JP4445339B2 - 高ヤング率鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高ヤング率鋼板及びその製造方法に関するものである。
本発明が係わる鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建物などに使用されるものである。そして、表面処理をしない狭義の熱延鋼板および冷延鋼板と、防錆のために溶融Ｚｎめっき、合金化溶融Ｚｎめっき、電気めっきなどの表面処理を施した広義の熱延鋼板および冷延鋼板を含む。また、アルミ系のめっきも含む。さらに、これらの熱延鋼板、冷延鋼板、各種めっき鋼板の表面に有機皮膜、無機皮膜、塗装などを有する鋼板や、それらを複数組み合わせて有する鋼板も含まれる。

本発明による鋼板は、高いヤング率を有する鋼板であるので、使用に当たっては今までの鋼板より板厚を減少できること、すなわち軽量化が可能となる。したがって、地球環境保全に寄与できるものと考えられる。さらに本発明による鋼板は、衝突エネルギー吸収特性にも優れているので、自動車の安全性の向上にも寄与するものである。

ヤング率を高める技術についてはこれまでにも多数の報告がある。そのほとんどが、圧延方向（ＲＤ）と直角方向（ＴＤ）のヤング率を高める技術に関するものである。
特許文献１〜９などは、いずれも圧延をα＋γ２相域で行うことによって、ＴＤ方向のヤング率を高める技術を開示している。
また特許文献１０は、表層にＡｒ3 変態点未満での圧延を加えることによって、ＴＤ方向のヤング率を高める技術を開示している。
一方、ＴＤ方向のヤング率と同時にＲＤ方向のヤング率を高める技術に関する開示もある。すなわち特許文献１１は、一定方向への圧延に加えてそれと直角方向の圧延を施すことで両方のヤング率を高めるものである。しかしながら、薄板の連続熱延プロセスにおいては、圧延方向を途中で変化することは生産性を著しく阻害するため、現実的ではない。

特許文献１２は、ヤング率の高い冷延鋼板に関する技術を開示しているが、これもＴＤ方向のヤング率は高いが、ＲＤ方向のヤング率が高いわけではない。
特開昭５９−８３７２１号公報 特開平５−２６３１９１号公報 特開平８−２８３８４２号公報 特開平８−３１１５４１号公報 特開平９−５３１１８号公報 特開平４−１３６１２０号公報 特開平４−１４１５１９号公報 特開平４−１４７９１６号公報 特開平４−２９３７１９号公報 特開平４−１４３２１６号公報 特開平４−１４７９１７号公報 特開平５−２５５８０４号公報

上述の通り、従来にも高ヤング率鋼板と称するものは存在したが、いずれも圧延方向と直角方向（幅方向）のヤング率が高い鋼板であった。ところが鋼板の幅は最大でも２ｍ程度であり、ヤング率最大の方向を部材の長手方向とする場合には、その長さを幅以上にすることはできなかった。したがって、長物部材に対しては圧延方向のヤング率が高い鋼板が切望されていた。また、製造法についても圧延反力の変動しやすいα＋γ域での熱延が前提となっており生産性に問題があった。
これに対して本発明ではγ単相域圧延を行うため、安定製造が可能である。

本発明者らは、上記の目標を達成するために鋭意研究を遂行し、以下に述べるような従来にない知見を得た。
すなわち、Ｍｎ，ＭｏおよびＢを所定量含有する鋼の表面近傍に所定の集合組織を発達せしめることによって、圧延方向のヤング率が高い鋼板を発明することに初めて成功したものである。

本発明は、このような思想と新知見に基づいて構築した、従来にない全く新しい鋼板及びその製造方法であり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．３０％、 Ｓｉ：２．５％以下、
Ｍｎ：２．７〜５．０％、 Ｐ ：０．１５％以下、
Ｓ ：０．０１５％以下、 Ｍｏ：０．１５〜１．５％、
Ｂ ：０．０００６〜０．０１％、 Ａｌ：０．１５％以下
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞方位と｛１１０｝＜１１１＞方位のいずれか一方又は両方の極密度が１０以上で、圧延方向のヤング率が２３０ＧＰａ超であることを特徴とする高ヤング率鋼板。
（２） 更に、板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度が６以上であることを特徴とする前記（１）記載の高ヤング率鋼板。
（３） 質量％で更に、
Ｔｉ：０．００１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．２０％
のうち、１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の高ヤング率鋼板。
（４） ２％引張後、１７０℃、２０分熱処理を加え再度引張試験を行ったときの上降伏点から２％引張時の流量応力を差し引いた値で評価されるＢＨ量（ＭＰａ）が５ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。

