JP5678695B2

JP5678695B2 - 高強度鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5678695B2
Application number: JP2011018885A
Authority: JP
Inventors: 金晴奥田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2011-01-31
Filing date: 2011-01-31
Publication date: 2015-03-04
Anticipated expiration: 2031-01-31
Also published as: JP2012158797A

Description

本発明は、プレス成形工程を経て使用される、自動車や家電等向けの高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、地球環境保護の観点から、CO₂の排出量を規制するために、自動車の燃費を改善することが要求されている。また、車体の衝突時に乗員の安全を確保するため、車体の衝突特性向上を主眼とした安全性の向上が要求されている。このように、自動車車体を軽量化するだけでなく、自動車車体の強度向上も積極的に進められている。
しかしながら、自動車車体の軽量化と強度向上とを同時に満たすためには、剛性に影響のない範囲で部品素材を高強度化すると同時に、板厚を減して軽量化することが不可欠である。そのため、最近では、高強度鋼板が自動車部品として積極的に使用されている。

上記した軽量化対策は、使用する鋼板が高強度であればあるほど、板厚を減することができるため、その効果が大きくなる。そこで、自動車メーカーでは、例えば内板および外板用のパネル材料として、引張強度（ＴＳ）が390MPa以上の高強度鋼板を使用する傾向にある。
しかしながら、内板および外板用のパネル材料等の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。そのため、自動車部品用鋼板としては、優れたプレス成形性を有していることが必要とされる。これに対し、高強度鋼板の多くは、通常の軟鋼板に比べ、成形性や、延性、深絞り性等に大きく劣るため、その改善が求められていた。

上記した成形性の問題に対し、例えば、鋼板の引張強度（ＴＳ）が440MPa級までであれば、成形性に優れる極低炭素鋼板に、TiおよびNbを、鋼中の固溶炭素、固溶窒素を固着するのに十分な量を添加してIF(Interstitial free) 化した鋼をベースとして、Si,MnおよびＰなどの固溶強化元素を添加する手法が開示されている（例えば、特許文献１参照）。
この特許文献１には、C:0.002〜0.015％，Nb：C％×3〜C％×8+0.020％，Si：1.2％，Mn：0.04〜0.8％，P：0.03〜0.10％の組成を有し、引張強さ35〜45kg／mm²級（340〜440MPa級）の非時効性を具え、成形性に優れた高張力冷延鋼板を得るための技術が開示されている。

また、鋼板の引張強度（ＴＳ）が590MPa以上の場合では、複合組織鋼板が実用化されており、フェライト−マルテンサイトの２相組織を有するＤＰ鋼板や、残留γを活用したTRIP鋼板が知られている。ここに、前者は、マルテンサイトの周囲の残留歪により低降伏強度でありながら、加工硬化能が高いという特長を持つ。一方、後者は、塑性誘起マルテンサイト変態を行うことで、鋼板の均一伸びが高くなるという特長を有する。

一般に、高張力鋼板の機械的特性は、例えば圧延方向に直角な方向などの特定の方向における引張特性をもって評価されることが多く、一部、ｒ値の面内異方性（Δｒ）を問題にする場合には、圧延方向、45°方向および90°方向でのｒ値によって評価することがある。しかし、実際に、プレス成形後の鋼板を詳細に解析してみると、機械的特性を評価している方向よりも、延性の低い方向の特性、特に伸び値によってプレスの成形性が決まっていることが分かった。

面内異方性については、例えば特許文献２には、焼付硬化性に優れ、かつ面内異方性の小さい自動車外板パネル部品用の冷延鋼板を得る方法が開示されている。この特許文献２に記載の方法によれば、Ｃ量と冷圧率に応じて、ｒ値の面内異方性、すなわちΔｒを規定することで、鋼板の面内異方性と耐デント性とを両立することができるとされている。但し、そのためには、熱間圧延後２秒以内に冷却を開始すること、およびその冷却を、７０℃／ｓ以上の冷却速度で、かつ１００℃以上の温度域において行うという条件がある。

すなわち、特許文献２に記載された技術では、ｒ値の面内異方性の小さい鋼板を達成するために、熱延後、急速冷却を行ってベイナイト等の低温変態相を生じさせることが必須とされているので、限られた強度レベルしかできないこと、また、鋼板の組織が異なった場合、必ずしも面内異方性、特に延性の面内異方性を小さくすることが出来ないなどの問題があった。

