JP5800098B2 - 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、主に自動車車体の構造部品に供して好適な高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境問題への関心の高まりを受けて、自動車での排ガス規制が要請されるなど、自動車における車体の軽量化は極めて重要な課題となっている。車体軽量化には、鋼板の高強度化により鋼板の板厚を減少させること（薄肉化）が有効な方法である。最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上で、板厚２．０ｍｍを下回るような薄鋼板を積極的に適用しようという動きがある。しかし、薄肉化による車体剛性の低下が問題になってきており、自動車の構造部品の剛性を向上させることが必要になってきている。構造部品の剛性は、断面形状が同じならば鋼板の板厚とヤング率で決まるため、軽量化と構造部品の剛性を両立させるには、鋼板のヤング率を高めることが有効である。
ヤング率は、鋼板の集合組織に大きく支配され、体心立方格子である鉄の場合は、原子の稠密方向である＜１１１＞方向に高く、逆に原子密度の小さい＜１００＞方向に低いことが知られている。結晶方位に異方性のない通常の鉄のヤング率は約２０６ＧＰａであることが知られている。また、結晶方位に異方性を持たせ、特定方向の原子密度を高めることで、その方向のヤング率を高めることができる。しかし、自動車車体の剛性を考える場合には、様々な方向から荷重が加わるため、特定方向のみでなく、各方向に高いヤング率を有する鋼板が求められる。
このような要望に対して、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ：０．１〜１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、２０〜８５％の圧下率で冷間圧延後、再結晶焼鈍することで、フェライト単相のミクロ組織を有し、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、かつ圧延方向に対して９０°方向のヤング率が２３０ＧＰａ以上、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向の平均ヤング率が２１５ＧＰａ以上であることを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板の製造方法が提案されている。
特許文献２には、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、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、４０〜７０％の圧下率で冷間圧延後、再結晶焼鈍することで、フェライトとマルテンサイトの混合組織を有し、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率が２３０ＧＰａ以上であることを特徴とする加工性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法が提案されている。
特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１．５％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ：０．０２〜０．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、５０％以上の圧下率で冷間圧延後、再結晶焼鈍することで、フェライトとマルテンサイトの混合組織を有し、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率が２３０ＧＰａ以上であることを特徴とする加工性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法が提案されている。
しかしながら、特許文献１に記載の技術では、引張強度７８０ＭＰａ以上を達成するためには、例えばその実施例を参照すると、Ｖ：０．４質量％およびＷ：０．５質量％もの添加が必要である。また、さらなる高強度化を図るには、ＣｒやＭｏ等の高価な元素の活用が必要不可欠であるため、合金コストが増加するという問題があった。特許文献２、３に記載の技術では、鋼板の一方向のみのヤング率を高めることには有効である。しかしながら、各方向に高いヤング率を有する鋼板が必要とされる自動車の構造部品の剛性向上には適用できない。
本発明は、引張強度が７８０ＭＰａ以上、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向のヤング率が２０５ＧＰａ以上、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上を有し、さらに、良好な深絞り性も具備した、高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明の高強度高ヤング率鋼板は、冷延鋼板であるいわゆる高強度高ヤング率冷延鋼板や、表面にめっき皮膜を有するめっき鋼板である、いわゆる高強度高ヤング率めっき鋼板、表面に溶融亜鉛めっき皮膜を有する溶融亜鉛めっき鋼板である、いわゆる高強度高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板、表面に合金化溶融亜鉛めっき皮膜を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板である、いわゆる高強度高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板などを含むものである。
本発明者らは、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の高ヤング率化および深絞り性の向上について鋭意研究を重ねた結果、以下のことを見出した。
第一発明（第一実施形態）として、ＴｉおよびＮｂのうちのいずれか１種あるいは２種の元素を添加し、その他の合金元素の成分組成を適正に制御した鋼を用い、熱間圧延後高温で巻取ることで固溶Ｃを残しつつ、添加したＴｉやＮｂを炭化物として析出させることにより、その後の冷間圧延で、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒの集合組織を発達させることができる。さらに焼鈍時に、析出物と焼鈍温度を制御してα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒの集合組織を発達させることにより、全方向のヤング率を向上させるとともに、固溶Ｃを利用してフェライトおよびマルテンサイトを一定の割合以上生成させることにより、所望の強度を確保することができる。さらに、良好な深絞り性も具備した、高強度高ヤング率鋼板の製造が可能となることを見出した。
第二発明（第二実施形態）として、ＴｉおよびＶを添加し、その他の合金元素の成分組成を適正に制御した鋼を用い、熱間圧延後高温で巻取ることで固溶Ｃを残しつつ、ＴｉおよびＶを炭化物として析出させることにより、その後の冷間圧延で、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒの集合組織を発達させることができる。さらに焼鈍時に、析出物と焼鈍温度を制御してα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒの集合組織を発達させることにより、全方向のヤング率を向上させるとともに、固溶Ｃを利用してフェライトおよびマルテンサイトを一定の割合以上生成させることにより、所望の強度を確保することができる。さらに、良好な深絞り性も具備した、高強度高ヤング率鋼板の製造が可能となることを見出した。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０６０％以上０．１５０％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．２０％以下、Ｍｎ：１．００％以上３．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００１％以上０．２００％以下、およびＮｂ：０．００１％以上０．２００％以下のうちのいずれか１種または２種を含有し、Ｃ、Ｎ、Ｓ、ＴｉおよびＮｂの含有量が下記（１）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトの面積率が２０％以上、マルテンサイトの面積率が５％以上であり、前記フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍ以下、前記フェライトおよび前記マルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比が、それぞれ１．００以上であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度高ヤング率鋼板；
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（１）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（１）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
［２］質量％で、Ｃ：０．０６０％以上０．１５０％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．２０％以下、Ｍｎ：１．００％以上３．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．２００％以下、およびＶ：０．００１％以上０．２００％以下を含有し、Ｃ、Ｎ、Ｓ、ＴｉおよびＶの含有量が下記（２）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトの面積率が２０％以上、マルテンサイトの面積率が５％以上であり、前記フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍ以下、前記フェライトおよび前記マルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比が、それぞれ１．００以上であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度高ヤング率鋼板；
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（２）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／５０．９）×Ｖ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（２）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／５０．９）×Ｖ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
［３］さらに、平均ｒ値が１．０５以上、かつ限界絞り比（ＬＤＲ）が２．０３以上であることを特徴とする前記［１］または［２］のいずれかに記載の高強度高ヤング率鋼板。
［４］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、およびＣｕ：０．０５％以上１．００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記［１］〜［３］のいずれか１つに記載の高強度高ヤング率鋼板。
［５］さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下を含有することを特徴とする前記［１］〜［４］のいずれか１つに記載の高強度高ヤング率鋼板。
［６］さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下、およびＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記［１］〜［５］のいずれか１つに記載の高強度高ヤング率鋼板。
［７］さらに、質量％で、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下を含有し、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａの含有量が上記（１）式に代えて下記（３）式を満たすことを特徴とする前記［１］、［３］〜［６］のいずれか１つに記載の高強度高ヤング率鋼板；
