JP5217395B2 - 伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車用鋼板等の使途に有用な、引張強さ(TS)が440MPa以上で伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年、地球環境保全の観点から、CO2ガス排出量の抑制と燃費の改善を目的とした自動車の軽量化が進められている。加えて、衝突時における乗員の安全を確保するため、自動車の車体の衝突特性を中心とした安全性向上も要求されている。自動車の車体の軽量化と高強度化を同時に満たすには、部品素材を高強度化することによって、剛性が問題とならない範囲で板厚を薄肉化することが効果的である。従って、近年、高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
軽量化効果は、鋼板が高強度であるほど大きく、例えば内板および外板に使用されるパネル用材料を例にとると、引張強さ(TS)が440MPa以上の高強度鋼板を使用することが多くなってきている。また、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、自動車用鋼板は優れたプレス成形性を有していることが要求される。しかしながら、高強度鋼板は、通常の軟鋼板に比べてプレス成形性が大きく劣化する。
軽量化効果は、鋼板が高強度であるほど大きく、例えば内板および外板に使用されるパネル用材料を例にとると、引張強さ(TS)が440MPa以上の高強度鋼板を使用することが多くなってきている。また、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、自動車用鋼板は優れたプレス成形性を有していることが要求される。しかしながら、高強度鋼板は、通常の軟鋼板に比べてプレス成形性が大きく劣化する。
高強度冷延鋼板のプレス成形性を改善するものとして、特許文献１〜４に提案されている技術がある。これらのうち、特許文献１〜３は、曲げ加工性の向上とスプリングバックの低減に重点を置いているため、圧延方向と圧延直角方向のｒ値のうち少なくとも１つが0.7以下であることが不可欠とされている。特に特許文献１では、曲げ加工性の向上とスプリングバックの低減を残留オーステナイト相によって両立させているため、ランクフォード値（以下、ｒ値という）の低下を招いている。従って、鋼板を種々の方向に変形させる加工において要求される深絞り性、張出し性および伸びフランジ性の改善に対しては特許文献１〜３の技術は有効ではない。
特許文献４には、深絞り性の改善策として、ＣおよびNbの含有量を規制することにより、平均ｒ値が1.2以上である複合組織鋼板が提案されている。この特許文献４では、NbとＣの原子比を最適化することによりｒ値を向上させている。しかしながら、Nbの含有を必須とし、さらにMo、Cr、Cu、NiおよびTi等のを含有を必要とするため、コストアップが避けられなかった。そのため、このような特別な元素を含有させない鋼板の開発が望まれていた。
特開2004-250743号公報
特開2005-256020号公報
特開2005-272988号公報
特開2005-120467号公報
特許文献４には、深絞り性の改善策として、ＣおよびNbの含有量を規制することにより、平均ｒ値が1.2以上である複合組織鋼板が提案されている。この特許文献４では、NbとＣの原子比を最適化することによりｒ値を向上させている。しかしながら、Nbの含有を必須とし、さらにMo、Cr、Cu、NiおよびTi等のを含有を必要とするため、コストアップが避けられなかった。そのため、このような特別な元素を含有させない鋼板の開発が望まれていた。
一般に自動車のパネル用鋼板では、深絞り性や張出し性が要求されるため、伸びやｒ値を向上させて成形性を良好にすることに主眼が置かれてきた。特に近年、車体軽量化の要求が高まるにつれて、パネル用鋼板の薄肉化とそれに伴う高強度化が必要となってきた。しかしながら、高強度化した鋼板においては、伸びやｒ値は低下する傾向にあり、成形性が劣化するという問題があった。
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、特に伸びに着目し、その面内異方性を低減することによってプレス成形性を改善し、さらにNb、Mo、Cr、Cu、NiおよびTiなどの特別な元素を含有させることなしに引張強さ(TS)：440MPa以上を達成した伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板を、その製造方法とともに提供することを目的とする。
発明者らは、上記の課題を解決すべく、冷延鋼板の成分組成、構成相の比率および集合組織と伸びの面内異方性との関係について鋭意検討を重ねた。
その結果、発明者らは、マルテンサイト相の比率のみならず、鋼板の１/４板厚位置における板面のαファイバー方位群のうち、特定の方位群の割合が、伸びの面内異方性に対し強い相関があることを見出したのである。
ここに、αファイバーとは、bcc構造を有する多結晶体を圧延すると発達する<110>方向が圧延面に平行な繊維集合組織のことで、その方位群は{001}<110>〜{111}<110>であり、オイラー角の３変数を直角座標軸にとった３次元方位空間で表すとφ１＝０°、φ２＝45°、Φ＝0〜55°となる。
その結果、発明者らは、マルテンサイト相の比率のみならず、鋼板の１/４板厚位置における板面のαファイバー方位群のうち、特定の方位群の割合が、伸びの面内異方性に対し強い相関があることを見出したのである。
ここに、αファイバーとは、bcc構造を有する多結晶体を圧延すると発達する<110>方向が圧延面に平行な繊維集合組織のことで、その方位群は{001}<110>〜{111}<110>であり、オイラー角の３変数を直角座標軸にとった３次元方位空間で表すとφ１＝０°、φ２＝45°、Φ＝0〜55°となる。
以下、本発明の解明経緯について説明する。
本発明内の種々の成分組成になる鋼スラブを、熱間圧延して熱延鋼板とし、酸洗後、冷間圧延して冷延鋼板とした後、焼鈍を施して冷延焼鈍鋼板とし、さらに調質圧延を施した。かくして得られた各冷延焼鈍鋼板の１/４板厚位置における板面のＸ線回折結果から求められる結晶方位分布関数（以下、ODF：Orientation Distribution Functionという）を作成し、このODFから、特に伸びなどの加工性に影響すると考えられるαファイバーと呼ばれる集合組織に注目し、このαファイバーと成形性との関係について調査した。
本発明内の種々の成分組成になる鋼スラブを、熱間圧延して熱延鋼板とし、酸洗後、冷間圧延して冷延鋼板とした後、焼鈍を施して冷延焼鈍鋼板とし、さらに調質圧延を施した。かくして得られた各冷延焼鈍鋼板の１/４板厚位置における板面のＸ線回折結果から求められる結晶方位分布関数（以下、ODF：Orientation Distribution Functionという）を作成し、このODFから、特に伸びなどの加工性に影響すると考えられるαファイバーと呼ばれる集合組織に注目し、このαファイバーと成形性との関係について調査した。