他方、延性の異方性については、特許文献３において、形状凍結性に優れた鋼板が開示されており、それによれば、フェライトまたはベイナイトを体積分率で最大の相とし、体積分率：１％以上２５％以下のマルテンサイトを含む複合組織鋼として、少なくとも１／２板厚から１／４板厚における板面の、
（ｉ）｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値（Ａ）が４．０以上、
（ii）｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値（Ｂ）が５．５以下、
（iii）（Ａ）／（Ｂ）≧１．５、
（iv）｛１００｝＜０１１＞Ｘ線反射ランダム強度比が、｛２１１｝＜０１１＞Ｘ線ランダム強度比以上、
という（ｉ）〜（iv）の条件を全て満足し、かつ、圧延方向のｒ値および圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つを０．７以下とし、均一伸びの異方性ΔｕＥｌを４％以下として、局部伸びの異方性ΔＬＥｌを２％以上で、かつΔｕＥｌをΔＬＥｌ以下とするとしている。

この時、上記のΔｕＥｌとΔＬＥｌはそれぞれ以下の式で求められる。
ΔｕＥｌ＝｛｜ｕＥｌ（Ｌ）−ｕＥｌ（４５°）｜＋｜ｕＥｌ（Ｃ）−ｕＥｌ（４５°）｜｝／２・・・（３）
ΔＬＥｌ＝｛｜ＬＥｌ（Ｌ）−ＬＥｌ（４５°）｜＋｜ＬＥｌ（Ｃ）−ＬＥｌ（４５°）｜｝／２・・・（４）
但し、圧延方向と平行（Ｌ方向）、垂直（Ｃ方向）、および、４５°方向の均一伸びを、それぞれ、ｕＥｌ（Ｌ）、ｕＥｌ（Ｃ）、および、ｕＥｌ（４５°）とし、圧延方向と平行（Ｌ方向）、垂直（Ｃ方向）、および、４５°方向の局部伸びを、それぞれ、ＬＥｌ（Ｌ）、ＬＥｌ（Ｃ）、および、ＬＥｌ（４５°）とする。

また、特許文献３では、これらの条件を全て達成するための手段として、熱延仕上げ条件の最適化とＭｎ当量に応じた臨界温度以下での巻き取りが必須となっている。
しかしながら、均一伸びの絶対値は強度レベルによって変化するため、均一伸びの異方性ΔｕＥｌを４％以下とすると限定した強度レベルとなってしまい、また｛１００｝＜０１１＞の集合組織の発達は絞り性を低下させるというおそれが生じる。

特開昭56-139654号公報特開2004-197155号公報特開2005-256020号公報

本発明は、上記した問題を有利に解決するもので、延性の異方性を低減し、プレス成形の際の割れを抑制することができる高強度鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。

さて、発明者らは、上記したような課題を解決すべく鋭意検討を進めたところ、TiとNbの含有量に応じて圧下率を規定し、ある特定の集合組織を発達させることによって、延性、特に均一伸びの面内異方性を小さくすることに成功した。
本発明は、上記の知見に基づき、完成されたものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：0.0005％超0.10％未満、Si：1.5％以下、Mn：0.1％以上3.0％以下、Ｐ： 0.080％以下、Ｓ：0.03％以下、sol.Al：0.01％以上0.50％以下およびＮ：0.005％以下を含み、かつNb：0.20％以下およびTi：0.20％以下のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成からなり、
鋼組織を、体積分率で60％以上がフェライト相とし、
３次元結晶方位の密度関数（ODF）｛φ１，Φ，φ２｝で、Φが０°で、φ１が０°、φ２が45°のときのODF｛0°，0°，45°｝の強度が3.0以下で、かつΦが35°で、φ１が０°、φ２が45°のときのODF｛0°，35°，45°｝の強度が2.5以上4.5以下の範囲であることを特徴とする高強度鋼板。

２．前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｖ：0.40％以下、Cr：0.50％以下（但し、０％は除く）、Mo：0.50％以下、Ｗ：0.15％以下、Zr：0.10％以下、Cu：0.50％以下（但し、0.4％は除く）、Ni：0.50％以下、Ｂ：0.0050％以下（但し、0.0010％は除く）、Sn：0.20％以下、Sb：0.20％以下、Ca：0.010％以下、Ce：0.01％以下およびLa：0.01％以下のうちから選んだ少なくとも１種を含有することを特徴とする前記１に記載の高強度鋼板。

３．前記１または２に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、前記１または２に記載の成分組成からなる鋼スラブを、仕上げ温度：820℃以上950℃以下の範囲で熱間圧延を行ったのち、圧下率（Ｘ％）が下記（１）式の関係を満足する条件で冷間圧延を施し、ついで再結晶温度以上900℃以下の温度域で連続焼鈍を施し、その後冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
記
0.30≦｛1.6・([%Ti]＋２・[%Nb])＋0.004Ｘ｝≦0.36 ・・・（１）
ただし、[%Ａ]はＡ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。

本発明によれば、均一伸びの面内異方性を効果的に低減することができるので、従来鋼と比較して、圧延直角方向の強度と延性が同じであっても、プレス割れの発生をより抑制した高強度鋼板を得ることができる。