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（３）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ−（１２．０／１８０．９）×Ｔａ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（３）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ−（１２．０／１８０．９）×Ｔａ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
［８］さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下、およびＳｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記［１］、［３］〜［７］のいずれか１つに記載の高強度高ヤング率鋼板。
［９］前記高強度高ヤング率鋼板が、冷延鋼板であることを特徴とする前記［１］〜［８］のいずれか１つに記載の高強度高ヤング率鋼板。
［１０］前記高強度高ヤング率鋼板が、表面にめっき皮膜を有するめっき鋼板であることを特徴とする前記［１］〜［８］のいずれか１つに記載の高強度高ヤング率鋼板。
［１１］前記めっき皮膜が溶融亜鉛めっき皮膜であり、前記めっき鋼板が溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする前記［１０］に記載の高強度高ヤング率鋼板。
［１２］前記めっき皮膜が合金化溶融亜鉛めっき皮膜であり、前記めっき鋼板が合金化溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする前記［１０］に記載の高強度高ヤング率鋼板。
［１３］前記［１］〜［８］のいずれか１つに記載の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取った後、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程を経て得られた冷延板を４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱し、当該温度域で３００ｓ以上保持し、次いで７５０℃以上９５０℃以下に加熱し、その後３００℃以上７００℃以下の温度域を平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却して冷延鋼板とすることを特徴とする高強度高ヤング率鋼板の製造方法。
［１４］前記［１］〜［８］のいずれか１つに記載の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取った後、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程を経て得られた冷延板を４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱し、当該温度域で３００ｓ以上保持し、次いで７５０℃以上９５０℃以下に加熱し、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域を平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却した後、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とすることを特徴とする高強度高ヤング率鋼板の製造方法。
［１５］前記［１］〜［８］のいずれか１つに記載の成分組成を有する鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取った後、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程を経て得られた冷延板を４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱し、当該温度域で３００ｓ以上保持し、次いで７５０℃以上９５０℃以下に加熱し、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域を平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却した後、溶融亜鉛めっきを施し、その後４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることを特徴とする高強度高ヤング率鋼板の製造方法。
本発明により、引張強度が７８０ＭＰａ以上、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向のヤング率が２０５ＧＰａ以上、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上、平均ｒ値が１．０５以上、かつ限界絞り比（ＬＤＲ）が２．０３以上である高強度高ヤング率鋼板が得られる。本発明の高強度高ヤング率鋼板を、例えば、自動車車体の構造部品に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができる。
以下に、本発明の高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法を、その成分組成、ミクロ組織、および製造方法に分けて詳細に説明する。
＜第一発明（第一実施形態）＞
先ず、成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
先ず、成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
［Ｃ：０．０６０％以上０．１５０％以下］
Ｃは、Ｔｉおよび／またはＮｂと析出物（炭化物）を形成することで、焼鈍時の粒成長を制御して、高ヤング率化に寄与するとともに、マルテンサイトによる組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。Ｃ量が０．０６０％未満では、フェライト粒径が粗大化し、また必要な面積率のマルテンサイトを得るのが困難になるとともに、マルテンサイトが硬化しないため、十分な強度が得られない。一方、Ｃ量が０．１５０％を超えると、それに応じてＴｉおよび／またはＮｂの添加量を多くする必要があり、そうすると、炭化物の効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。したがって、Ｃ量は０．０６０％以上０．１５０％以下とし、好ましくは０．０８０％以上０．１３０％以下とする。
Ｃは、Ｔｉおよび／またはＮｂと析出物（炭化物）を形成することで、焼鈍時の粒成長を制御して、高ヤング率化に寄与するとともに、マルテンサイトによる組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。Ｃ量が０．０６０％未満では、フェライト粒径が粗大化し、また必要な面積率のマルテンサイトを得るのが困難になるとともに、マルテンサイトが硬化しないため、十分な強度が得られない。一方、Ｃ量が０．１５０％を超えると、それに応じてＴｉおよび／またはＮｂの添加量を多くする必要があり、そうすると、炭化物の効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。したがって、Ｃ量は０．０６０％以上０．１５０％以下とし、好ましくは０．０８０％以上０．１３０％以下とする。
［Ｓｉ：０．５０％以上２．２０％以下］
Ｓｉは、本発明において重要な元素の１つである。フェライト安定化元素であるＳｉは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト変態を促進することでヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させ、またオーステナイト中にＣを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進することができるので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。さらに、フェライトに固溶したＳｉは、加工硬化能を向上させ、フェライト自身の延性を高める。こうした効果を得るためには、Ｓｉ量は０．５０％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ量が２．２０％を超えると、鋼板の溶接性を劣化させ、また、熱間圧延前の加熱時にスラブ表面でファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。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る。また、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Ｓｉ酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Ｓｉ量は０．５０％以上２．２０％以下とし、好ましくは０．８０％以上２．１０％以下とする。
Ｓｉは、本発明において重要な元素の１つである。フェライト安定化元素であるＳｉは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト変態を促進することでヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させ、またオーステナイト中にＣを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進することができるので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。さらに、フェライトに固溶したＳｉは、加工硬化能を向上させ、フェライト自身の延性を高める。こうした効果を得るためには、Ｓｉ量は０．５０％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ量が２．２０％を超えると、鋼板の溶接性を劣化させ、また、熱間圧延前の加熱時にスラブ表面でファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。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る。また、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Ｓｉ酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Ｓｉ量は０．５０％以上２．２０％以下とし、好ましくは０．８０％以上２．１０％以下とする。
［Ｍｎ：１．００％以上３．００％以下］
Ｍｎは、焼鈍時の冷却過程において、焼入れ性を高め、低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与し、さらに固溶強化元素としても高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｎ量を１．００％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が３．００％を超えると、焼鈍時の冷却過程でヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に必要なフェライトの生成が著しく抑制され、また、低温変態相が増加することで鋼が極端に高強度化し、加工性が劣化する。また、このような多量のＭｎは鋼板の溶接性も劣化させる。したがって、Ｍｎ量は１．００％以上３．００％以下とし、好ましくは１．５０％以上２．８０％以下とする。
Ｍｎは、焼鈍時の冷却過程において、焼入れ性を高め、低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与し、さらに固溶強化元素としても高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｎ量を１．００％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が３．００％を超えると、焼鈍時の冷却過程でヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に必要なフェライトの生成が著しく抑制され、また、低温変態相が増加することで鋼が極端に高強度化し、加工性が劣化する。また、このような多量のＭｎは鋼板の溶接性も劣化させる。したがって、Ｍｎ量は１．００％以上３．００％以下とし、好ましくは１．５０％以上２．８０％以下とする。