その結果、αファイバーの方位群であるΦ＝0〜55°のうち、特にΦ＝25〜35°の範囲における平均結晶方位密度Ｉが｜ΔEl｜との相関が強いことが判明した。本発明では、｜ΔEl｜の値が2.0以下である場合、伸びの面内異方性は小さいとされプレス成形性が良好であると判断した。なお、｜ΔEl｜は次式（１）で求められる。
｜ΔEl｜＝｜El0−２El45＋El90｜/２ ・・・・（１）
ただし、El0、El45およびEl90は、冷延焼鈍鋼板から圧延方向に対して０°(Ｌ方向)、45°(Ｄ方向)、90°方向（Ｃ方向）方向にJIS５号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/分で引張試験を行って測定した破断伸びの値である。
｜ΔEl｜＝｜El0−２El45＋El90｜/２ ・・・・（１）
ただし、El0、El45およびEl90は、冷延焼鈍鋼板から圧延方向に対して０°(Ｌ方向)、45°(Ｄ方向)、90°方向（Ｃ方向）方向にJIS５号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/分で引張試験を行って測定した破断伸びの値である。
このようにして得られた平均結晶方位密度Ｉと｜ΔEl｜の関係を図１に示す。本図より、平均結晶方位密度Ｉが2.0以上4.0以下の範囲である場合に、｜ΔEl｜の値が2.0％以下という良好な結果が得られた。つまり、αファイバーの方位群であるΦ＝0〜55°のうちΦ＝25〜35°の方位群が適度に発達している集合組織をもつ冷延鋼板が、伸びの面内異方性が小さいことが判明した。
また、このような集合組織をもつ冷延鋼板は、ある特定の熱間圧延条件と冷間圧延後の焼鈍条件を組み合わせれば、鋼板にNb、Mo、Cr、Cu、NiおよびTiなどの特別な元素を含有させなくとも得られることを併せて見出した。
また、このような集合組織をもつ冷延鋼板は、ある特定の熱間圧延条件と冷間圧延後の焼鈍条件を組み合わせれば、鋼板にNb、Mo、Cr、Cu、NiおよびTiなどの特別な元素を含有させなくとも得られることを併せて見出した。
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものであり、その要旨は
以下の通りである。１．質量％で、
Ｃ：0.030〜0.20％、
Si：0.25％以上1.5％以下、
Mn：1.0〜2.5％、
Ｐ：0.005〜0.1％、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.005〜1.5％および
Ｎ：0.01％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板組織全体に対する面積率で、母相としてフェライト相を85％以上99％以下、マルテンサイト相を含む第２相を１％以上15％以下とし、該マルテンサイト相は鋼板組織全体に対して１％以上13％以下の面積率で、かつ該マルテンサイト相以外の第２相は５％以下の面積率で含有させ、鋼板の１/４板厚位置における板面の集合組織において、ODF（結晶方位分布関数）で表されるαファイバー（φ１＝０°、φ２＝45°、Φ＝０〜55°）のうちΦ＝25〜35°の範囲での平均結晶方位密度Ｉが2.0以上4.0以下であることを特徴とする伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板。
以下の通りである。１．質量％で、
Ｃ：0.030〜0.20％、
Si：0.25％以上1.5％以下、
Mn：1.0〜2.5％、
Ｐ：0.005〜0.1％、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.005〜1.5％および
Ｎ：0.01％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板組織全体に対する面積率で、母相としてフェライト相を85％以上99％以下、マルテンサイト相を含む第２相を１％以上15％以下とし、該マルテンサイト相は鋼板組織全体に対して１％以上13％以下の面積率で、かつ該マルテンサイト相以外の第２相は５％以下の面積率で含有させ、鋼板の１/４板厚位置における板面の集合組織において、ODF（結晶方位分布関数）で表されるαファイバー（φ１＝０°、φ２＝45°、Φ＝０〜55°）のうちΦ＝25〜35°の範囲での平均結晶方位密度Ｉが2.0以上4.0以下であることを特徴とする伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板。
２．前記鋼板において、下記（１）式で示される｜ΔEl｜が2.0以下であることを特徴とする前記１に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
記
｜ΔEl｜＝｜El0−２El45＋El90｜/２ ・・・（１）
ただし、EL0、El45およびEl90は、鋼板の圧延方向に対して０°、45°および90°の方向で測定した破断伸びの値とする。
記
｜ΔEl｜＝｜El0−２El45＋El90｜/２ ・・・（１）
ただし、EL0、El45およびEl90は、鋼板の圧延方向に対して０°、45°および90°の方向で測定した破断伸びの値とする。
３．前記鋼板において、ｒ0、ｒ45およびｒ90のいずれもが0.75以上であることを特徴とする前記１または２に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板。
ただし、ｒ0、ｒ45およびｒ90はそれぞれ、鋼板の圧延方向に対して０°、45°および90°の方向で測定したランクフォード値とする。
ただし、ｒ0、ｒ45およびｒ90はそれぞれ、鋼板の圧延方向に対して０°、45°および90°の方向で測定したランクフォード値とする。
４．前記１乃至３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、
質量％で、
Ｃ：0.030〜0.20％、
Si：0.25％以上1.5％以下、
Mn：1.0〜2.5％、
Ｐ：0.005〜0.1％、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.005〜1.5％および
Ｎ：0.01％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するスラブを、1000℃以上に加熱し、熱間圧延にて仕上圧延出側温度を850℃以上とする仕上圧延を施した後、巻取温度を600〜750℃として巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程と、該熱延鋼板に圧下率：40〜90％の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、該冷延鋼板に650〜750℃の温度域における平均昇温速度を20℃/s以下として焼鈍温度である800〜950℃に昇温して焼鈍を行い、次いで該焼鈍温度から少なくとも500℃までの温度域における平均冷却速度を３℃/s以上として冷却する冷延鋼板焼鈍工程からなることを特徴とする伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板の製造方法。