（５） 前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを９５０℃以上の温度に加熱し、８００℃以下で、圧延ロールと鋼板との摩擦係数が０．２超、かつ圧下率の合計が５０％以上となるように行い、Ａｒ3変態点以上７５０℃以下の温度で熱間圧延を終了することを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。
（６） 熱間圧延を実施する際に異周速率が１％以上の異周速圧延を少なくとも１パス以上施すことを特徴とする前記（５）記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
（７） 熱間圧延を実施する際にロール径が７００ｍｍ以下の圧延ロールを少なくとも１つ以上使用することを特徴とする前記（５）又は（６）記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
（８） 前記（５）〜（７）のいずれか１項に記載の方法により製造した熱延鋼板を酸洗後、連続焼鈍ラインまたは箱焼鈍にて最高到達温度５００℃以上９５０℃以下の温度範囲となるように焼鈍することを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。
（９） 前記（５）〜（７）のいずれか１項に記載の方法により製造した熱延鋼板を酸洗後、６０％未満の圧下率で冷間圧延を施した後に焼鈍することを特徴とする前記（８）記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
（１０） 焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする前記（８）又は（９）記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１１） 溶融亜鉛めっきを施した後、４５０〜６００℃までの温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする前記（１０）記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１２） 前記（５）〜（７）のいずれか１項に記載の方法により製造した熱延鋼板を、６０％未満の圧下率で冷間圧延を施し、最高到達温度５００℃以上９５０℃以下の温度範囲となるように焼鈍し、４５０℃以下まで冷却し、次いで１５０〜５５０℃の範囲で熱処理を行うことを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。

本発明により、特に圧延方向のヤング率に優れた鋼板を得ることができる。

本発明において鋼組成および製造条件を上述のように限定する理由について、以下に説明する。
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０．０００５％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これを下限とする。一方、Ｃ量が０．３０％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これを上限とする。

Ｓｉは固溶体強化元素として強度を増加させる働きがあることの他、マルテンサイトやベイナイトさらには残留γ等を含む組織を得るためにも有効であり、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２．５％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これを上限とする。
溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生ずるので、Ｓｉを１．２％以下とすることが好ましい。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、これが実質的な下限である。

Ｍｎは本発明において重要である。すなわち高いヤング率を得るためには必須の元素である。本発明に於いては低温γ域にて鋼板表層近傍に剪断集合組織を発達させることにより圧延方向のヤング率を発達させることができる。Ｍｎはγ相を安定化し、γ域を低温まで拡張するのでγ域低温圧延を容易にする。また、表層近傍の剪断集合組織形成にＭｎ自体が有利に作用している可能性もある。これらの観点から、Ｍｎは最低でも２．７％添加する。一方、５．０％を超えると強度が高くなりすぎて延性が低下したり、亜鉛めっきの密着性が阻害されたりするのでこれを上限とする。好ましくは２．９〜４．０％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。したがってその上限を０．１５％とする。

Ｓは、０．０１５％超では熱間割れの原因となったり、加工性を劣化させるので、これを上限とする。

ＭｏおよびＢは本発明において重要である。これらの元素の添加によって初めて圧延方向のヤング率を高めることが可能となる。この理由は必ずしも明らかではないが、ＭｎとＭｏ、Ｂとの複合添加の効果によって、鋼板と熱延ロールとの摩擦に起因する剪断変形による結晶回転が変化するものと考えられる。結果として熱延板の板厚表層から板厚１／４層近傍までの範囲において、非常に先鋭な集合組織が形成され、圧延方向のヤング率が高くなる。
ＭｏおよびＢ量の下限は、それぞれ０．１５％、０．０００６％とする。これより少ない量の添加では上述のヤング率向上効果が小さくなってしまうからである。一方、Ｍｏ，Ｂをそれぞれ１．５％超、０．０１％超添加してもヤング率の向上効果は飽和し、コストアップとなるので、これを上限とする。
なお、これらの元素の同時添加によるヤング率向上効果は、Ｃとの組み合わせによってさらに助長される。したがってＣ量は０．０１５％以上とすることが好ましい。