［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加でき、さらに、フェライト変態を促進するため複合組織化にも有効な元素である。しかしながら、０．１００％を超えて含有すると、スポット溶接性の劣化を招く。そのうえ、亜鉛めっきの合金化処理を施す場合では、合金化速度を低下させ、めっき性を損なう。したがって、Ｐ量は０．１００％以下とする必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．００１％以上０．１００％以下とする。
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加でき、さらに、フェライト変態を促進するため複合組織化にも有効な元素である。しかしながら、０．１００％を超えて含有すると、スポット溶接性の劣化を招く。そのうえ、亜鉛めっきの合金化処理を施す場合では、合金化速度を低下させ、めっき性を損なう。したがって、Ｐ量は０．１００％以下とする必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．００１％以上０．１００％以下とする。
［Ｓ：０．０１００％以下］
Ｓは、熱間圧延時の熱間割れを引き起こす要因となる他、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その含有量は極力低減するのが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下に抑えるのがよい。一方で、Ｓの含有量を０．０００１％未満に抑えることとすると、製造コストが増加する。このため、Ｓは、０．０００１％を下限値とすることが好ましい。したがって、Ｓ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下とする。
Ｓは、熱間圧延時の熱間割れを引き起こす要因となる他、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その含有量は極力低減するのが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下に抑えるのがよい。一方で、Ｓの含有量を０．０００１％未満に抑えることとすると、製造コストが増加する。このため、Ｓは、０．０００１％を下限値とすることが好ましい。したがって、Ｓ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下とする。
［Ａｌ：０．０１０％以上２．５００％以下］
Ａｌは鋼の脱酸元素として有用であるため、Ａｌ量は０．０１０％以上とすることが望ましい。さらに、フェライト生成元素であるＡｌは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト生成を促進し、オーステナイト中にＣを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進するので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。このような効果を得るためには、Ａｌ量は０．０２０％以上とすることがより望ましい。一方、２．５００％を超えて含有されると、Ａｒ３変態点を大きく上昇させ、オーステナイト単相域が消失し、オーステナイト域で熱間圧延を終了できなくなる。したがって、Ａｌ量は０．０１０％以上２．５００％以下とし、好ましくは０．０２０％以上２．５００％以下とする。
Ａｌは鋼の脱酸元素として有用であるため、Ａｌ量は０．０１０％以上とすることが望ましい。さらに、フェライト生成元素であるＡｌは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト生成を促進し、オーステナイト中にＣを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進するので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。このような効果を得るためには、Ａｌ量は０．０２０％以上とすることがより望ましい。一方、２．５００％を超えて含有されると、Ａｒ３変態点を大きく上昇させ、オーステナイト単相域が消失し、オーステナイト域で熱間圧延を終了できなくなる。したがって、Ａｌ量は０．０１０％以上２．５００％以下とし、好ましくは０．０２０％以上２．５００％以下とする。
［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００６０％以下に抑えるのがよい。また、生産技術上の制約によっては、０．０００５％程度を下限値とするＮの含有量を許容してよい。
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００６０％以下に抑えるのがよい。また、生産技術上の制約によっては、０．０００５％程度を下限値とするＮの含有量を許容してよい。
本発明では、上記成分組成に加えて、ヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを得るため、さらにＴｉ：０．００１％以上０．２００％以下、およびＮｂ：０．００１％以上０．２００％以下のうちのいずれか１種または２種を含有させる必要がある。
［Ｔｉ：０．００１％以上０．２００％以下］
Ｔｉは、Ｃ、Ｓ、Ｎと析出物を形成して、焼鈍時にヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させ、また、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。また、Ｂを添加した場合は、ＮをＴｉＮとして析出させるため、ＢＮの析出が抑制され、後述するＢの効果が有効に発現される。こうした効果を得るには、Ｔｉ量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ量が０．２００％を超えると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においてもＴｉ量が０．２００％を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｔｉ量は０．００１％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．２００％以下、さらに好ましくは０．０１０％以上０．２００％以下とする。
Ｔｉは、Ｃ、Ｓ、Ｎと析出物を形成して、焼鈍時にヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させ、また、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。また、Ｂを添加した場合は、ＮをＴｉＮとして析出させるため、ＢＮの析出が抑制され、後述するＢの効果が有効に発現される。こうした効果を得るには、Ｔｉ量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ量が０．２００％を超えると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においてもＴｉ量が０．２００％を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｔｉ量は０．００１％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．２００％以下、さらに好ましくは０．０１０％以上０．２００％以下とする。
［Ｎｂ：０．００１％以上０．２００％以下］
Ｎｂは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に微細な析出物を形成して、焼鈍時にヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させ、また、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。特にＮｂは添加量を適切な量とすることで、焼鈍時に逆変態で生成するオーステナイト相を微細化するため、焼鈍後のミクロ組織も微細化し、強度を上昇させる。このような効果を得るには、Ｎｂ量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｎｂ量が０．２００％を超えると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Ｎｂ量が０．２００％を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｎｂ量は０．００１％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．２００％以下、さらに好ましくは０．０１０％以上０．２００％以下とする。
Ｎｂは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に微細な析出物を形成して、焼鈍時にヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させ、また、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。特にＮｂは添加量を適切な量とすることで、焼鈍時に逆変態で生成するオーステナイト相を微細化するため、焼鈍後のミクロ組織も微細化し、強度を上昇させる。このような効果を得るには、Ｎｂ量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｎｂ量が０．２００％を超えると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Ｎｂ量が０．２００％を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｎｂ量は０．００１％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．２００％以下、さらに好ましくは０．０１０％以上０．２００％以下とする。
また、本発明では、上記したＣ、Ｎ、Ｓ、ＴｉおよびＮｂの含有量が下記（１）式の関係を満たす必要がある。
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（１）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（１）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
本発明では、固溶Ｃ量を５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下の範囲に制御することで、冷間圧延および焼鈍時にヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な方位を発達させることができ、また強度を確保することができる。このため、固溶Ｃ量を表すＣ＊を上記（１）式のように５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下とする。なお、鋼中のＣは、ＴｉおよびＮｂとＴｉＣ、ＮｂＣといった析出物を形成する。一方、鋼中のＴｉは、Ｃよりも優先してＮやＳと結合し、ＴｉＮ、ＴｉＳといった析出物を形成する。このため、鋼中の固溶Ｃ量は、このような析出を考慮して、上記したＣ＊にて求めることができる。
本発明の高強度高ヤング率鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、およびＣｕ：０．０５％以上１．００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素や、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下や、Ｃａ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下、およびＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素や、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下や、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下およびＳｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を、単独で、あるいは組み合わせて含有されることが好ましい。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイトを安定化し、複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量は、それぞれ０．０５％以上にする必要がある。一方、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量が、それぞれ１．００％を超えると、成形性やスポット溶接性が低下する。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合は、その含有量はそれぞれ０．０５％以上１．００％以下とする。