質量％で、
Ｃ：0.030〜0.20％、
Si：0.25％以上1.5％以下、
Mn：1.0〜2.5％、
Ｐ：0.005〜0.1％、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.005〜1.5％および
Ｎ：0.01％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するスラブを、1000℃以上に加熱し、熱間圧延にて仕上圧延出側温度を850℃以上とする仕上圧延を施した後、巻取温度を600〜750℃として巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程と、該熱延鋼板に圧下率：40〜90％の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、該冷延鋼板に650〜750℃の温度域における平均昇温速度を20℃/s以下として焼鈍温度である800〜950℃に昇温して焼鈍を行い、次いで該焼鈍温度から少なくとも500℃までの温度域における平均冷却速度を３℃/s以上として冷却する冷延鋼板焼鈍工程からなることを特徴とする伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、自動車のパネル用鋼板として好適な、伸びの面内異方性が小さい優れたプレス成形性を有する引張強さ(TS)：440MPa以上の高強度冷延鋼板を得ることができる。また、本発明の鋼板は、伸びの面内異方性が小さいことからプレス成形前のブランク板の採取方向を限定しないことによる材料の歩留向上も期待でき、さらにNb、Mo、Cr、Cu、Ni、Tiなどの特別な元素も必要ないことから、コストアップを招くことなしに自動車の内板や外板などのパネル部品を薄肉化することができる。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、成分組成の限定理由について説明する。なお、各元素の含有量の単位は、質量％とする。
Ｃ：0.030〜0.20％
Ｃは、鋼板の高強度化に有効な元素である。引張強さ(TS)：440MPa以上の高強度を得るためには、母相をフェライト相とし、第２相をマルテンサイト相を含む相とする複合組織の形成が必要であるが、Ｃはこのような複合組織の形成を促進する。Ｃの含有量が0.030%未満ではマルテンサイト相の形成が困難であり、主にセメンタイト相が形成され、一方、0.20％を超えるＣの含有は、第２相の形成が進みすぎる結果、フェライト相の面積率が小さくなり、必要以上の強度上昇をもたらし加工性の低下を招く。また、高い強度を得るためには、複合組織を形成するとともにSi、Mn、Ｐ等で固溶強化を図ることも可能であるが、複合組織鋼板である本発明の特徴を活かす観点からは、主としてＣの含有量で調整することが最も好ましい。従って、Ｃの含有量は0.030〜0.20％の範囲とする。好ましくは、0.030〜0.12％の範囲である。
まず、成分組成の限定理由について説明する。なお、各元素の含有量の単位は、質量％とする。
Ｃ：0.030〜0.20％
Ｃは、鋼板の高強度化に有効な元素である。引張強さ(TS)：440MPa以上の高強度を得るためには、母相をフェライト相とし、第２相をマルテンサイト相を含む相とする複合組織の形成が必要であるが、Ｃはこのような複合組織の形成を促進する。Ｃの含有量が0.030%未満ではマルテンサイト相の形成が困難であり、主にセメンタイト相が形成され、一方、0.20％を超えるＣの含有は、第２相の形成が進みすぎる結果、フェライト相の面積率が小さくなり、必要以上の強度上昇をもたらし加工性の低下を招く。また、高い強度を得るためには、複合組織を形成するとともにSi、Mn、Ｐ等で固溶強化を図ることも可能であるが、複合組織鋼板である本発明の特徴を活かす観点からは、主としてＣの含有量で調整することが最も好ましい。従って、Ｃの含有量は0.030〜0.20％の範囲とする。好ましくは、0.030〜0.12％の範囲である。
Si：0.25％以上1.5％以下
Siはフェライト変態を促進して未変態オーステナイト中のＣ含有量を上昇させ、母相をフェライト相とし、第２相をマルテンサイト相を含む相とする複合組織を形成させやすくするほか、固溶強化の効果もある。このような効果を得るためには、Siの含有量は0.25％以上とする。一方、1.5％を超えるSiの含有は、熱間圧延時に赤スケールと称される表面欠陥が発生するほか、溶融亜鉛めっき（合金化溶融亜鉛めっきを含む）を施す場合には、めっきの濡れ性を悪くして、めっきむらの発生を招くことから、めっき品質が劣化し表面外観も悪くなるため、1.5％以下とする。好ましくは、1.20％以下である。
Siはフェライト変態を促進して未変態オーステナイト中のＣ含有量を上昇させ、母相をフェライト相とし、第２相をマルテンサイト相を含む相とする複合組織を形成させやすくするほか、固溶強化の効果もある。このような効果を得るためには、Siの含有量は0.25％以上とする。一方、1.5％を超えるSiの含有は、熱間圧延時に赤スケールと称される表面欠陥が発生するほか、溶融亜鉛めっき（合金化溶融亜鉛めっきを含む）を施す場合には、めっきの濡れ性を悪くして、めっきむらの発生を招くことから、めっき品質が劣化し表面外観も悪くなるため、1.5％以下とする。好ましくは、1.20％以下である。
Mn：1.0〜2.5％
Mnは、高強度化に有効であるとともに、マルテンサイト相が得られる臨界冷却速度を低くする作用があり、焼鈍後の冷却時にマルテンサイト相の形成を促すため、要求される強度レベルや焼鈍後の鋼板の冷却速度に応じて適量を含有させる必要がある。また、MnはＳによる熱間割れを防止するのに有効な元素でもある。このような観点から、Mnの含有量の下限は1.0％とした。一方、2.5％を超える過度のMnを含有させることは、溶接性の劣化を招くため、Mnの含有量の上限は2.5％とする。好ましいMnの含有量は、1.4〜2.5％の範囲である。
Mnは、高強度化に有効であるとともに、マルテンサイト相が得られる臨界冷却速度を低くする作用があり、焼鈍後の冷却時にマルテンサイト相の形成を促すため、要求される強度レベルや焼鈍後の鋼板の冷却速度に応じて適量を含有させる必要がある。また、MnはＳによる熱間割れを防止するのに有効な元素でもある。このような観点から、Mnの含有量の下限は1.0％とした。一方、2.5％を超える過度のMnを含有させることは、溶接性の劣化を招くため、Mnの含有量の上限は2.5％とする。好ましいMnの含有量は、1.4〜2.5％の範囲である。
Ｐ：0.005〜0.1％