冷圧率を変化させた鋼を用いて、均一伸びの面内異方性を評価した結果を示したグラフである。

以下、本発明を具体的に説明する。
本発明は、TiとNbの含有量に応じて圧下率を規定し、後述するΦ＝35のODF強度を2.5以上4.5以下に制御することによって、延性、特に均一伸びの面内異方性を小さくすることができるという新規の知見に立脚するものである。
この理由については、必ずしも明らかではないが、発明者らは次のように考えている。
一般に、冷延鋼板の集合組織は、<110>方向がRD方向に平行になるα-fiberと、＜111＞方向がND方向に平行になるγ-fiberとが発達するといわれており、特に後者が発達すると、ｒ値が高くなると言われている。しかしながら、本発明では、α-fiberのある特定方位｛φ１，Φ，φ２｝＝｛0°，35°，45°｝、すなわち、Φ＝35°のODF強度を2.5以上4.5以下とすることで、他の方位、例えば、深絞り性の指標であるｒ値に関係してると言われるγ-fiberの集積には関係なく、延性の異方性を減らすことができる。

また、上記のODF強度を適切に抑制するためには、TiやNbを所定量添加する必要があり、さらに、熱延での未再結晶オーステナイトの圧延をある程度行うことにより、冷延して、焼鈍した後の集合組織が所望の組織になることが分かった。そのため、Ti,Nb含有量と圧下率とを所定の範囲で制御することが重要である。
上記した種々の条件を満足することにより、鋼板の均一伸びの面内異方性が小さくなり、例えば、圧延直角方向の強度と延性が同じであっても、プレス割れが発生し難い鋼板を製造できるようになる。

次に、本発明の高強度鋼板において、鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：0.0005％超0.10％未満
Ｃは、第２相の面積率を抑制しつつ、鋼板を高強度化するために必要な元素であるが、本発明では、後述するように、フェライト単相であっても、それに応じて均一伸びの面内異方性を制御できるので、Ｃ量の下限は溶製技術で通常可能な0.0005％超とする。一方、Ｃ量が0.1％以上になると、第２相の面積率が大きくなりすぎて延性の低下が起こり、また第２相がネットワークを組んでフェライト相を囲んでしまうため、フェライトの集合組織における均一伸びの面内異方性の制御が難しくなる。従って、Ｃ量は0.10％未満とし、好ましくは0.08％未満とする。

Si：1.5％以下
Siは、熱間圧延でのスケール生成を遅延させて表面品質を改善する効果、まためっき浴中あるいは合金化処理中の地鉄と亜鉛の合金化反応を適度に遅延させる効果、さらにはフェライトの加工硬化能を上げる効果等、種々の効果を有するので、Si量は0.01％以上とすることが好ましく、より好ましくは0.05％以上である。しかしながら、Si量が1.5％を超えると、外観品質が劣化すると共に、変態点が上昇することで、熱間圧延をγ域で圧延することができなくなり、集合組織が大きく変化する。そのため、鋼板の均一伸びの面内異方性が制御できなくなってしまう。従って、Si量は1.5％以下とする。好ましくは1.2％以下である。

Mn：0.1％以上3.0％以下
Mnは、FeＳによる熱間延性を抑制するだけでなく、固溶強化元素としても活用することができる。そのため0.1％以上の添加が必要である。また、Mn量が0.1％に満たないと、粒成長性が良くなってしまい、面内異方性を制御する観点から好ましくない。
なお、Mnは、焼入性を高めるので、第２相にマルテンサイトを存在させて高強度化するのに有効な元素である。そのような複合組織化の観点からは1.0％以上の添加が好ましい。一方、その含有量が多すぎると、焼鈍過程におけるα→γ変態温度が低くなり、再結晶直後の微細なフェライト粒界あるいは再結晶途中の回復粒の界面にγ粒が生成してしまうので、フェライト粒が展伸して不均一になると共に第２相が微細化して、延性が低下したり、均一伸びの面内異方性も制御できなくなる。そのためMn量は3.0％以下とする。均一伸びの面内異方性を、一層高度に制御するためには、2.5％以下が好ましい。

Ｐ： 0.080％以下
Ｐは、従来より固溶強化元素として活用されており、また微量添加でも大きな焼入性の向上効果を有していることが明らかになった。このようなＰ添加による効果を得るには、Ｐ量を、0.005％以上とすることが好ましく、0.010％以上、さらには0.015％以上とするのがより好ましい。一方、Ｐ量が0.08％を超えると、地鉄とめっき層の合金化反応が著しく遅延して耐パウダリング性が劣化し、溶接性も劣化する。従って、Ｐ量は0.080％以下とし、好ましくは0.050％以下とする。