Ｂは、オーステナイトからのパーライトやベイナイトの生成を抑制し、オーステナイトを安定化させてマルテンサイトの生成を促進するため、強度の確保に有効である。この効果は、Ｂの含有量が０．０００３％以上で得られる。一方で、０．００５０％を超えてＢを添加しても効果は飽和する上、熱間圧延時の製造性を低下させる要因となる。したがって、Ｂを添加する場合は、その含有量は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、局部延性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、Ｃａ量は０．００１０％以上、Ｍｇ量は０．０００５％以上、ＲＥＭ量は０．０００３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃａ量およびＲＥＭ量は、それぞれ０．００５０％、また、Ｍｇ量は０．０１００％を超えて過剰に添加すると、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加する場合は、Ｃａ量は０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ量は０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ量は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ、Ｔａ）−（Ｃ、Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、Ｔａを含有することが好ましい。ここで、前述の析出物安定化の効果は、Ｔａの含有量を０．００１０％以上とすることで得られる。一方で、Ｔａを過剰に添加しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。したがって、Ｔａを添加する場合には、その含有量は、０．００１０％以上０．１０００％以下の範囲内とする。
また、Ｔａを添加する場合、本発明では、上記したＣ、Ｎ、Ｓ、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａの含有量が上記（１）式に代えて下記（３）式を満たす必要がある。
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（３）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ−（１２．０／１８０．９）×Ｔａ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
本発明では、固溶Ｃ量を５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下の範囲に制御することで、冷間圧延および焼鈍時にヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な方位を発達させることができ、また強度を確保することができる。このため、固溶Ｃ量を表すＣ＊を上記（３）式のように５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下とする。なお、鋼中のＣは、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａと析出物を形成する。一方、鋼中のＴｉは、Ｃよりも優先してＮやＳと結合し、ＴｉＮ、ＴｉＳといった析出物を形成する。このため、鋼中の固溶Ｃ量は、このような析出を考慮して、上記したＣ＊にて求めることができる。
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（３）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ−（１２．０／１８０．９）×Ｔａ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
本発明では、固溶Ｃ量を５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下の範囲に制御することで、冷間圧延および焼鈍時にヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な方位を発達させることができ、また強度を確保することができる。このため、固溶Ｃ量を表すＣ＊を上記（３）式のように５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下とする。なお、鋼中のＣは、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａと析出物を形成する。一方、鋼中のＴｉは、Ｃよりも優先してＮやＳと結合し、ＴｉＮ、ＴｉＳといった析出物を形成する。このため、鋼中の固溶Ｃ量は、このような析出を考慮して、上記したＣ＊にて求めることができる。
ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域における脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加する。このような窒化や酸化を抑制することにともない、ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や耐時効性を改善させることができる。こうした効果を得るには、Ｓｎ量、Ｓｂ量はそれぞれ、０．００２０％以上にする必要がある。一方で、これらいずれの元素についても、０．２０００％を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く。したがって、Ｓｎ、Ｓｂを添加する場合には、その含有量は、それぞれ０．００２０％以上０．２０００％以下の範囲内とする。
以上に含有量を示した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、本発明の効果を害しない範囲であれば、上記以外の他成分の含有を拒むものではない。ただし、酸素（Ｏ）については、非金属介在物を生成して鋼板品質に悪影響を及ぼすため、その含有量は、０．００３％以下に抑えるのが好ましい。
次に、ミクロ組織について説明する。
［フェライトの面積率：２０％以上］
フェライトはヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な集合組織の発達効果を有する。こうした効果を得るには、フェライトの面積率は２０％以上とする必要がある。より良好なヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを得るには、フェライトの面積率は３０％以上とすることが好ましい。なお、ここでいうフェライトは、いわゆるフェライトに加えて、炭化物の析出を含まないベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライトを含む。
フェライトはヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な集合組織の発達効果を有する。こうした効果を得るには、フェライトの面積率は２０％以上とする必要がある。より良好なヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを得るには、フェライトの面積率は３０％以上とすることが好ましい。なお、ここでいうフェライトは、いわゆるフェライトに加えて、炭化物の析出を含まないベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライトを含む。
［マルテンサイトの面積率：５％以上］
マルテンサイトを含有することにより、強度および強度−伸びバランスが向上する。マルテンサイトの面積率が５％未満では、必要な引張強度ＴＳ、具体的には７８０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを確保することが困難である。したがって、マルテンサイトの面積率は５％以上とする必要がある。
マルテンサイトを含有することにより、強度および強度−伸びバランスが向上する。マルテンサイトの面積率が５％未満では、必要な引張強度ＴＳ、具体的には７８０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを確保することが困難である。したがって、マルテンサイトの面積率は５％以上とする必要がある。
なお、フェライトとマルテンサイトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で３視野観察し、得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各組織（フェライトおよびマルテンサイト）の面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して求めることが出来る。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、マルテンサイトは白色の組織を呈している。
［フェライトの平均結晶粒径：２０．０μｍ以下］
フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍを超えると、高強度化が図れない。したがって、フェライトの結晶粒径を微細化し、強度の向上を図るために、フェライトの平均結晶粒径は２０．０μｍ以下とする。また、特に限定する必要はないが、フェライトの平均結晶粒径が１μｍ未満では、延性が低下傾向にあるため、フェライトの平均結晶粒径は１μｍ以上であることが好ましい。
フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍを超えると、高強度化が図れない。したがって、フェライトの結晶粒径を微細化し、強度の向上を図るために、フェライトの平均結晶粒径は２０．０μｍ以下とする。また、特に限定する必要はないが、フェライトの平均結晶粒径が１μｍ未満では、延性が低下傾向にあるため、フェライトの平均結晶粒径は１μｍ以上であることが好ましい。
なお、フェライトの平均結晶粒径は、上述のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、画像上に引いた線分の長さを実際の長さに補正した値を、画像上に引いた線分が通る結晶粒の数で割ることで算出した。
なお、本発明のミクロ組織では、上記したフェライトとマルテンサイトの合計の面積率を９０％以上とすることが好ましい。本発明のミクロ組織には、フェライトとマルテンサイト以外に、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、パーライト、セメンタイト等の炭化物等が、面積率で１０％以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
［フェライトおよびマルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比：それぞれ１．００以上］
α−ｆｉｂｅｒとは＜１１０＞軸が圧延方向に平行な繊維集合組織であり、また、γ−ｆｉｂｅｒとは＜１１１＞軸が圧延面法線方向に平行な繊維集合組織である。体心立方金属では、圧延変形によりα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒが強く発達し、再結晶でもそれらに属する集合組織が形成するという特徴がある。