Ｐは、固溶強化に効果がある元素である。しかしながら、Ｐ含有量が0.005％未満では、その効果が現れないため、Ｐは0.005％以上含有させるものとする。一方、0.1％を超える過剰なＰの含有は、Ｐが粒界に偏析し、耐二次加工脆性および溶接性を劣化させる。また、溶融亜鉛めっき鋼板とする際には、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、めっき層と鋼板の界面における鋼板からめっき層へのFeの拡散を抑制し、合金化処理性を低下させる。そのため、高温での合金化処理が必要となり、得られるめっき層は、パウダリングやチッピング等のめっき剥離が生じやすいものとなる。従って、Ｐ含有量の上限は0.1％とする。好ましいＰの含有量は、0.005〜0.040％の範囲である。
Ｐは、固溶強化に効果がある元素である。しかしながら、Ｐ含有量が0.005％未満では、その効果が現れないため、Ｐは0.005％以上含有させるものとする。一方、0.1％を超える過剰なＰの含有は、Ｐが粒界に偏析し、耐二次加工脆性および溶接性を劣化させる。また、溶融亜鉛めっき鋼板とする際には、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、めっき層と鋼板の界面における鋼板からめっき層へのFeの拡散を抑制し、合金化処理性を低下させる。そのため、高温での合金化処理が必要となり、得られるめっき層は、パウダリングやチッピング等のめっき剥離が生じやすいものとなる。従って、Ｐ含有量の上限は0.1％とする。好ましいＰの含有量は、0.005〜0.040％の範囲である。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、不可避に混入する不純物であり、熱間割れの原因になるほか、鋼中で介在物として存在し鋼板の諸特性を劣化させるため、できるだけ低減させる必要があるが、0.01％までは許容できる。よって本発明ではＳ含有量は0.01％以下とする。好ましくは、0.005％以下である。
Ｓは、不可避に混入する不純物であり、熱間割れの原因になるほか、鋼中で介在物として存在し鋼板の諸特性を劣化させるため、できるだけ低減させる必要があるが、0.01％までは許容できる。よって本発明ではＳ含有量は0.01％以下とする。好ましくは、0.005％以下である。
Al：0.005〜1.5％
Alは、鋼の固溶強化元素および脱酸元素として有用であるほか、不純物として存在する固溶Ｎを固定して耐常温時効性を向上させる作用がある。さらに、Alはフェライト生成元素として、α−γ２相域の温度調整成分としても有用である。かかる作用を発揮させるためには、Al含有量は0.005％以上とする必要がある。一方、1.5％を超えるAlの含有は脆化の原因となるため、Al含有量の上限は1.5％とする。好ましいAlの含有量は、0.01〜1.0％の範囲である。
Alは、鋼の固溶強化元素および脱酸元素として有用であるほか、不純物として存在する固溶Ｎを固定して耐常温時効性を向上させる作用がある。さらに、Alはフェライト生成元素として、α−γ２相域の温度調整成分としても有用である。かかる作用を発揮させるためには、Al含有量は0.005％以上とする必要がある。一方、1.5％を超えるAlの含有は脆化の原因となるため、Al含有量の上限は1.5％とする。好ましいAlの含有量は、0.01〜1.0％の範囲である。
Ｎ：0.01％以下
Ｎの含有量が多くなると耐常温時効性が劣化し、また、固溶Ｎを固定するために多量のTiやAlの添加が必要となるため、できるだけ低減する必要あるが、0.01％までは許容できる。よって本発明ではＮ含有量は0.01％以下とする。好ましくは、0.007％以下である。
Ｎの含有量が多くなると耐常温時効性が劣化し、また、固溶Ｎを固定するために多量のTiやAlの添加が必要となるため、できるだけ低減する必要あるが、0.01％までは許容できる。よって本発明ではＮ含有量は0.01％以下とする。好ましくは、0.007％以下である。
本発明の鋼板において上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものでない。
次に、本発明の鋼板において構成相の比率を前記の範囲に限定した理由について説明する。
本発明の鋼板は、母相をフェライト相とし、第２相をマルテンサイト相を含む相とする複合組織を有するものとした。母相をフェライト相としたのは、十分な加工性を得るためであり、これを有効に作用させるためには、フェライト相の組織全体に対する面積率は、85％以上99％以下の範囲であることが必要である。好ましいフェライト相の面積率は、90％以上97％以下の範囲である。なお、フェライト相には、ポリゴナルフェライト相のほか、オーステナイト相から変態した転位密度の高いベイニティックフェライト相も含むものとする。
本発明の鋼板は、母相をフェライト相とし、第２相をマルテンサイト相を含む相とする複合組織を有するものとした。母相をフェライト相としたのは、十分な加工性を得るためであり、これを有効に作用させるためには、フェライト相の組織全体に対する面積率は、85％以上99％以下の範囲であることが必要である。好ましいフェライト相の面積率は、90％以上97％以下の範囲である。なお、フェライト相には、ポリゴナルフェライト相のほか、オーステナイト相から変態した転位密度の高いベイニティックフェライト相も含むものとする。
第２相は、その相自体の硬度および加工時のフェライトの加工硬化を促進する働きがある。この第２相の面積率が１％未満では、引張強さ(TS)：440MPa以上を確保できず、一方、15％を超える場合には必要以上に引張強さ(TS)が高くなると共に、深絞り性および張出し性も低下する。従って、第２相の面積率は１％以上15％以下とする必要があり、好ましい第２相の面積率は、１％以上12％以下の範囲である。
第２相にマルテンサイト相を含むこととしたのは、フェライト相以外の相の中で最も強度が高いこと、およびフェライトの加工硬化を促進する効果が最も優れるためである。このマルテンサイト相の面積率が鋼板組織全体に対して１％未満の場合、強度確保が困難であり、一方、13％を超えると強度上昇が著しく、それに伴い延性が大幅に低下するため、マルテンサイト相の面積率は鋼板組織全体に対して１％以上13％以下の範囲とした。好ましくは１％以上10％以下の範囲である。
なお、第２相は、マルテンサイト相からなるものとすることが好ましいが、その他の相が含まれていても良い。すなわち、第２相には、マルテンサイト相の他に、ベイナイト相やセメンタイト相等が含まれる場合があるが、ベイナイト相やセメンタイト相等の合計量が鋼板組織全体に対して５％以下であれば特に問題は生じない。なお、第２相中のマルテンサイト以外の相の合計量は、マルテンサイト相の面積率の１/２以下とすることが、上記したマルテンサイトの特性を生かす上で好ましい。
第２相にマルテンサイト相を含むこととしたのは、フェライト相以外の相の中で最も強度が高いこと、およびフェライトの加工硬化を促進する効果が最も優れるためである。このマルテンサイト相の面積率が鋼板組織全体に対して１％未満の場合、強度確保が困難であり、一方、13％を超えると強度上昇が著しく、それに伴い延性が大幅に低下するため、マルテンサイト相の面積率は鋼板組織全体に対して１％以上13％以下の範囲とした。好ましくは１％以上10％以下の範囲である。