Ｓ：0.03％以下
Ｓは、その含有量が多いと鋼中に析出するMnＳが多くなり過ぎ、鋼板の伸びや伸びフランジ性といった延性を低下させて、プレス成形性を低下させる。また、スラブの熱間延性を低下させ、表面欠陥を発生させやすくする。さらには耐食性を、僅かではあるが低下させる。従って、Ｓ量は0.03％以下とする。なお、延性や耐食性を向上させる観点からは、Ｓ量を0.01％以下とすることが望ましく、0.002％以下とすることがさらに望ましい。また、Ｓは、適量含有させることで鋼板の一次スケールの剥離性を向上させ、めっき外観品質を向上させる作用があるため、この観点からは、0.004％以上含有させるのが好ましい。

sol.Al：0.01％以上0.50％以下
Alは、鋼の脱酸元素として有用であり、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ため、sol.Al で0.01％以上含有させるものとする。一方、0.50％を超える添加は、製造のコスト高を招き、さらに鋼板の表面欠陥を誘発する。従って、Alは0.50％以下とし、好ましくは0.08％以下とする。

Ｎ：0.005％以下
Ｎは、多すぎると耐常温時効性を劣化させ、多量のAlやTiの添加が必要となるため、できるだけ低減することが好ましい。従って、上限を0.005％とする。

Nb：0.20％以下およびTi：0.20％以下のうちから選んだ１種または２種
Nb：0.20％以下
Nbは、組織を細粒化するとともに、熱間圧延工程でオーステナイトの再結晶を抑制して、冷延焼鈍後の均一伸びの面内異方性を制御することができるため、本発明において重要な元素である。しかしながら、0.20％を超えて添加すると、コストアップになるだけでなく熱延での集合組織が発達し過ぎること、および再結晶温度の過度な上昇によって均一伸びの面内異方性が制御できなくなるので、Nbは0.20％以下とする必要がある。好ましくは0.12％以下とする。なお、上記効果を得る上で、Nbは0.005％以上含有することが好ましい。

Ti：0.20％以下
Tiは、Nbと同様に、組織を細粒化し、熱間圧延工程でオーステナイトの再結晶を抑制して、冷延焼鈍後の均一伸びの面内異方性を制御するため、本発明において重要な元素である。しかしながら、0.20％を超えて添加すると、コストアップになるだけでなく熱延での集合組織が発達し過ぎること、および再結晶温度の過度な上昇によって均一伸びの面内異方性が制御できなくなるので、Tiは0.20％以下とする必要がある。好ましくは0.12％以下とする。なお、上記効果を得る上で、Tiは0.005％以上含有することが好ましい。

以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、Ｖ、Cr 、Mo、Ｗ、Zr、Cu、Ni、Ｂ、Sn、Sb、Ca、CeおよびLaなどの元素を、以下の範囲で含有させることができる。

Ｖ：0.40％以下
Ｖは、焼入性を向上させる元素であり、めっき品質や耐食性を劣化させることが少ないので、MnやCrの代替として利用することができる。しかしながら、0.40％を超えて添加すると著しいコスト増になるので、Ｖは0.40％以下で添加することが望ましい。

Cr：0.50％以下
Crは、Mnと同様に、鋼板を複合組織化して高強度化に寄与する元素である。この効果を得るためには、0.10％以上含有することが好ましい。しかしながら，過剰のCr添加は上記の効果を必要以上に飽和させるだけでなく、高合金コストを招くため、上限を0.50％とする。

Mo：0.50％以下
Moは、焼入性を向上させてパーライトの生成を抑制し、高強度化に寄与する元素である。しかしながら、Moは極めて高価な元素なので、その添加量が多いと著しいコストアップにつながる。従って、Moの添加量は0.50％以下とすることが好ましい。

Ｗ:0.15％以下
Ｗは、焼入性向上元素、析出強化元素として活用できる。しかしながら、その添加量が多すぎると延性の低下を招くので、Ｗの添加量は0.15％以下とすることが望ましい。

Zr:0.10％以下
Zrは、焼入性元素、析出強化元素として活用できる。しかしながら、その添加量が多すぎると延性の低下を招くので、Zrは0.10％以下で添加することが望ましい。

Cu：0.50％以下
Cuは、混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用することができ、製造コストを削減することができる。また耐食性向上の観点も加味すると、Cuを添加する場合は0.03％以上添加するのが望ましい。しかしながら、その含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となるので、上限は0.50％とするのが望ましい。

Ni：0.50％以下
Niは、耐食性を向上させる元素であり、Cuを含有させた場合に生じやすい表面欠陥を低減する作用がある。従って、耐食性を向上させつつ表面品質を改善する観点から、Niは0.02％以上添加するのが望ましい。一方、Niの添加量が多くなりすぎると加熱炉内でのスケール生成が不均一になり表面欠陥の原因になるとともに、著しいコスト増となる。従って、上限は0.50％とするのが望ましい。