フェライトおよびマルテンサイトでのγ−ｆｉｂｅｒを発達させることにより、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させることができることから、鋼板の１／４板厚におけるフェライトおよびマルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を、１．００以上にする必要がある。ここで、フェライトおよびマルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて結晶方位を測定し、得られたデータを、ＡＭＥＴＥＫ ＥＤＡＸ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、各組織（フェライトおよびマルテンサイト）に分離し、各組織のα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を求めることにより、算出した。
α−ｆｉｂｅｒとは＜１１０＞軸が圧延方向に平行な繊維集合組織であり、また、γ−ｆｉｂｅｒとは＜１１１＞軸が圧延面法線方向に平行な繊維集合組織である。体心立方金属では、圧延変形によりα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒが強く発達し、再結晶でもそれらに属する集合組織が形成するという特徴がある。
フェライトおよびマルテンサイトでのγ−ｆｉｂｅｒを発達させることにより、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させることができることから、鋼板の１／４板厚におけるフェライトおよびマルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を、１．００以上にする必要がある。ここで、フェライトおよびマルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて結晶方位を測定し、得られたデータを、ＡＭＥＴＥＫ ＥＤＡＸ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、各組織（フェライトおよびマルテンサイト）に分離し、各組織のα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を求めることにより、算出した。
本発明では、上記成分組成の鋼を上記ミクロ組織に制御することで、高強度高ヤング率鋼板を得る。また、本発明の高強度高ヤング率鋼板は、冷延鋼板としても良く、また、表面に溶融亜鉛めっき皮膜や合金化溶融亜鉛めっき皮膜、電気亜鉛めっき皮膜、Ａｌめっき皮膜などのめっき皮膜を有するめっき鋼板としてもよく、また熱延鋼板としてもよい。
以上からなる本発明の高強度高ヤング率鋼板は、以下の特性を有する。
［圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向のヤング率が２０５ＧＰａ以上、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上］
ＴＳ７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用により板厚を減少させる場合、構造部品の剛性が低下する。したがって、軽量化と構造部品の剛性を両立させるため、本発明のヤング率を、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向は２０５ＧＰａ以上、かつ、圧延方向に対して直角方向は２２０ＧＰａ以上に限定する。好ましくは、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向は２０８ＧＰａ以上、かつ、圧延方向に対して直角方向は２２３ＧＰａ以上である。より好ましくは、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向は２１０ＧＰａ以上、かつ、圧延方向に対して直角方向は２２５ＧＰａ以上である。
ＴＳ７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用により板厚を減少させる場合、構造部品の剛性が低下する。したがって、軽量化と構造部品の剛性を両立させるため、本発明のヤング率を、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向は２０５ＧＰａ以上、かつ、圧延方向に対して直角方向は２２０ＧＰａ以上に限定する。好ましくは、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向は２０８ＧＰａ以上、かつ、圧延方向に対して直角方向は２２３ＧＰａ以上である。より好ましくは、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向は２１０ＧＰａ以上、かつ、圧延方向に対して直角方向は２２５ＧＰａ以上である。
［平均ｒ値：１．０５以上］
ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、軟鋼板に比べてプレス成形性、特に深絞り性が大きく低下する。したがって、内外板パネルや足回りなどの絞り成形主体の部材に対応するため、本発明例の平均ｒ値を１．０５以上に限定し、好ましくは１．０７以上、より好ましくは１．１０以上とする。
ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、軟鋼板に比べてプレス成形性、特に深絞り性が大きく低下する。したがって、内外板パネルや足回りなどの絞り成形主体の部材に対応するため、本発明例の平均ｒ値を１．０５以上に限定し、好ましくは１．０７以上、より好ましくは１．１０以上とする。
［限界絞り比（ＬＤＲ）：２．０３以上］
ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、軟鋼板に比べてプレス成形性、特に深絞り性が大きく低下する。したがって、内外板パネルや足回りなどの絞り成形主体の部材に対応するため、本発明例の限界絞り比（ＬＤＲ）を２．０３以上に限定し、好ましくは２．０６以上、より好ましくは２．０９以上、さらに好ましくは２．１２以上とする。
ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、軟鋼板に比べてプレス成形性、特に深絞り性が大きく低下する。したがって、内外板パネルや足回りなどの絞り成形主体の部材に対応するため、本発明例の限界絞り比（ＬＤＲ）を２．０３以上に限定し、好ましくは２．０６以上、より好ましくは２．０９以上、さらに好ましくは２．１２以上とする。
次に、このような高強度高ヤング率鋼板を得るための製造方法について説明する。
先ず、冷延鋼板とする場合は、例えば連続鋳造法により得られた上記成分組成の鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し（鋼スラブの加熱工程）、次いで８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し（熱間圧延工程）、５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取った後（巻取工程）、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程（冷間圧延工程）を経て得られた冷延板を、４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱し（加熱工程）、当該温度域で３００ｓ以上保持し（加熱後の保持工程）、次いで７５０℃以上９５０℃以下に加熱し（再加熱工程）、その後３００℃以上７００℃以下の温度域を平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却する（再加熱後の冷却工程）。本製造方法によって、冷延鋼板である高強度高ヤング率鋼板、すなわち高強度高ヤング率冷延鋼板が得られる。
また、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は、上記成分組成の鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し（鋼スラブの加熱工程）、次いで８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し（熱間圧延工程）、５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取った後（巻取工程）、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程（冷間圧延工程）を経て得られた冷延板を、４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱し（加熱工程）、当該温度域で３００ｓ以上保持し（加熱後の保持工程）、次いで７５０℃以上９５０℃以下に加熱し（再加熱工程）、その後５５０℃以上７００℃以下の温度域を平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し（再加熱後の冷却工程）、その後溶融亜鉛めっきを施す（溶融亜鉛めっき工程）。本製造方法によって、溶融亜鉛めっき鋼板である高強度高ヤング率鋼板、すなわち高強度高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は、溶融亜鉛めっきを施した後、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す（合金化処理工程）。本製造方法によって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板である高強度高ヤング率鋼板、すなわち高強度高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
以下、各工程について詳細に説明する。
以下、各工程について詳細に説明する。
［鋼スラブの加熱工程］
鋳造された鋼スラブを加熱する段階で存在しているＴｉおよびＮｂ系の析出物は、そのままでは最終的に得られる鋼板内に粗大な析出物として残存することになり、強度、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲに寄与しない。このため、鋼スラブの加熱時には、鋳造時に析出したＴｉおよびＮｂ系析出物を再溶解させる必要がある。これによる強度への寄与は、１１５０℃以上の加熱で認められている。また、スラブ表層の気泡や偏析等の欠陥をスケールオフし、亀裂や凹凸の少ない平滑な鋼板表面を得るためにも、１１５０℃以上に加熱するのがよい。ただし、加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイトの結晶粒の粗大化を引き起こす。その結果、最終組織が粗大化して強度および延性の低下を招く。したがって、鋼スラブは１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱する。すなわち、スラブ加熱温度は１１５０℃以上１３００℃以下とする。
鋳造された鋼スラブを加熱する段階で存在しているＴｉおよびＮｂ系の析出物は、そのままでは最終的に得られる鋼板内に粗大な析出物として残存することになり、強度、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲに寄与しない。このため、鋼スラブの加熱時には、鋳造時に析出したＴｉおよびＮｂ系析出物を再溶解させる必要がある。これによる強度への寄与は、１１５０℃以上の加熱で認められている。また、スラブ表層の気泡や偏析等の欠陥をスケールオフし、亀裂や凹凸の少ない平滑な鋼板表面を得るためにも、１１５０℃以上に加熱するのがよい。ただし、加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイトの結晶粒の粗大化を引き起こす。その結果、最終組織が粗大化して強度および延性の低下を招く。したがって、鋼スラブは１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱する。すなわち、スラブ加熱温度は１１５０℃以上１３００℃以下とする。
［熱間圧延工程］
熱間圧延工程は、粗圧延および仕上げ圧延からなり、加熱後の鋼スラブは、この粗圧延および仕上げ圧延を経て熱延板となる。この熱間圧延の仕上げ温度が１０００℃を超えると、酸化物（熱延スケール）の生成量が急激に増加し、地鉄と酸化物との界面が荒れるため、後段の酸洗工程後や冷間圧延工程後の表面品質を劣化させる。一方で、熱間圧延の仕上げ温度が８５０℃未満になると、圧延荷重が増大して圧延負荷が大きくなる他、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が上昇して異常な集合組織が発達する。その結果、最終製品における面内異方性が顕著となって、材質の均一性が損なわれるだけでなくヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲそのものの低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ温度は８５０℃以上１０００℃以下とし、好ましくは８５０℃以上９５０℃以下とする。