なお、第２相は、マルテンサイト相からなるものとすることが好ましいが、その他の相が含まれていても良い。すなわち、第２相には、マルテンサイト相の他に、ベイナイト相やセメンタイト相等が含まれる場合があるが、ベイナイト相やセメンタイト相等の合計量が鋼板組織全体に対して５％以下であれば特に問題は生じない。なお、第２相中のマルテンサイト以外の相の合計量は、マルテンサイト相の面積率の１/２以下とすることが、上記したマルテンサイトの特性を生かす上で好ましい。
次に、本発明において集合組織を前記のように規定した理由を説明する。
集合組織は、ODFから求められる優先方位とその結晶方位密度の数値で評価した。従来、集合組織の解析にはＸ線回折（XRD）による極点図が用いられてきた。極点図は、多数の結晶粒に関する統計的な結晶方位分布を表していることから、優先方位の決定に適した方法である。しかしながら、多結晶材料の集合組織は単一の優先方位のみならず、多数の優先方位を示すことが多い。例えば、ある結晶軸の周りに回転した方位群である繊維集合組織では、極点図から個々の方位の存在割合を正確に評価することは困難である。そのため、極点図の情報に基づいてODFを作成し、このODFから求められる優先方位とその結晶方位密度の数値によって個々の方位の存在割合を評価した。
集合組織は、ODFから求められる優先方位とその結晶方位密度の数値で評価した。従来、集合組織の解析にはＸ線回折（XRD）による極点図が用いられてきた。極点図は、多数の結晶粒に関する統計的な結晶方位分布を表していることから、優先方位の決定に適した方法である。しかしながら、多結晶材料の集合組織は単一の優先方位のみならず、多数の優先方位を示すことが多い。例えば、ある結晶軸の周りに回転した方位群である繊維集合組織では、極点図から個々の方位の存在割合を正確に評価することは困難である。そのため、極点図の情報に基づいてODFを作成し、このODFから求められる優先方位とその結晶方位密度の数値によって個々の方位の存在割合を評価した。
本発明の鋼板における集合組織の評価に際しては、鋼板の１/４板厚位置における板面で白色Ｘ線を用いたエネルギー分散型Ｘ線回折を行うことによって得られた(110)、(211)および(200)極点図より級数展開法にてODFを作成した。
その結果、前述したとおり、αファイバーと呼ばれる繊維集合組織の方位群のうちΦ＝25〜35°における平均結晶方位密度Ｉを2.0以上4.0以下とした場合に、｜ΔEL｜が2.0％以下となり伸びの面内異方性は小さくなることが究明された。なお、Φ25〜35°における平均結晶方位密度Ｉとは、Φ＝25、30および35で表されるそれぞれの方位群、すなわち(113)[1-10]〜(112)[1-10]方位群における結晶方位密度の平均値である。
その結果、前述したとおり、αファイバーと呼ばれる繊維集合組織の方位群のうちΦ＝25〜35°における平均結晶方位密度Ｉを2.0以上4.0以下とした場合に、｜ΔEL｜が2.0％以下となり伸びの面内異方性は小さくなることが究明された。なお、Φ25〜35°における平均結晶方位密度Ｉとは、Φ＝25、30および35で表されるそれぞれの方位群、すなわち(113)[1-10]〜(112)[1-10]方位群における結晶方位密度の平均値である。
以上、本発明の鋼板の基本構成について説明したが、本発明では、さらにｒ0、ｒ45およびｒ90について次のような限定を加えることができる。ただし、ｒ0、ｒ45およびｒ90は、鋼板の圧延方向に対してそれぞれ、０°、45°および90°の方向で測定したｒ値とする。
ｒ0、ｒ45およびｒ90のいずれもが0.75以上
深絞り加工および張出し加工は、種々の方向に塑性変形されるため、特定の方向のｒ値が低いと深絞り性および張出し性が劣化する。従って、ｒ0、ｒ45およびｒ90をいずれも0.75以上とすることにより、深絞り性および張出し性に対してさらに有利とすることができる。
深絞り加工および張出し加工は、種々の方向に塑性変形されるため、特定の方向のｒ値が低いと深絞り性および張出し性が劣化する。従って、ｒ0、ｒ45およびｒ90をいずれも0.75以上とすることにより、深絞り性および張出し性に対してさらに有利とすることができる。
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
所望の集合組織を得るためには、熱間圧延工程で十分な組織制御を行った上で冷間圧延し焼鈍することが必要である。以下、工程毎に具体的に説明する。
所望の集合組織を得るためには、熱間圧延工程で十分な組織制御を行った上で冷間圧延し焼鈍することが必要である。以下、工程毎に具体的に説明する。
まず、使用するスラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造で製造することが望ましいが、造塊法や薄スラブ法で製造してもよい。なお、スラブを製造したあと、一旦室温まで冷却し、その後、再度加熱する従来法に加え、冷却せず温片のまま加熱炉に装入し、熱間圧延する場合や、温片をそのまま熱間圧延する場合、直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
熱間圧延工程
上記のスラブを、1000℃以上に加熱し、熱間圧延にて仕上圧延側温度を850℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：600〜750℃で巻き取って熱延鋼板とする。
スラブの加熱温度が1000℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するので、スラブの加熱温度は1000℃以上にする必要がある。好ましくは1100℃以上である。一方、スラブ加熱温度が1300℃以上では、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などを招くことから、スラブの加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。
上記のスラブを、1000℃以上に加熱し、熱間圧延にて仕上圧延側温度を850℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：600〜750℃で巻き取って熱延鋼板とする。
スラブの加熱温度が1000℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するので、スラブの加熱温度は1000℃以上にする必要がある。好ましくは1100℃以上である。一方、スラブ加熱温度が1300℃以上では、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などを招くことから、スラブの加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。