Ｂ：0.0050％以下
Ｂは、鋼の焼入性を向上させる元素である。また、特にフェライト単相組織においては、二次加工脆性を抑制することができる。しかし、その含有量が0.0050％を超えるとその効果が飽和するため、添加する場合は0.0050％以下が好ましい。

Sn:0.20％以下
Snは、鋼板表面の窒化や酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の脱炭や脱ボロン（脱Ｂ）を抑制する観点から添加するのが望ましい。窒化や酸化を抑制する観点からは0.005％以上添加することが望ましいが、0.20％を超えると、降伏強度（ＹＰ）の上昇や靱性の劣化を招くのでSnは0.20％以下で含有させるのが望ましい。

Sb:0.20％以下
Sbは、Snと同様に、鋼板表面の窒化や酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の脱炭や脱Ｂを抑制する観点から添加するのが望ましい。これら窒化や酸化を抑制することで、鋼板表層のマルテンサイトの生成量が減少するのを防止したり、Ｂの減少により焼入性が低下するのを防止したり、溶融亜鉛めっきの濡れ性を向上させてめっき外観品質を向上させたりすることが出来る。これら窒化や酸化を抑制する観点から、0.005％以上添加することが望ましいが、0.20％を超えるとＹＰの上昇や靱性の劣化を招くのでSbは0.20％以下で含有させるのが望ましい。

Ca：0.010％以下
Caは、鋼中のＳをCaＳとして固定し、さらには腐食性生物中のｐＨを増加させ、ヘム加工部やスポット溶接部周辺の耐食性を向上させる作用がある。また、CaＳが生成することにより、伸びフランジ性を低下させるMnＳの生成を抑制し、伸びフランジ性を向上させる作用がある。これらの観点から、Caは0.0005％以上添加することが望ましい。しかしながら、Caは溶鋼中で酸化物として浮上分離しやすく、鋼中に多量添加することは難しい。従って、Caは0.010％以下で添加するのが望ましい。

Ce:0.01％以下
Ceは、鋼中のＳを固定する目的で添加することができる。しかし、高価な元素であるので多量添加するとコストアップになる。従って、Ceは0.01％以下で添加するのが望ましい。

La:0.01％以下
Laは、鋼中のＳを固定する目的で添加することができる。しかし、高価な元素であるので多量添加するとコストアップになる。従って、Laは0.01％以下で添加するのが望ましい。
なお、上記した元素以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。

次に、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。
鋼組織として、体積分率で60％以上のフェライト
本発明では、フェライトの集合組織を制御しているが、集合組織を確認する場合、Ｘ線回折法が一般である。しかしながら、Ｘ線回折法では、フェライトの主相と、マルテンサイトやベイナイトなどの第２相とを明確に区別することができないために、第２相分率が高くなった場合、本発明の主眼とする集合組織制御による均一伸びの異方性を制御することができなくなる。また、第２相が増加すると、第２相がフェライトの周囲をネットワーク状に取り囲むようになり、鋼板のマクロ的な塑性挙動がフェライトの結晶方位に依存しなくなってしまう。
これらの理由から、本発明では、フェライトを体積分率で６０％以上とする必要がある。さらに、７５％以上の体積分率とすることが好ましい。
なお、フェライト相の体積分率は、以下の手順で求めた第２相の面積率を、第２相の体積分率とみなし、第２相の体積分率に基づいて求めることができる。

第２相の面積率は、鋼板のＬ断面(圧延方向に平行な垂直断面)を研磨後、ナイタールで腐食し、SEMで4000倍の倍率にて10視野観察し、撮影した組織写真より求める。組織写真では、フェライトはやや黒いコントラストの領域として観察され、炭化物がラメラー状もしくは点列状に生成している領域はパーライトおよびベイナイトであり、白いコントラストの付いている粒子はマルテンサイトもしくは残留γである。なお、SEM写真上で認められる直径が0.4μm以下の微細な点状粒子は、主に炭化物であり、これらの面積率は非常に少ないため、材質に殆ど影響しないと考えられる。従って、本発明では0.4μm以下の粒子径の粒子を面積率の評価から除外している。また、第２相の面積率の求め方は、正方メッシュを用いて、その格子上に第２相が存在する割合から求める（ポイントカウント法）。かようにして求めた第２相の面積率（％）を、本発明では、そのまま第２相の体積分率（％）とする。さらに、フェライト相の体積分率（％）は、100％から、第２相の体積分率（％）を引くことで求められる。

３次元結晶方位の密度関数（ODF）｛φ１，Φ，φ２｝で、Φが０°で、φ１が０°、φ２が45°のときのODF｛0°，0°，45°｝の強度が3.0以下
均一伸びの異方性を制御する要件としては、以下のΦ＝35°のODF強度が最も重要であるが、｛φ１，Φ，φ２｝＝｛0°，0°，45°｝の方位の強度が高いと、絞り性が低下して、プレス成形能が低下する。従って、｛0°，0°，45°｝の強度は3.0以下とする。