Ａｌは脱酸調製剤として使用しても良い。ただしＡｌは変態点を著しく高めるため低温γ域での圧延が困難となるので、上限を０．１５％とする。

板厚１／８層における｛１１０｝＜２２３＞方位及び／又は｛１１０｝＜１１１＞方位の極密度は１０以上とする。これによって圧延方向のヤング率を高めることが可能となり、逆に１０未満では圧延方向のヤング率を２３０ＧＰａ超とすることは困難である。好ましくは１４以上、さらに好ましくは２０以上である。
これらの方位の極密度（Ｘ線ランダム強度比）は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝，｛１００｝，｛２１１｝，｛３１０｝極点図のうち複数の極点図を基に級数展開法で計算した３次元集合組織（ＯＤＦ）から求めればよい。すなわち、各結晶方位の極密度を求めるには、３次元集合組織のφ２＝４５°断面における（１１０）［２−２３］、 （１１０）［１−１１］の強度で代表させる。

上記の極密度に関する限定は少なくとも板厚１／８層については満足し、実際には１／８層のみならず、板厚表層から１／４層までの広い範囲で成り立つことが好ましい。さらに板厚１／８層において｛１１０｝＜００１＞および｛１１０｝＜１１０＞はほとんどなく、これらの極密度は１．５未満、さらに好ましくは１．０未満である。従来の鋼板ではこの方位が表層にある程度存在するため圧延方向のヤング率を高めることができなかった。

板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞（上記ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（１１２）［１−１０］）の極密度は６以上であることが好ましい。この方位が発達すると圧延方向に対して直角の方向（以下、ＴＤ方向とする）に＜１１１＞方位が集積するためＴＤ方向のヤング率が高くなる。この極密度が６未満ではＴＤ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。好ましくは極密度が８以上、さらに好ましくは１０以上とする。
また、板厚１／２層における｛５５４｝＜２２５＞および｛３３２｝＜１１３＞（上記ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（５５４）［−２−２５］および（３３２）［−１−１３］）の極密度は、圧延方向のヤング率には若干の寄与が期待できるので、３以上であることが好ましい。

上述した板厚１／８層と１／２層における結晶方位の極密度に関する要件を同時に満たすことで、圧延方向とＴＤ方向の双方のヤング率を同時に２３０ＧＰａ超とすることが可能となる。ヤング率の測定はＪＩＳＺ２２８０に準拠した常温での横共振法にて行う。すなわち試料を固定せずに振動を加え、発振機の振動数を徐々に変化させて一次共振振動数を測定して下式よりヤング率を算出する。
Ｅ＝０．９４６×（ｌ／ｈ）³ ×ｍ／ｗ×ｆ²
ここで、Ｅ：動的ヤング率（Ｎ／ｍ² ）、ｌ：試験片の長さ（ｍ）、ｈ：試験片の厚さ （ｍ）、ｍ：質量（ｋｇ）、ｗ：試験片の幅（ｍ）、ｆ：横共振法の一次共振振動数 （ｓ^-1）、である。

Ｘ線回折用試料の作製は次のようにして行う。
鋼板を機械研磨や化学研磨などによって板厚方向に所定の位置まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、板厚１／８層または１／２層が測定面となるように調整する。なお、正確に板厚１／８層や１／２層を測定面とすることは困難であるので、これら目標とする層を中心として板厚に対して±３％の範囲が測定面となるように試料を作製すればよい。また、鋼板の板厚中心層に偏析帯が認められる場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で偏析帯のない場所について測定すればよい。さらにＸ線測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ法やＥＣＰ法により統計的に十分な数の測定を行う。
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、上述の方法でＸ線用試料を採取したとき、板面に垂直な結晶方位が＜ｈｋｌ＞で鋼管の長手方向が＜ｕｖｗ＞であることを意味する。

本発明の集合組織に関する特徴は、通常の逆極点図や正極点図だけでは表すことができないが、例えば鋼板の板面法線方向の結晶方位を表す逆極点図を板厚の１／８層付近に関して測定した場合、各方位の面強度比（Ｘ線ランダム強度比）は以下のようになることが好ましい。
＜１１０＞：５以上、＜１１２＞：２以上。
また、１／２層については＜１１２＞：４以上、＜３３２＞：１．５以上。