上記の条件で加熱されたスラブに、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施す。粗圧延によりスラブはシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に限定する必要はなく、公知の方法によって行えばよい。また、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱するいわゆるシートバーヒータを活用することが好ましい。
次いで、シートバーを仕上圧延して熱延鋼板とする。このとき、仕上圧延出側温度（以下、FTという）は850℃以上とする。FTが850℃未満では、熱間圧延時の負荷が高くなると共に、未再結晶γ相の集合組織が発達し、冷間圧延焼鈍後の異方性が大きくなってしまうからである。一方、FTが950℃を超えると組織が粗大化し、強度低下を招くだけでなくｒ値にも不利に働くことからFTは950℃以下が好ましい。なお、熱間圧延時の圧延荷重を低減するため、仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や材質の均質化の観点から有効である。潤滑圧延の際の摩擦係数は、0.10〜0.25の範囲とするのが好ましい。さらに、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることは、熱間圧延の操業安定性の観点から好ましい。
コイル巻取温度（以下、CTという）は600〜750℃の範囲とする。冷延焼鈍鋼板で所望の集合組織を得るためには、熱延鋼板で粗大な析出物を得ることが必要であることから、CTは600℃以上とする必要がある。一方、CTが750℃を超えると、結晶粒が粗大化し、強度低下やｒ値の低下を招く。従って、CTの上限は750℃とした。好ましいCTは、600〜700℃の範囲であり、優れたｒ値を確保する上でも好ましい。
冷間圧延工程
上記のようにして得られた熱延鋼板は、冷間圧延に供される。冷間圧延前の熱延鋼板は、スケールを除去するために冷間圧延前に酸洗を行うことが好ましい。酸洗は公知の方法で行えばよい。冷間圧延時の圧下率は、所望の寸法形状を確保するため、40％以上が必要である。一方、圧下率が90％を超えると冷間圧延時のロールへの負荷が高まるため、90％以下が必要である。好ましい圧下率は、60〜90％の範囲である。
上記のようにして得られた熱延鋼板は、冷間圧延に供される。冷間圧延前の熱延鋼板は、スケールを除去するために冷間圧延前に酸洗を行うことが好ましい。酸洗は公知の方法で行えばよい。冷間圧延時の圧下率は、所望の寸法形状を確保するため、40％以上が必要である。一方、圧下率が90％を超えると冷間圧延時のロールへの負荷が高まるため、90％以下が必要である。好ましい圧下率は、60〜90％の範囲である。
冷延鋼板焼鈍工程
上記のようにして得られた冷延鋼板は焼鈍されるが、この冷延鋼板は熱間圧延工程で十分な組織制御がされたものであり、以下に述べる冷延鋼板の焼鈍条件との組み合わせにより所望の集合組織が得られるのである。
上記した冷延鋼板は、650〜750℃の温度域における平均昇温速度を20℃/s以下として焼鈍温度である800〜950℃の範囲にまで加熱され、同温度範囲で焼鈍された後、焼鈍温度から少なくとも500℃までを平均冷却速度：３℃/s以上で冷却する。
上記のようにして得られた冷延鋼板は焼鈍されるが、この冷延鋼板は熱間圧延工程で十分な組織制御がされたものであり、以下に述べる冷延鋼板の焼鈍条件との組み合わせにより所望の集合組織が得られるのである。
上記した冷延鋼板は、650〜750℃の温度域における平均昇温速度を20℃/s以下として焼鈍温度である800〜950℃の範囲にまで加熱され、同温度範囲で焼鈍された後、焼鈍温度から少なくとも500℃までを平均冷却速度：３℃/s以上で冷却する。
焼鈍温度は800℃以上とする。これにより、α−γ２相域すなわち冷却後に母相であるフェライト相と、マルテンサイト相を含む第２相とする複合組織を得ることができ、かつ再結晶させることができる。焼鈍温度が800℃未満では冷却後に十分なマルテンサイト相が形成されない、あるいは再結晶が完了せずフェライト相の集合組織を調整できず所望の集合組織が得られないことがあるため、焼鈍温度は800℃以上とする必要がある。一方、950℃を超える焼鈍温度では、再結晶粒が著しく粗大化し特性が著しく劣化するため、焼鈍温度は950℃以下とすることが必要である。好ましい焼鈍温度は、830〜950℃の範囲である。
また、焼鈍時間であるが、冷延鋼板の温度が焼鈍温度に達してから30〜600秒程度保持することが好ましい。これは、30秒未満では、変態の進行度が小さく所望の組織が得難く、また600秒以上保持しても得られる組織の変化は小さく、単にエネルギー消費によるコスト増を招くだけとなるためである。
なお、焼鈍温度とは、焼鈍時の最高到達温度とするが、上記の焼鈍温度範囲内であれば一定である必要はない。
また、焼鈍時間であるが、冷延鋼板の温度が焼鈍温度に達してから30〜600秒程度保持することが好ましい。これは、30秒未満では、変態の進行度が小さく所望の組織が得難く、また600秒以上保持しても得られる組織の変化は小さく、単にエネルギー消費によるコスト増を招くだけとなるためである。
なお、焼鈍温度とは、焼鈍時の最高到達温度とするが、上記の焼鈍温度範囲内であれば一定である必要はない。
焼鈍温度までの昇温速度は、少なくとも650〜750℃の温度域については平均昇温速度：20℃/s以下とする必要がある。これは、冷延鋼板の再結晶が開始し十分に進行し始める650℃から逆変態を抑制できる750℃までの温度範囲で十分に再結晶させるためである。650〜750℃の温度域における平均昇温速度が20℃/sを超えると未再結晶のまま変態することとなり、集合組織が十分に発達しない。好ましい平均昇温速度は15℃/s以下であり、優れたｒ値を確保する上でもこの範囲とすることが好ましい。一方、650〜750℃の温度域における平均昇温速度が１℃/s未満の場合、昇温過程に長大なライン長を必要とするために過大な設備コストが必要となるという問題がある。従って、平均昇温速度は１℃/s以上であることが好ましい。
上記した保持時間焼鈍した冷延鋼板は、焼鈍温度から少なくとも500℃までの温度域における平均冷却速度を３℃/s以上として冷却される。３℃/s未満の冷却速度の場合、マルテンサイト相が形成されにくく、パーライト（セメンタイト）やベイナイトが過大に生成し、鋼板強度が不足する。本発明では、第２相にマルテンサイト相を含むことが必須であるため、焼鈍温度から少なくとも500℃までの温度域における平均冷却速度は３℃/s以上とすることが必要である。好ましくは５℃/s以上である。
なお、本発明では、500℃未満の温度域における冷却速度については、特に制限されることはなく、500℃までと同様に３℃/s以上の速度で冷却してもよいし、それ未満の速度で冷却してもよい。
なお、本発明では、500℃未満の温度域における冷却速度については、特に制限されることはなく、500℃までと同様に３℃/s以上の速度で冷却してもよいし、それ未満の速度で冷却してもよい。