熱間圧延工程は、粗圧延および仕上げ圧延からなり、加熱後の鋼スラブは、この粗圧延および仕上げ圧延を経て熱延板となる。この熱間圧延の仕上げ温度が１０００℃を超えると、酸化物（熱延スケール）の生成量が急激に増加し、地鉄と酸化物との界面が荒れるため、後段の酸洗工程後や冷間圧延工程後の表面品質を劣化させる。一方で、熱間圧延の仕上げ温度が８５０℃未満になると、圧延荷重が増大して圧延負荷が大きくなる他、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が上昇して異常な集合組織が発達する。その結果、最終製品における面内異方性が顕著となって、材質の均一性が損なわれるだけでなくヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲそのものの低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ温度は８５０℃以上１０００℃以下とし、好ましくは８５０℃以上９５０℃以下とする。
なお、鋼スラブは、通常の条件で粗圧延によりシートバーとされる。ここで、加熱温度を低くした場合には、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーター等を用いてシートバーを加熱することが好ましい。
［巻取工程］
熱間圧延後の熱延板を巻き取る際の巻取温度が８００℃を超えると、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ＴｉやＮｂ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。一方、巻取温度が５００℃未満になると、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る。その結果、焼鈍後の集合組織が発達せず、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲが向上しない。したがって、巻取温度は、５００℃以上８００℃以下とする。すなわち、熱間圧延後は５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取る。
熱間圧延後の熱延板を巻き取る際の巻取温度が８００℃を超えると、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ＴｉやＮｂ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。一方、巻取温度が５００℃未満になると、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る。その結果、焼鈍後の集合組織が発達せず、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲが向上しない。したがって、巻取温度は、５００℃以上８００℃以下とする。すなわち、熱間圧延後は５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取る。
［冷間圧延工程］
熱間圧延工程後に冷間圧延を行って、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有効なα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒを集積させる。すなわち、冷間圧延によりα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ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、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒを持つフェライトを増やし、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを高くする。このような効果を得るには、冷間圧延時の冷延圧下率を４０％以上とする必要がある。さらに、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させる観点からは、冷延圧下率を５０％以上とすることが好ましい。一方で、冷延圧下率が大きくなると、圧延荷重が大きくなって製造が困難になるため、冷延圧下率を８０％以下とすることが好ましい。したがって、冷延圧下率は４０％以上とし、好ましくは４０％以上８０％以下、より好ましくは５０％以上８０％以下とする。なお、圧延パスの回数、各パス毎の冷延圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
熱間圧延工程後に冷間圧延を行って、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有効なα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒを集積させる。すなわち、冷間圧延によりα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ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、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒを持つフェライトを増やし、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを高くする。このような効果を得るには、冷間圧延時の冷延圧下率を４０％以上とする必要がある。さらに、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させる観点からは、冷延圧下率を５０％以上とすることが好ましい。一方で、冷延圧下率が大きくなると、圧延荷重が大きくなって製造が困難になるため、冷延圧下率を８０％以下とすることが好ましい。したがって、冷延圧下率は４０％以上とし、好ましくは４０％以上８０％以下、より好ましくは５０％以上８０％以下とする。なお、圧延パスの回数、各パス毎の冷延圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
［加熱工程］
加熱時の焼鈍温度が低い場合には、未再結晶組織が残存し、γ−ｆｉｂｅｒへの集積が難しくなり、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲが低下する。このため、焼鈍温度は４５０℃以上とする。さらに、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させる観点からは、焼鈍温度を５５０℃以上とすることが好ましい。一方、焼鈍温度が８００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、焼鈍後冷却時に再変態したフェライトがα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒに集積することが難しくなる。したがって、加熱工程での焼鈍温度は４５０℃以上８００℃以下とする。すなわち、加熱工程では、４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱する。好ましくは５５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱する。
［加熱後の保持工程］
上記した４５０℃以上８００℃以下の温度域での保持時間が３００ｓ未満になると、未再結晶組織が残存し、γ−ｆｉｂｅｒへの集積が難しくなり、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲが低下する。このため、保持時間は３００ｓ以上とする。また、特に限定する必要はないものの、保持時間が１０００００ｓを超えると、再結晶フェライト粒径が粗大化するため、保持時間は１０００００ｓ以下であることが好ましい。したがって、保持時間は３００ｓ以上とし、好ましくは３００ｓ以上１０００００ｓ以下とする。加熱後の冷却工程を実施する場合には、室温まで冷却してもよく、また、過時効帯を通過させる処理を施してもよい。なお、特に限定する必要はないものの、室温または過時効帯までの平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、鋼板形状が悪化する可能性があるため、平均冷却速度が８０℃／ｓ以下であることが好ましい。
加熱時の焼鈍温度が低い場合には、未再結晶組織が残存し、γ−ｆｉｂｅｒへの集積が難しくなり、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲが低下する。このため、焼鈍温度は４５０℃以上とする。さらに、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させる観点からは、焼鈍温度を５５０℃以上とすることが好ましい。一方、焼鈍温度が８００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、焼鈍後冷却時に再変態したフェライトがα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒに集積することが難しくなる。したがって、加熱工程での焼鈍温度は４５０℃以上８００℃以下とする。すなわち、加熱工程では、４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱する。好ましくは５５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱する。
［加熱後の保持工程］
上記した４５０℃以上８００℃以下の温度域での保持時間が３００ｓ未満になると、未再結晶組織が残存し、γ−ｆｉｂｅｒへの集積が難しくなり、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲが低下する。このため、保持時間は３００ｓ以上とする。また、特に限定する必要はないものの、保持時間が１０００００ｓを超えると、再結晶フェライト粒径が粗大化するため、保持時間は１０００００ｓ以下であることが好ましい。したがって、保持時間は３００ｓ以上とし、好ましくは３００ｓ以上１０００００ｓ以下とする。加熱後の冷却工程を実施する場合には、室温まで冷却してもよく、また、過時効帯を通過させる処理を施してもよい。なお、特に限定する必要はないものの、室温または過時効帯までの平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、鋼板形状が悪化する可能性があるため、平均冷却速度が８０℃／ｓ以下であることが好ましい。
［再加熱工程］
再加熱時の焼鈍温度が７５０℃未満になると、オーステナイトの生成が不十分となる。その結果、再加熱工程での焼鈍後の冷却工程で十分な量のマルテンサイトが得られずに所望の強度を確保するのが困難となる。また、未再結晶組織が残存してしまい、延性を低下させる。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上とする。また、焼鈍時の焼鈍温度が９５０℃を超えるとオーステナイトの結晶粒が粗大化し、最終的に得られる鋼板の引張強度ＴＳが低下傾向にあるため、９５０℃以下とする。したがって、再加熱工程での焼鈍温度は７５０℃以上９５０℃以下とする。すなわち、再加熱工程では、７５０℃以上９５０℃以下の温度域に加熱する。
再加熱時の焼鈍温度が７５０℃未満になると、オーステナイトの生成が不十分となる。その結果、再加熱工程での焼鈍後の冷却工程で十分な量のマルテンサイトが得られずに所望の強度を確保するのが困難となる。また、未再結晶組織が残存してしまい、延性を低下させる。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上とする。また、焼鈍時の焼鈍温度が９５０℃を超えるとオーステナイトの結晶粒が粗大化し、最終的に得られる鋼板の引張強度ＴＳが低下傾向にあるため、９５０℃以下とする。したがって、再加熱工程での焼鈍温度は７５０℃以上９５０℃以下とする。すなわち、再加熱工程では、７５０℃以上９５０℃以下の温度域に加熱する。
［再加熱後の冷却工程］