３次元結晶方位の密度関数（ODF）｛φ１，Φ，φ２｝で、Φが35°で、φ１が０°、φ２が45°のときのODF｛0°，35°，45°｝の強度が2.5以上4.5以下
前述したように、均一伸びの異方性を制御する要件として、３次元結晶方位密度関数（ODF）、｛φ１，Φ，φ２｝＝｛0°，35°，45°｝の方位の強度を、2.5以上4.5以下の範囲とする必要がある。というのは、その強度が2.5に満たないと、圧延方向と圧延方向に直角な方向（以下、圧延直角方向という）、特に圧延方向の均一伸びが相対的に低くなるため、プレス割れが発生しやすくなるからである。
一方、その強度が4.5を超えると、Ｄ方向（圧延方向と４５°をなす方向）の均一伸びが相対的に低くなる。これは、鋼板の集合組織は降伏強度の異方性に関係するために、降伏強度と延性がトレードオフの関係となり、高強度の方向は均一伸びが低くなり、加えて、TiやNbが圧延方向に結晶粒を展伸させるなどして、組織的な延性の異方性が影響していることなどが考えられる。
なお、上記以外の他の方位、例えばγ-fiberの強度は、均一伸びの異方性に影響を与えないため、いずれの方位も特に制限はない。

なお、本発明における方位の強度は、以下のようにして求める。
まず、（２００）（２１１）（１１０）の３面の極点図を反射法により測定して、３つの不完全極点図を求める。これら３つの不完全極点図を、級数展開法により３次元結晶方位密度関数とし、それぞれ求めたい方位の強度を求める。

次に、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造方法で使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法製造することが望ましいが、特に限定されることはなく、造塊法や薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造した後、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却せず温片のままで加熱炉に装入し熱間圧延する直送圧延や、わずかの保熱を行った後、直ちに熱間圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用することができる。

スラブ加熱温度は、特に限定する必要はないが、析出物を粗大化させることにより{111}再結晶集合組織を発達させて深絞り性を改善するために、低い方が望ましい。しかし、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、スラブ加熱温度は1000℃以上にすることが好ましい。なお、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度の上限は1300℃とすることが好ましい。

上記条件で加熱された鋼スラブに粗圧延および仕上げ圧延を行う熱間圧延を施す。ここで、鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行えばよい。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ーを活用することは有効な方法である。

仕上げ温度：820℃以上950℃以下
シートバーを仕上げ圧延して熱延板とする。仕上圧延出側温度（以下、ＦＴという）は820℃以上950℃以下とする。これは、冷間圧延および再結晶焼鈍後に均一伸びの面内異方性に好ましい集合組織を得るためである。ＦＴが820℃に満たない場合、圧延負荷が大きくなると共に、一部の成分系ではフェライト域の圧延となり、集合組織が大きく変化する。一方、950℃を超えた場合、組織が粗大化すると共に、十分にオーステナイト未再結晶状態で圧延できないため、冷延焼鈍後に、Ｄ方向の均一伸びが低下してしまう。

また、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を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延をおこなうことは、鋼板形状の均一化や材質の均質化の観点からも有効である。その際、ロールと鋼板の間の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とするのが好ましい。さらに、相互に前後するシートバー同士を接合して、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましいことである。

本発明におけるコイル巻取温度（CT）については、特に規定するものではないが400℃以上720℃以下とすることが好ましい。特にコイル巻取温度が上限を超えると結晶粒が粗大化し強度低下を招くとともに冷延焼鈍後の高ｒ値化を妨げることになる。

次いで、該熱延板に酸洗および冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程を施す。酸洗は通常の条件にて行えばよい。
本発明における冷間圧延では、圧下率（Ｘ％）を以下の（１）式の関係を満足するように冷間圧延を行う必要がある。
0.30≦｛1.6・([％Ti]＋2・[％Nb])＋0.004Ｘ｝≦0.36 ・・・（１）
Ti，Nbは熱間圧延のオーステナイト未再結晶域での圧延を行うのに重要な元素であり、未再結晶圧延によるγの集合組織の発達と、その後の変態時のバリアント制約のため、圧延集合組織に大きく関与する。また、圧下率は、圧延集合組織を発達させるのに重要な条件となる。そこで、発明者らは、フェライト粒径の粗大化による集合組織と、上記未再結晶γ圧延による集合組織が、伸びの面内異方性に対して反対の効果があるため、両者をバランスさせるとの考えのもと、Ti，Nbおよび圧下率を変化させた鋼で、均一伸びの面内異方性およびODF｛0°，35°，45°｝の強度f(φ35°)を調べた。また、得られた結果中、TiとNbについては、析出物と固溶状態での再結晶抑制効果および原子量の違いの観点から、Nb量（[％Nb]）はTi量（[％Ti]）に比して約２倍の影響を与えるものと考えて、これら、Ti，Nb量と圧下率がf(φ35°)に与える影響および均一伸びの面内異方性との関係を評価した。その結果を図１(a)、(b)に示す。また、f(φ35°)と均一伸びの関係を図１(c) に示す。
特に、図１(a)より、｛1.6・([％Ti]＋2・[％Nb])＋0.004Ｘ｝とf(φ35°)とが良好な対応関係にあること、また図１(b)、(c)より、上掲（１）式を満足することで、f(φ35°)の値を2.5以上4.5以下の範囲に制御することができ、さらに均一伸びの面内異方性を小さくできることが分かった。