なお、冷延鋼板焼鈍工程に用いる設備は、上記の冷却速度を確保する必要性から、連続焼鈍ラインあるいは連続溶融亜鉛めっきライン中の連続焼鈍炉が好ましい。ただし、既存の設備の焼鈍温度は、必ずしも800〜950℃の範囲となっていないため、本発明に用いる場合には、焼鈍温度を800〜950℃の範囲に設定することはいうまでもない。
また、焼鈍温度からの冷却は、ロール冷却やガスジェット冷却の他、水焼入れ設備等を用いて冷却してもよい。
また、焼鈍温度からの冷却は、ロール冷却やガスジェット冷却の他、水焼入れ設備等を用いて冷却してもよい。
以上が、本発明の鋼板における製造方法の主要構成であるが、次の工程を加えても良い。
上記の冷延鋼板焼鈍工程の後に電気めっき処理、あるいは溶融めっき処理などの表面処理を施す工程を加えて、鋼板表面にめっき層を形成してもよい。
また、上記の焼鈍の冷却までを焼鈍ラインで行い、一旦室温まで冷却した後、別途溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっきを施し、あるいはさらに合金化処理を行ってもよい。なお、めっき層は純亜鉛めっきや亜鉛系合金めっきに限らず、AlめっきやAl系合金めっきなど、従来鋼板表面に施されている各種めっき層とすることも勿論可能である。
上記の冷延鋼板焼鈍工程の後に電気めっき処理、あるいは溶融めっき処理などの表面処理を施す工程を加えて、鋼板表面にめっき層を形成してもよい。
また、上記の焼鈍の冷却までを焼鈍ラインで行い、一旦室温まで冷却した後、別途溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっきを施し、あるいはさらに合金化処理を行ってもよい。なお、めっき層は純亜鉛めっきや亜鉛系合金めっきに限らず、AlめっきやAl系合金めっきなど、従来鋼板表面に施されている各種めっき層とすることも勿論可能である。
上記のように製造した冷延焼鈍鋼板あるいはめっき鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整の目的で調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。調質圧延あるいはレベラー加工の伸び率は合計で0.2〜15％の範囲内であることが好ましい。0.2％未満では、形状矯正、粗度調整の所期の目的が達成できないおそれがあり、一方、15％を超えると、顕著な延性低下をもたらす傾向があるため好ましくない。なお、調質圧延とレベラー加工では、加工形式が相違するが、その効果は、両者で大きな差はなく、めっき処理後に行っても有効である。
なお、ｒ0、ｒ45、ｒ90のいずれもを0.75以上とする上では、前記熱間圧延工程においてCTを600〜700℃、あるいは前記焼鈍工程において650〜750℃における平均昇温速度を15℃/s以下とすることが好ましい。本発明の範囲内であっても、CTが700℃を超えるとともに焼鈍工程での650〜750℃における平均昇温速度が15℃/sを超えると、ｒ0、ｒ45、ｒ90のいずれかが0.75未満となりやすくなる。これは、CTが700℃を超えると冷間圧延前の結晶粒が比較的大きくなりやすく、さらに昇温速度が15℃/sを超えると再結晶の進行が十分に進まない状態で変態が起こる場合があり、ｒ値が低下しやすくなるためと考えられる。
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらのスラブを1250℃に加熱し粗圧延によりシートバーとしたのち、表２に示す条件で仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とした。これらの熱延鋼板を酸洗後、圧下率：70％で冷間圧延し板厚：1.2mmの冷延鋼板とした。次いで、これらの冷延板に連続焼鈍ラインにて、表２に示す条件で連続焼鈍を施し、さらに、これらの冷延焼鈍鋼板に伸び率：0.5％の調質圧延を加えた。
かくして得られた冷延焼鈍板の、集合組織、相、引張特性およびｒ値について次の方法で調査した。
（１） 集合組織
得られた各冷延焼鈍板の１/４板厚位置における板面のＸ線回折を行い、(110)、(211)および(200)極点図より求めた結晶方位分布関数（ODF）を作成し、αファイバー（φ１＝０°、φ２＝45°）のうちのΦ＝25〜35°における平均結晶方位密度Ｉによって集合組織を評価した。なお、平均結晶方位密度Ｉを求めるにあたっては、Φ＝25°、30°、35°における値を用い、これらを平均した。
（２）相
各冷延焼鈍鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）について光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用い、400〜10000倍で微視組織を観察して相の種類を同定するとともに、1000〜3000倍の像から母相であるフェライト相の面積率、マルテンサイト相を含む第２相の面積率およびマルテンサイト相の面積率を求めた。
（３）引張特性
得られた各冷延焼鈍板の圧延方向に対して０°(Ｌ方向)、45°（Ｄ方向）および90°方向（Ｃ方向）からJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/分で引張試験を行った。引張強さ（TS）は、90°方向から採取した試験片の引張強さTS90を代表値とした。伸びは、各方向から採取した試験片の破断伸び値をそれぞれ、El0、El45およびEl90とし、また、伸びの面内異方性の指標として、｜ΔEl｜を次式から算出した。
｜ΔEl｜＝｜El0−２El45＋El90｜/２
（４）ｒ値
得られた各冷延焼鈍鋼板の圧延方向に対して０°（Ｌ方向）、45°（Ｄ方向）および90°方向（Ｃ方向）からJIS５号引張試験片を採取した。これらの試験片に10％の単軸引張歪みを付与したときの各試験片の幅歪と板厚歪を測定し、JIS Z 2254の規定に準拠して平均ｒ値（ｒm）およびΔｒを次の式から算出した。
ｒm＝（ｒ0＋２×ｒ45＋ｒ90）/４
Δｒ＝（ｒ0−２×ｒ45＋ｒ90）/２
なお、ｒ0、ｒ45およびｒ90は、試験片を板面の圧延方向に対し、それぞれ０°、45°および90°方向から採取したｒ値である。
（１） 集合組織
得られた各冷延焼鈍板の１/４板厚位置における板面のＸ線回折を行い、(110)、(211)および(200)極点図より求めた結晶方位分布関数（ODF）を作成し、αファイバー（φ１＝０°、φ２＝45°）のうちのΦ＝25〜35°における平均結晶方位密度Ｉによって集合組織を評価した。なお、平均結晶方位密度Ｉを求めるにあたっては、Φ＝25°、30°、35°における値を用い、これらを平均した。
（２）相
各冷延焼鈍鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）について光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用い、400〜10000倍で微視組織を観察して相の種類を同定するとともに、1000〜3000倍の像から母相であるフェライト相の面積率、マルテンサイト相を含む第２相の面積率およびマルテンサイト相の面積率を求めた。