上記した再加熱工程での焼鈍後の冷却時において、冷却速度が小さくなりすぎると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望のマルテンサイトの面積率を確保できずに、所望の強度を確保するのが困難となる。例えば、冷延鋼板とする場合は３００℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度が３℃／ｓ未満となると、また、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は５５０℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度が３℃／ｓ未満となると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望のマルテンサイトの面積率を確保できずに、所望の強度を確保するのが困難となる。したがって、冷延鋼板とする場合は３００℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする。また、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は５５０℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする。また、特に限定する必要はないものの、上記した平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、鋼板形状が悪化する可能性があるため、上記した平均冷却速度は８０℃／ｓ以下であることが好ましい。したがって、冷延鋼板とする場合は３００℃以上７００℃以下の温度域の、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は５５０℃以上７００℃以下の温度域の平均冷却速度は３℃／ｓ以上とし、好ましくは３℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下とする。
上記した再加熱工程での焼鈍後の冷却時において、冷却速度が小さくなりすぎると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望のマルテンサイトの面積率を確保できずに、所望の強度を確保するのが困難となる。例えば、冷延鋼板とする場合は３００℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度が３℃／ｓ未満となると、また、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は５５０℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度が３℃／ｓ未満となると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望のマルテンサイトの面積率を確保できずに、所望の強度を確保するのが困難となる。したがって、冷延鋼板とする場合は３００℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする。また、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は５５０℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする。また、特に限定する必要はないものの、上記した平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、鋼板形状が悪化する可能性があるため、上記した平均冷却速度は８０℃／ｓ以下であることが好ましい。したがって、冷延鋼板とする場合は３００℃以上７００℃以下の温度域の、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は５５０℃以上７００℃以下の温度域の平均冷却速度は３℃／ｓ以上とし、好ましくは３℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下とする。
その後は、冷延鋼板として製造する場合には、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する場合には、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する場合には、合金化処理を行ってもよい。
［溶融亜鉛めっき工程］
溶融亜鉛めっきを施す場合は、４２０℃以上５５０℃以下の温度域で施すのが好ましく、焼鈍後の冷却工程の中で行うことができる。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩ（溶融亜鉛めっき鋼板）では、Ａｌ：０．１５〜０．２３質量％を含有する亜鉛浴を使用し、ＧＡ（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）では、Ａｌ：０．１２〜０．２０質量％を含有する亜鉛浴を使用することが好ましい。また、めっき付着量は片面あたり２０〜７０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましく、ＧＡは、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７〜１５質量％とすることが好ましい。
溶融亜鉛めっきを施す場合は、４２０℃以上５５０℃以下の温度域で施すのが好ましく、焼鈍後の冷却工程の中で行うことができる。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩ（溶融亜鉛めっき鋼板）では、Ａｌ：０．１５〜０．２３質量％を含有する亜鉛浴を使用し、ＧＡ（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）では、Ａｌ：０．１２〜０．２０質量％を含有する亜鉛浴を使用することが好ましい。また、めっき付着量は片面あたり２０〜７０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましく、ＧＡは、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７〜１５質量％とすることが好ましい。
［合金化処理工程］
合金化処理時の合金化処理温度が４７０℃未満になると、合金化が進行しないという問題が生じる。一方で、合金化処理温度が６００℃を超える場合、フェライトの結晶粒の粗大化を引き起こし、所望の強度を確保するのが困難となる。したがって、合金化処理温度は４７０℃以上６００℃以下とする。すなわち、亜鉛めっきの合金化処理は、４７０℃以上６００℃以下の温度域で施す。
合金化処理時の合金化処理温度が４７０℃未満になると、合金化が進行しないという問題が生じる。一方で、合金化処理温度が６００℃を超える場合、フェライトの結晶粒の粗大化を引き起こし、所望の強度を確保するのが困難となる。したがって、合金化処理温度は４７０℃以上６００℃以下とする。すなわち、亜鉛めっきの合金化処理は、４７０℃以上６００℃以下の温度域で施す。
加熱後の保持工程の後、再加熱工程を実施する本製造方法では、加熱後、保持工程（１回目の焼鈍）を行い、冷却工程を施すことなく、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）、または溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で再加熱工程を実施して再加熱（２回目の焼鈍）を行う。溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で、２回目の加熱を行う場合には、再加熱後の冷却の過程で、上記した再加熱後の冷却工程の後、溶融亜鉛めっきを施す。また、その後、適宜合金化処理を施す。
本製造方法において、１回目の焼鈍工程で、一旦４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱後、保持することで、未再結晶フェライトを十分に再結晶させ、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な集合組織を発達させる。
また、前述のように、１回目の焼鈍工程で、特にγ−ｆｉｂｅｒへの集積を高めておけば、その後の２回目の焼鈍工程で、フェライト素地中にマルテンサイトを分散させたとしても、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒへの集積の高いフェライトおよびマルテンサイトが形成されるため、集合組織が大きく変化することはなく、効果的に強度を向上させることが可能になる。
なお、上記のように熱処理を施して、冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板等とした後、スキンパス圧延を施してもよい。上記した熱処理後にスキンパス圧延を施す場合、スキンパス圧延の伸長率は、０．１％以上１．５％以下の範囲が好ましい。０．１％未満では形状矯正の効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、１．５％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを良好範囲の上限とする。なお、スキンパス圧延は、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の伸長率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
＜第二発明（第二実施形態）＞
先ず、成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
先ず、成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
［Ｃ：０．０６０％以上０．１５０％以下］
Ｃは、ＴｉおよびＶと析出物（炭化物）を形成することで、焼鈍時の粒成長を制御して、高ヤング率化に寄与するとともに、マルテンサイトによる組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。Ｃ量が０．０６０％未満では、フェライト粒径が粗大化し、また必要な面積率のマルテンサイトを得るのが困難になるとともに、マルテンサイトが硬化しないため、十分な強度が得られない。一方、Ｃ量が０．１５０％を超えると、炭化物の効果が飽和するとともに、それに応じてＴｉおよびＶの添加量を多くする必要がある。また、合金コストが増加する。したがって、Ｃ量は０．０６０％以上０．１５０％以下とし、好ましくは０．０８０％以上０．１３０％以下とする。
Ｃは、ＴｉおよびＶと析出物（炭化物）を形成することで、焼鈍時の粒成長を制御して、高ヤング率化に寄与するとともに、マルテンサイトによる組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。Ｃ量が０．０６０％未満では、フェライト粒径が粗大化し、また必要な面積率のマルテンサイトを得るのが困難になるとともに、マルテンサイトが硬化しないため、十分な強度が得られない。一方、Ｃ量が０．１５０％を超えると、炭化物の効果が飽和するとともに、それに応じてＴｉおよびＶの添加量を多くする必要がある。また、合金コストが増加する。したがって、Ｃ量は０．０６０％以上０．１５０％以下とし、好ましくは０．０８０％以上０．１３０％以下とする。
［Ｓｉ：０．５０％以上２．２０％以下］
Ｓｉは、本発明において重要な元素の１つである。フェライト安定化元素であるＳｉは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト変態を促進することでヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させ、またオーステナイト中にＣを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進することができるので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。さらに、フェライトに固溶したＳｉは、加工硬化能を向上させ、フェライト自身の延性を高める。こうした効果を得るためには、Ｓｉ量は０．５０％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ量が２．２０％を超えると、鋼板の溶接性を劣化させ、また、熱間圧延前の加熱時にスラブ表面でファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。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る。また、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Ｓｉ酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Ｓｉ量は０．５０％以上２．２０％以下とし、好ましくは０．８０％以上２．１０％以下とする。
