板。
8. 請求項１〜６の何れか１項に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼鈑の表面に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする加工性に優れた高ヤング率溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
9. 請求項１〜６の何れか１項に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼鈑の表面に、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加工性に優れた高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
10. 請求項１〜６の何れか１項に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板を製造する方法であって、
    (1)請求項１〜５の何れか１項に記載の成分組成を有する鋼片を１１５０℃以上に加熱し、次いで、
    (2)仕上げ圧延の開始温度を１０００〜１１２０℃として、８８０℃以上、９５０℃以下の温度範囲で、熱間圧延を終了し、その後、
    (3)１秒以内に冷却を開始し、冷却速度２０℃／秒以上で６５０℃以下とし、５００〜６００℃の温度範囲で巻き取り、次いで、
    (4)酸洗後、圧下率が７０〜９０％の冷間圧延を施し、更に、
    (5)室温から７５０℃までの平均加熱速度１０℃／秒以上４０℃／秒以下で、８００℃以上９００℃以下に加熱して、１秒以上保持する焼鈍を行う
    ことを特徴とする加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板の製造方法。
11. 請求項７に記載の加工性に優れた高ヤング率電気亜鉛系めっき冷延鋼板を製造する方法であって、請求項１０に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板の製造方法で製造した鋼板の表面に電気亜鉛系めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高ヤング率電気亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法。
12. 請求項８に記載の加工性に優れた高ヤング率溶融亜鉛めっき冷延鋼板を製造する方法であって、請求項１０に記載の加工性に優れた高ヤング率冷延鋼板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加工性に優れた高ヤング率溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
13. 請求項９に記載の加工性に優れた高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を製造する方法であって、請求項１２に記載の加工性に優れた高ヤング率溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法で製造した溶融亜鉛めっき鋼板に、４５０〜６００℃の温度範囲で１０秒以上の熱処理を施すことを特徴とする加工性に優れた高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。

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