Ｔｉ，Ｎｂは重要である。すなわち、これらは上記のＭｎ，Ｍｏ，Ｂの効果を助長してヤング率をさらに高める効果を有する。また、加工性の向上や高強度化、さらには組織の微細化と均一化に有効であるので、必要に応じて添加する。しかしその添加量がそれぞれ０．００１％未満では効果を発現せず、一方、それぞれ０．２０％超添加してもその効果は飽和する傾向にあるので、これを上限とする。好ましくは０．０１５〜０．０９％である。

鋼板のＢＨ量は５MPa 以上であることが好ましい。すなわち、塗装焼付処理によって可動転位が固着されると実測のヤング率が向上するためである。ＢＨが５MPa 未満ではその効果が乏しく、２００MPa 超となっても格段の効果が無いので、それぞれ下限および上限とする。より好ましくは３０〜１００MPa である。
なお、ＢＨとは鋼板を２％引張ったときの流動応力をσ２（MPa ）、鋼板を２％引張った後さらに１７０℃、２０分の熱処理を施し再度引張ったときの上降伏点をσ１（MPa ）とすれば、ＢＨ＝σ１−σ２（MPa ）で表される。

固溶Ｎおよび固溶Ｃ量はそれぞれ０．０００５〜０．００４％とすることが好ましい。これら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Ｎおよび固溶Ｃ量は、全Ｃ，Ｎ量からＦｅ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂなどの化合物として存在するＣ，Ｎ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)によって求めても良い。
固溶ＣおよびＮが０．０００５％未満では十分な効果を得ることができない。また、０．００４％を超えてもＢＨ性は飽和する傾向にあるので、これを上限とする。

Ｃａは、脱酸元素として有用であるほか、硫化物の形態制御にも効果を奏するので、０．０００５〜０．０１％の範囲で添加しても良い。０．０００５％未満では効果が十分でなく、０．０１％超添加すると加工性が劣化するのでこの範囲とする。

これらを主成分とする鋼に、Ｓｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｒｅｍの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１％含有しても良い。しかしながらＺｒはＺｒＮを形成するため固溶Ｎが減少するので、０．０１％以下とすることが好ましい。

Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒは低温γ域圧延を行うためには有利な元素であるので、これらの１種又は２種以上を合計で０．００１〜４．０％の範囲で添加しても良い。０．００１％未満では顕著な効果が得られず、４．０％超添加すると加工性が劣化する。

Ｎはγ安定化元素であるので、低温γ域圧延を行うためには有利な元素である。したがって０．０２％まで添加しても良い。０．０２％を実質的な上限とするのは、これ以上の添加が製造上困難であるためである。

次に、製造条件の限定理由について述べる。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。

熱延鋼板を最終製品とする場合には、以下のように製造条件を限定する必要がある。
熱延加熱温度は９５０℃以上とする。これは、後述する熱延仕上温度をＡｒ3 変態点以上とするために必要な温度である。８００℃以下での各パス毎の圧下率の合計が５０％以上となるように熱延する。このときの圧延ロールと鋼板との摩擦係数を０．２超とする。これは表層の剪断集合組織を発達せしめ、圧延方向のヤング率を高めるのに必須の条件である。
圧下率の合計は７０％以上が好ましく、１００％以上であればより好ましい。圧下率の合計とは、ｎパスの圧延の場合、１パス目〜ｎパス目までの各圧下率をＲ１（％）〜Ｒｎ（％）とすると、Ｒ１＋Ｒ２＋・・・・＋Ｒｎと定義する。Ｒｎ＝｛（ｎ−１）パス後の板厚−ｎパス後の板厚｝／（ｎ−１）パス後の板厚×１００（％）である。

熱延の仕上温度は、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。また仕上温度は７５０℃以下とする。７５０℃超では、圧延方向に好ましい剪断集合組織を板厚表層から板厚１／４層付近まで発達させることが困難である。熱延後の巻取り温度は特に限定しないが、４００〜６００℃で巻き取るとヤング率が向上する場合があるので、この範囲で巻き取ることが好ましい。