（３）引張特性
得られた各冷延焼鈍板の圧延方向に対して０°(Ｌ方向)、45°（Ｄ方向）および90°方向（Ｃ方向）からJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/分で引張試験を行った。引張強さ（TS）は、90°方向から採取した試験片の引張強さTS90を代表値とした。伸びは、各方向から採取した試験片の破断伸び値をそれぞれ、El0、El45およびEl90とし、また、伸びの面内異方性の指標として、｜ΔEl｜を次式から算出した。
｜ΔEl｜＝｜El0−２El45＋El90｜/２
（４）ｒ値
得られた各冷延焼鈍鋼板の圧延方向に対して０°（Ｌ方向）、45°（Ｄ方向）および90°方向（Ｃ方向）からJIS５号引張試験片を採取した。これらの試験片に10％の単軸引張歪みを付与したときの各試験片の幅歪と板厚歪を測定し、JIS Z 2254の規定に準拠して平均ｒ値（ｒm）およびΔｒを次の式から算出した。
ｒm＝（ｒ0＋２×ｒ45＋ｒ90）/４
Δｒ＝（ｒ0−２×ｒ45＋ｒ90）/２
なお、ｒ0、ｒ45およびｒ90は、試験片を板面の圧延方向に対し、それぞれ０°、45°および90°方向から採取したｒ値である。
調査結果を表２に示す。
同表から明らかなように、本発明の鋼板は、引張強さ(TS)が440MPa以上の高強度においても｜△El｜は2.0％以下となっており、伸びの面内異方性が小さくなっていることが確認できた。一方、本発明の鋼組織を満足する比較例はいずれも平均結晶方位密度Ｉが所望の範囲外であり、｜△El｜が2.0％を超えており、伸びの面内異方性が大きい。
なお、発明例のうちCTが700℃を超え、かつ650〜750℃の昇温速度が15℃/sを超えるNo.８は、ｒ0が0.75未満であった。
次に製造方法との関係であるが、No.４、10、11、13、14および15の比較例においては、表１における適合鋼を用い、かつ冷延鋼板焼鈍条件が適合範囲内であるが、FTまたはCT、あるいはいずれもが適合範囲外であることから所望の平均結晶方位密度Ｉが得られておらず、その結果、伸びの面内異方性も大きい。このことから、熱間圧延条件であるFTおよびCTは、平均結晶方位密度Ｉを2.0以上4.0以下の範囲にすること、すなわち所望の集合組織を得るのに重要であることが確認できた。
No.９の比較例においては、表１の適合鋼を用い、かつFTおよびCTが適合範囲内であるが、冷延鋼板焼鈍条件である650〜750℃の温度域における平均昇温速度が適合範囲外であるため、所望の平均結晶方位密度Ｉが得られておらず、その結果、伸びの面内異方性も大きい。これにより、冷延鋼板焼鈍条件が集合組織に与える影響が大きいことを確認できた。
No.21〜23の比較例、すなわち鋼板の成分組成が適正範囲外である比較鋼を用いた場合、鋼板組織あるいは平均結晶方位密度Ｉを所望の範囲とすることができなかった。
No.９の比較例においては、表１の適合鋼を用い、かつFTおよびCTが適合範囲内であるが、冷延鋼板焼鈍条件である650〜750℃の温度域における平均昇温速度が適合範囲外であるため、所望の平均結晶方位密度Ｉが得られておらず、その結果、伸びの面内異方性も大きい。これにより、冷延鋼板焼鈍条件が集合組織に与える影響が大きいことを確認できた。
No.21〜23の比較例、すなわち鋼板の成分組成が適正範囲外である比較鋼を用いた場合、鋼板組織あるいは平均結晶方位密度Ｉを所望の範囲とすることができなかった。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：0.030〜0.20％、
Si：0.25％以上1.5％以下、
Mn：1.0〜2.5％、
Ｐ：0.005〜0.1％、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.005〜1.5％および
Ｎ：0.01％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板組織全体に対する面積率で、母相としてフェライト相を85％以上99％以下、マルテンサイト相を含む第２相を１％以上15％以下とし、該マルテンサイト相は鋼板組織全体に対して１％以上13％以下の面積率で、かつ該マルテンサイト相以外の第２相は５％以下の面積率で含有させ、鋼板の１/４板厚位置における板面の集合組織において、ODF（結晶方位分布関数）で表されるαファイバー（φ１＝０°、φ２＝45°、Φ＝０〜55°）のうちΦ＝25〜35°の範囲での平均結晶方位密度Ｉが2.0以上4.0以下であることを特徴とする伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板。 - 前記鋼板において、下記（１）式で示される｜ΔEl｜が2.0以下であることを特徴とする請求項１に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
記
｜ΔEl｜＝｜El0−２El45＋El90｜/２ ・・・（１）
ただし、EL0、El45およびEl90は、鋼板の圧延方向に対して０°、45°および90°の方向で測定した破断伸びの値とする。 - 前記鋼板において、ｒ0、ｒ45およびｒ90のいずれもが0.75以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板。
ただし、ｒ0、ｒ45およびｒ90はそれぞれ、鋼板の圧延方向に対して０°、45°および90°の方向で測定したランクフォード値とする。 - 請求項１乃至３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、
質量％で、
Ｃ：0.030〜0.20％、
Si：0.25％以上1.5％以下、
Mn：1.0〜2.5％、
Ｐ：0.005〜0.1％、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.005〜1.5％および
Ｎ：0.01％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するスラブを、1000℃以上に加熱し、熱間圧延にて仕上圧延出側温度を850℃以上とする仕上圧延を施した後、巻取温度を600〜750℃として巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程と、該熱延鋼板に圧下率：40〜90％の冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、該冷延鋼板に650〜750℃の温度域における平均昇温速度を20℃/s以下として焼鈍温度である800〜950℃に昇温して焼鈍を行い、次いで該焼鈍温度から少なくとも500℃までの温度域における平均冷却速度を３℃/s以上として冷却する冷延鋼板焼鈍工程からなることを特徴とする伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板の製造方法。
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