面内異方性は、鋼板の強度レベルによって延性の絶対値が異なるので、以下の（２）式の指標を用いて、UEL_Lで規格化した均一伸びΔUELで異方性を評価した。なお、鋼板のＬ,Ｄ,Ｃ方向の均一伸びをそれぞれUEL_L,UEL_D,UEL_Cとする。
ΔUEL={ (UEL_L/UEL_L)+(UEL_C/UEL_L)-2・(UEL_D/UEL_L) }/2
となるため、まとめると、
ΔUEL={ UEL_L+UEL_C-2・UEL_D}/（2・UEL_L）・・・（２）
（UEL_Lで規格化した均一伸びで異方性を評価）
となる。

次に、再結晶温度以上900℃以下の焼鈍温度で焼鈍して冷却する。
冷延の加工歪を抑制するために再結晶温度以上にする。というのは、延性が低下してしまうからである。一方、900℃以上を超えると、焼鈍炉体の寿命が短くなるだけでなく、異常粒成長したり、γ分率が高くなるなどして、逆変態後の集合組織が大きく変化してしまう。ここで、再結晶温度は、冷延板を、焼鈍温度を変化させて所定の温度に到達後、直ちに（１ｓ以内の保持時間で）冷却する短時間焼鈍を施し、直後に水に焼入れて組織観察を行い、未再結晶が認められなくなる温度として求めればよい。なお、焼鈍温度は、例えば650℃から10℃ピッチで変化せれば良い。

上記焼鈍後の冷却速度は特に規定するものではないが、第２相としてマルテンサイトを形成させる場合は、焼鈍温度から500℃までの温度域の平均冷却速度を５℃/s以上15℃/s以下の範囲で冷却することが好ましい。この温度域の平均冷却速度が５℃/s未満だと、マルテンサイトが形成されにくくなり、フェライト単相組織となって組織強化が不足するおそれがある。
本発明では、マルテンサイトを含む第２相の存在が許容されることから、500℃までの平均冷却速度が臨界冷却速度以上であることが望ましく、これを達成するためには、概ね５℃/s以上が必要である。一方、15℃/sを超えると、複合組織にはなるものの、第２相分率が高くなって延性には好ましくない分布となる。このため、５℃/s以上15℃/s以下として冷却することが好ましい。また、500℃以下の冷却については、それまでの冷却によりγ相はある程度安定化するので、特に限定はしないが、引き続き、300℃程度までの温度範囲を５℃/s以上の平均冷却速度で冷却することが好ましく、過時効処理を施す場合は、過時効処理温度までを平均冷却速度で５℃/s以上とすることが好ましい。

また、本発明では、必要に応じて鋼板に亜鉛めっきを付与することができるが、溶融亜鉛めっきラインで、第２相として、マルテンサイト形成をさせる場合は、均熱後に、焼鈍温度から通常450〜500℃までの温度範囲に保持されている亜鉛めっき浴の温度までの平均冷却速度を２〜30℃/sとすることが望ましい。冷却速度が２℃/sより遅い場合、500〜650℃の温度域でパーライトが多量に生成し、硬質な第２相が得られなくなる。一方、冷却速度が30℃/sより大きくなると、めっき浴に浸漬する前後の500℃付近でγ→α変態が顕著に進むため、第２相が微細化して延性が低下してしまう。

亜鉛めっき後に合金化処理する場合、合金化処理後は、平均冷却速度：５〜100℃/sの冷却速度で100℃以下まで冷却する。冷却速度が５℃/sより遅いと550℃付近でパーライトが、また400℃〜450℃の温度域で炭化物析出を伴うベイナイトが生成してＹＰが上昇し、強度の延性のバランスも悪くなる。一方、冷却速度が100℃/sより大きいと連続冷却中に生じるマルテンサイトの自己焼戻しが不十分となって、マルテンサイトが過剰に硬質化し、ＹＰが上昇すると共に延性が低下する。

また、冷延焼鈍板およびめっき鋼板には形状矯正、表面粗度の調整等の目的で調質圧延またはレベラー加工を施すことができる。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、一方、15％を超えると顕著な延性低下をもたらす。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がないことを確認している。なお、調質圧延、レベラー加工はめっき処理後でも有効である。