熱間圧延を実施する際には、圧延ロールの異周速率が１％以上の異周速圧延を少なくとも１パス以上施すと表層近傍での集合組織形成が促進されるため、異周速圧延を実施しない場合の本発明以上にヤング率が向上する。この観点から望ましくは異周速率５％以上、更に望ましくは異周速率１０％以上の異周速圧延を施すことが望ましい。
異周速率および異周速圧延パス数の上限は特に規定しないが、上記の理由からいずれも大きい方が大きなヤング率向上効果が得られることは言うまでもない。しかし、５０％以上の異周速率は現状困難であり、仕上熱延パスは通常８パス程度までである。
ここで本発明における異周速率とは、上下圧延ロールの周速差を低周速側ロールの周速で除した値を百分率で表示したものである。また本発明の異周速圧延は、上下ロール周速のいずれが大きくてもヤング率向上効果に差はない。

また、仕上熱延に使用する圧延機にロール径が７００ｍｍ以下のワークロールを一つ以上使用すると、表層近傍での集合組織形成が促進されるため、使用しない場合の本発明以上にヤング率が向上することから、ロール径７００ｍｍ以下のワークロールを使用することが望ましい。この観点から、ワークロール径は６００ｍｍ以下であることが望ましく、５００ｍｍ以下とすることが更に望ましい。ワークロール径の下限は特に規定しないが、３００ｍｍ以下になると通板制御が困難になる。小径ロールを使用するパス数の上限は特に規定しないが、前述のように仕上熱延パスは通常８パス程度までである。

このようにして製造した熱延鋼板を酸洗後、最高到達温度を５００〜９５０℃の範囲とする熱処理を行うことが好ましい。これによって圧延方向にヤング率はより一層向上する。この理由は定かではないが、熱延後の変態によって導入された転位が、熱処理によって再配列することによるものと推測される。５００℃未満ではその効果が顕著ではなく、一方、９５０℃を超えるとα→γ変態が生じるため、結果として集合組織の集積が同じか弱くなり、ヤング率も劣化の傾向となるので、これらをそれぞれ下限および上限とする。好ましくは６５０℃以上８５０℃以下で行う。この熱処理の方法は特に限定するものでなく、通常の連続焼鈍ラインや箱焼鈍、連続溶融亜鉛めっきラインなどで行えばよい。

焼鈍後には溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。亜鉛めっきの組成は特に限定するものでなく、亜鉛のほか、Ｆｅ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｇ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｎｉなどを必要に応じて添加しても構わない。

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。熱延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％以下のスキンパスを施しても良い。

熱延鋼板に冷延および熱処理を施しても構わない。このとき、冷延率は６０％未満とする。冷延率を６０％以上とすると熱延鋼板に形成されたヤング率を高める集合組織が大きく変化し、圧延方向のヤング率が低下してしまうためである。

冷延後の熱処理の最高到達温度は５００〜９５０℃の範囲とする。５００℃未満ではヤング率の向上代が小さく、また加工性が劣位となる場合があるのでこれを下限とする。
一方で、熱処理温度を９５０℃超とするとα→γ変態が生じるため、結果として集合組織の集積が同じか弱くなり、ヤング率も劣化の傾向となるため、これらをそれぞれ下限および上限とする。好ましくは６００℃以上８５０℃以下で行う。

同熱処理後に一旦５５０℃以下まで冷却し、さらに１５０〜５５０℃の温度で熱処理を施すことも可能である。これは、固溶Ｃ量の制御やマルテンサイトの焼き戻し、ベイナイト変態の促進等の組織制御など、種々の目的に応じて適当な条件を選択して行えば良い。

冷延後に連続溶融亜鉛めっきラインにて熱処理および亜鉛めっきを行っても構わない。熱処理の最高到達温度は５００〜９５０℃の範囲とする。５００℃未満ではヤング率の向上代が小さく、また、加工性が劣位となる場合があるのでこれを下限とする。一方で、熱処理温度を９５０℃超とするとα→γ変態が生じるため、結果として集合組織の集積が同じか弱くなり、ヤング率も劣化の傾向となるため、これらをそれぞれ下限および上限とする。好ましくは６００℃以上８５０℃以下で行う。

熱処理後には溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。亜鉛めっきの組成は特に限定するものではなく、亜鉛のほか、Ｆｅ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｇ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｎｉなどを必要に応じて添加しても構わない。
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。

本発明によって得られる鋼板の組織は、フェライトまたはベイナイトを主相とするが、両相が混在していても構わないし、これらにマルテンサイト、オーステナイト、炭化物、窒化物を初めとする化合物が存在していても良い。すなわち要求特性に応じて組織を作り分ければ良い。

また、上記の熱延鋼板、冷延鋼板にはＡｌ系めっきや各種電気を施しても構わない。さらに熱延鋼板や冷延鋼板および各種めっき鋼板には有機皮膜、無機皮膜、各種塗料などの表面処理を目的に応じて行うことができる。
次に本発明を実施例にて説明する。

表１に示す組成を有する鋼を溶製し、表２に示す条件で熱間圧延を施した。このとき加熱温度は全て１２５０℃とした。全７段からなる仕上圧延スタンドにおいて最終の３段はロールと鋼板との摩擦係数を０．２１〜０．２４の範囲とし、最終３段の合計の圧下率を７０％とした。調質圧延圧下率はすべて０．３％とした。
ヤング率の測定は上述した横共振法により測定した。ＪＩＳ５号引張試験片を採取してＴＤ方向の引張特性を評価した。また、板厚１／８層における集合組織を測定した。
結果を表２に示す。これより明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延した場合には、圧延方向のヤング率を２３０GPa 超とすることができた。

実施例１の熱延鋼板のうちＥおよびＬについて、連続焼鈍（７００℃にて９０ｓ保持）、箱焼鈍（７００℃にて６ｈｒ保持）および連続溶融亜鉛めっき（最高到達温度を７５０℃とし、亜鉛めっき浴に浸漬後５００℃で２０ｓ秒間の合金化処理を実施）を施し、引張特性とヤング率を測定した。
結果を表３に示す。これから明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延し、さらに適切に熱処理することによって、ヤング率が向上する。

実施例１の熱延鋼板のうちＥおよびＬについて、圧下率３０％の冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっき（最高到達温度を種々変化させ、亜鉛めっき浴に浸漬後５００℃で２０ｓ秒間の合金化処理を実施）を施し、引張特性とヤング率を測定した。
結果を表４に示す。これから明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延冷延し、さらに適切に熱処理することによって、ＲＤ方向およびＴＤ方向のヤング率に優れた冷延鋼板を得ることが可能である。ただし、最高到達温度が著しく高い場合にはヤング率も僅かではあるが低下した。

実施例１の熱延鋼板のうちＥおよびＬについて以下の処理を行った。
連続溶融亜鉛めっきラインにて鋼板を６５０℃まで加熱し、約４７０℃まで冷却後、４６０℃の溶融亜鉛浴に浸漬した。亜鉛の目付け厚は平均で片面４０ｇ／ｍ² とした。溶融亜鉛めっきに引き続き、以下のようにして鋼板表面に（１）有機被覆や（２）塗装を施し、引張特性とヤング率を測定した。
結果を表５に示す。これから明らかなとおり、溶融亜鉛めっきを施した鋼板、さらには表面に有機皮膜や塗料を付与したものも良好なヤング率を有することが分かる。

（１）有機皮膜
樹脂固形分２７．６mass％、分散液粘度１４００mPａ・s(２５℃) 、ｐＨ８．８、カルボキシル基のアンモニウム塩（−ＣＯＯＮＨ₄ ）の含量が樹脂固形分全体の９．５mass％、カルボキシル基含量が樹脂固形分全体の２．５mass％、分散粒平均直径が約０．０３０μｍである水性樹脂に、４mass％の腐食抑制剤、１２％のコロイダルシリカを添加して防錆処理液を作製し、上記の鋼板にロールコータにより塗布し、鋼板の表面到達温度１２０℃となるように乾燥し、約１μｍ厚の皮膜を形成させた。