表１に示す組成からなる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とした。ついで、これら鋼スラブを1250℃に加熱して粗圧延し、シートバーとした。ついで、表２に示す条件で仕上圧延を施す熱間圧延をして熱延板とした。これらの熱延板を、酸洗後、表２に示す圧下率（CR）の冷間圧延工程により冷延板とした。引続きこれら冷延板に連続焼鈍ラインにて、表２に示す焼鈍温度(AnnT)で連続焼鈍を行った。さらに得られた冷延焼鈍板に伸び率：0.5％の調質圧延を施した。
なお、各鋼板の再結晶温度は、前述したように、短時間加熱焼入れ後の組織観察により求めたが、700〜760℃であり、全ての条件で再結晶温度以上であった。
また、No.５の鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインにて冷延板焼鈍工程を施し、ついで、インラインで溶融亜鉛めっき（めっき浴温：480℃）を施して溶融亜鉛めっき鋼板とした。
得られた冷延焼鈍板および溶融亜鉛めっき鋼板から試験片を採取し、以下に示す方法で、微視組織、引張特性、および３次元結晶方位の密度関数（ODF）を求めた。

・引張特性
各々得られた冷延焼鈍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）に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/minで引張試験をおこない、降伏応力（YS）、引張強さ（TS）および各方向の均一伸び（UEL）を求めた。

・３次元結晶方位の密度関数
前述の方法にて、｛φ１，Φ，φ２｝で、Φが０°で、φ１が０°、φ２が45°のときのODF｛0°，0°，45°｝、｛φ１，Φ，φ２｝で、Φが35°で、φ１が０°、φ２が45°のときのODF｛0°，35°，45°｝の強度をそれぞれ求めた。

・均一伸びの面内異方性
均一伸びの面内異方性は、以下の（２）式でΔUELの値を求めて評価した。なお、本発明では、以下の（２）式で求められるΔUELの値が-0.020〜0.020の範囲であれば均一伸びの面内異方性に優れているといえる。
得られた結果を表２に併記する。
ΔUEL={ UEL_L+UEL_C-2・UEL_D}/（2・UEL_L）・・・（２）
なお、微視組織（フェライト体積分率）は、前述したとおりに、SEM写真からのポイントカウント法により求めた第２相の面積率（体積率）に基づき求めた。

表２に示したとおり、発明例はいずれも、｛φ１，Φ，φ２｝＝｛0°，0°，45°｝の強度が3.0以下で、かつ｛φ１，Φ，φ２｝＝｛0°，35°，45°｝の強度が2.5以上4.5以下であり、引張強度（ＴＳ）が780MPa以上で、さらにΔUELの値が-0.020〜0.020の範囲と、優れた強度と小さな均一伸びの面内異方性を有する。
これに対し、鋼成分が本発明の範囲を外れたり、本発明の範囲を外れる条件で製造した比較例では、集合組織が本発明範囲の含まれず、その結果として均一伸びの異方性が大きくなった鋼板となっている。

Claims

質量％で、Ｃ：0.0005％超0.10％未満、Si：1.5％以下、Mn：0.1％以上3.0％以下、Ｐ： 0.080％以下、Ｓ：0.03％以下、sol.Al：0.01％以上0.50％以下およびＮ：0.005％以下を含み、かつNb：0.20％以下およびTi：0.20％以下のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成からなり、
鋼組織を、体積分率で60％以上がフェライト相とし、
３次元結晶方位の密度関数（ODF）｛φ１，Φ，φ２｝で、Φが０°で、φ１が０°、φ２が45°のときのODF｛0°，0°，45°｝の強度が3.0以下で、かつΦが35°で、φ１が０°、φ２が45°のときのODF｛0°，35°，45°｝の強度が2.5以上4.5以下の範囲であることを特徴とする高強度鋼板。
前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｖ：0.40％以下、Cr：0.50％以下（但し、０％は除く）、Mo：0.50％以下、Ｗ：0.15％以下、Zr：0.10％以下、Cu：0.50％以下（但し、0.4％は除く）、Ni：0.50％以下、Ｂ：0.0050％以下（但し、0.0010％は除く）、Sn：0.20％以下、Sb：0.20％以下、Ca：0.010％以下、Ce：0.01％以下およびLa：0.01％以下のうちから選んだ少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
請求項１または２に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、請求項１または２に記載の成分組成からなる鋼スラブを、仕上げ温度：820℃以上950℃以下の範囲で熱間圧延を行ったのち、圧下率（Ｘ％）が下記（１）式の関係を満足する条件で冷間圧延を施し、ついで再結晶温度以上900℃以下の温度域で連続焼鈍を施し、その後冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
記
0.30≦｛1.6・([%Ti]＋２・[%Nb])＋0.004Ｘ｝≦0.36 ・・・（１）
ただし、[%Ａ]はＡ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。