（２）塗装
脱脂した上記鋼板上にロールコーターにて化成処理として日本パーカライジング社製の「ＺＭ１３００ＡＮ」を塗布し、到達板温が６０℃となるような条件で熱風乾燥させた。化成処理の付着量は、Ｃｒ付着量で５０ｍｇ／ｍ² とした。更に、化成処理を施した鋼板の片面にプライマー塗料を、他方の面に裏面塗料を、ロールコーターにて塗装し、熱風を併用した誘導加熱炉にて乾燥硬化させた。このときの到達温度は２１０℃とした。
更にプライマー塗料を塗装した面上にトップ塗料をローラーカーテンコータにて塗装し、熱風を併用した誘導加熱炉にて、到達温度２３０℃にて乾燥硬化させた。なお、プライマー塗料は日本ファインコーティングス社製の「ＦＬ６４０ＥＵプライマー」を用いて乾燥膜厚にして５μｍ塗装した。裏面塗料は日本ファインコーティングス社製の「ＦＬ１００ＨＱ」を用いて、乾燥膜厚で５μｍ塗装した。トップ塗料は日本ファインコーティングス社製の「ＦＬ１００ＨＱ」を用いて、乾燥膜厚で１５μｍ塗装した。

表１に示した鋼ＥとＬを用いて異周速圧延を行った。周速率は全７段からなる仕上げ圧延スタンドにおいて最終の３段で変化させた。熱延条件及び引張特性とヤング率の測定結果を表６に示す。なお、表６で表示されていない熱延条件は全て実施例１と同様である。 これから明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際に１％以上の異周速圧延を１パス以上加えると、表層近傍での集合組織形成が促進され、更にヤング率が向上する。

表１に示した鋼ＥとＬを用いて小径ロール圧延を行った。ロール径は全７段からなる仕上げ圧延スタンドにおいて最終の三段で変化させた。熱延条件および引張特性とヤング率の測定結果を表７に示す。なお、表７で表示されていない熱延条件は全て実施例１と同じである。
これから明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際にロール径が７００ｍｍ以下のロールを１パス以上使用すると、表層近傍での集合組織形成が促進され、更にヤング率が向上する。

Claims (12)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０００５〜０．３０％、 Ｓｉ：２．５％以下、
   Ｍｎ：２．７〜５．０％、 Ｐ ：０．１５％以下、
   Ｓ ：０．０１５％以下、 Ｍｏ：０．１５〜１．５％、
   Ｂ ：０．０００６〜０．０１％、 Ａｌ：０．１５％以下
   を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞方位と｛１１０｝＜１１１＞方位のいずれか一方又は両方の極密度が１０以上で、圧延方向のヤング率が２３０ＧＰａ超であることを特徴とする高ヤング率鋼板。
2. 更に、板厚１／２層における｛１１２｝＜１１０＞方位の極密度が６以上であることを特徴とする請求項１記載の高ヤング率鋼板。
3. 質量％で更に、
   Ｔｉ：０．００１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．２０％
   のうち、１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高ヤング率鋼板。
4. ２％引張後、１７０℃、２０分熱処理を加え再度引張試験を行ったときの上降伏点から２％引張時の流量応力を差し引いた値で評価されるＢＨ量（ＭＰａ）が５ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを９５０℃以上の温度に加熱し、８００℃以下で、圧延ロールと鋼板との摩擦係数が０．２超、かつ圧下率の合計が５０％以上となるように行い、Ａｒ3変態点以上７５０℃以下の温度で熱間圧延を終了することを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。
6. 熱間圧延を実施する際に異周速率が１％以上の異周速圧延を少なくとも１パス以上施すことを特徴とする請求項５記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
7. 熱間圧延を実施する際にロール径が７００ｍｍ以下の圧延ロールを少なくとも１つ以上使用することを特徴とする請求項５又は６記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
8. 請求項５〜７のいずれか１項に記載の方法により製造した熱延鋼板を酸洗後、連続焼鈍ラインまたは箱焼鈍にて最高到達温度５００℃以上９５０℃以下の温度範囲となるように焼鈍することを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。
9. 請求項５〜７のいずれか１項に記載の方法により製造した熱延鋼板を酸洗後、６０％未満の圧下率で冷間圧延を施した後に焼鈍することを特徴とする請求項８記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
10. 焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項８又は９記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
11. 溶融亜鉛めっきを施した後、４５０〜６００℃までの温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする請求項１０記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
12. 請求項５〜７のいずれか１項に記載の方法により製造した熱延鋼板を、６０％未満の圧下率で冷間圧延を施し、最高到達温度５００℃以上９５０℃以下の温度範囲となるように焼鈍し、４５０℃以下まで冷却し、次いで１５０〜５５０℃の範囲で熱処理を行うことを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。