Ｓｉは、本発明において重要な元素の１つである。フェライト安定化元素であるＳｉは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト変態を促進することでヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させ、またオーステナイト中にＣを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進することができるので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。さらに、フェライトに固溶したＳｉは、加工硬化能を向上させ、フェライト自身の延性を高める。こうした効果を得るためには、Ｓｉ量は０．５０％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ量が２．２０％を超えると、鋼板の溶接性を劣化させ、また、熱間圧延前の加熱時にスラブ表面でファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。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る。また、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Ｓｉ酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Ｓｉ量は０．５０％以上２．２０％以下とし、好ましくは０．８０％以上２．１０％以下とする。
［Ｍｎ：１．００％以上３．００％以下］
Ｍｎは、焼鈍時の冷却過程において、焼入れ性を高め、低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与し、さらに固溶強化元素としても高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｎ量を１．００％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が３．００％を超えると、焼鈍時の冷却過程でヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に必要なフェライトの生成が著しく抑制され、また、低温変態相が増加することで鋼が極端に高強度化し、加工性が劣化する。また、このような多量のＭｎは鋼板の溶接性も劣化させる。したがって、Ｍｎ量は１．００％以上３．００％以下とし、好ましくは１．５０％以上２．８０％以下とする。
Ｍｎは、焼鈍時の冷却過程において、焼入れ性を高め、低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与し、さらに固溶強化元素としても高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｎ量を１．００％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が３．００％を超えると、焼鈍時の冷却過程でヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に必要なフェライトの生成が著しく抑制され、また、低温変態相が増加することで鋼が極端に高強度化し、加工性が劣化する。また、このような多量のＭｎは鋼板の溶接性も劣化させる。したがって、Ｍｎ量は１．００％以上３．００％以下とし、好ましくは１．５０％以上２．８０％以下とする。
［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加でき、さらに、フェライト変態を促進するため複合組織化にも有効な元素である。しかしながら、０．１００％を超えて含有すると、スポット溶接性の劣化を招く。そのうえ、亜鉛めっきの合金化処理を施す場合では、合金化速度を低下させ、めっき性を損なう。したがって、Ｐ量は０．１００％以下とする必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．００１％以上０．１００％以下とする。
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加でき、さらに、フェライト変態を促進するため複合組織化にも有効な元素である。しかしながら、０．１００％を超えて含有すると、スポット溶接性の劣化を招く。そのうえ、亜鉛めっきの合金化処理を施す場合では、合金化速度を低下させ、めっき性を損なう。したがって、Ｐ量は０．１００％以下とする必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．００１％以上０．１００％以下とする。
［Ｓ：０．０１００％以下］
Ｓは、熱間圧延時の熱間割れを引き起こす要因となる他、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その含有量は極力低減するのが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下に抑えるのがよい。一方で、Ｓの含有量を０．０００１％未満に抑えることとすると、製造コストが増加する。このため、Ｓは、０．０００１％を下限値とすることが好ましい。したがって、Ｓ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下とする。
Ｓは、熱間圧延時の熱間割れを引き起こす要因となる他、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その含有量は極力低減するのが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下に抑えるのがよい。一方で、Ｓの含有量を０．０００１％未満に抑えることとすると、製造コストが増加する。このため、Ｓは、０．０００１％を下限値とすることが好ましい。したがって、Ｓ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下とする。
［Ａｌ：０．０１０％以上２．５００％以下］
Ａｌは鋼の脱酸元素として有用であるため、Ａｌ量は０．０１０％以上とすることが望ましい。さらに、フェライト生成元素であるＡｌは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト生成を促進し、オーステナイト中にＣを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進するので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。このような効果を得るためには、Ａｌ量は０．０２０％以上とすることがより望ましい。一方、２．５００％を超えて含有されると、Ａｒ３変態点を大きく上昇させ、オーステナイト単相域が消失し、オーステナイト域で熱間圧延を終了できなくなる。したがって、Ａｌ量は０．０１０％以上２．５００％以下とし、好ましくは０．０２０％以上２．５００％以下とする。
Ａｌは鋼の脱酸元素として有用であるため、Ａｌ量は０．０１０％以上とすることが望ましい。さらに、フェライト生成元素であるＡｌは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト生成を促進し、オーステナイト中にＣを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進するので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。このような効果を得るためには、Ａｌ量は０．０２０％以上とすることがより望ましい。一方、２．５００％を超えて含有されると、Ａｒ３変態点を大きく上昇させ、オーステナイト単相域が消失し、オーステナイト域で熱間圧延を終了できなくなる。したがって、Ａｌ量は０．０１０％以上２．５００％以下とし、好ましくは０．０２０％以上２．５００％以下とする。
［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００６０％以下に抑えるのがよい。また、生産技術上の制約によっては、０．０００５％程度を下限値とするＮの含有量を許容してよい。
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００６０％以下に抑えるのがよい。また、生産技術上の制約によっては、０．０００５％程度を下限値とするＮの含有量を許容してよい。
［Ｔｉ：０．００１％以上０．２００％以下］
Ｔｉは、本発明において重要な元素の１つである。Ｔｉは、Ｃ、Ｓ、Ｎと析出物を形成して、焼鈍時にヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させ、また、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。また、Ｂを添加した場合は、ＮをＴｉＮとして析出させるため、ＢＮの析出が抑制され、後述するＢの効果が有効に発現される。こうした効果を得るには、Ｔｉ量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ量が０．２００％を超えると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Ｔｉ量が０．２００％を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｔｉ量は０．００１％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．２００％以下とする。
Ｔｉは、本発明において重要な元素の１つである。Ｔｉは、Ｃ、Ｓ、Ｎと析出物を形成して、焼鈍時にヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させ、また、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。また、Ｂを添加した場合は、ＮをＴｉＮとして析出させるため、ＢＮの析出が抑制され、後述するＢの効果が有効に発現される。こうした効果を得るには、Ｔｉ量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ量が０．２００％を超えると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Ｔｉ量が０．２００％を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｔｉ量は０．００１％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．２００％以下とする。
［Ｖ：０．００１％以上０．２００％以下］
Ｖは、本発明において重要な元素の１つである。Ｖは、Ｃと析出物を形成して、焼鈍時にヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させ、また、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。このような作用を有するためには、Ｖ量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｖ量が０．２００％を超えると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Ｖ量が０．２００％を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖ量は０．００１％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．２００％以下とする。
Ｖは、本発明において重要な元素の１つである。Ｖは、Ｃと析出物を形成して、焼鈍時にヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させ、また、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。このような作用を有するためには、Ｖ量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｖ量が０．２００％を超えると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Ｖ量が０．２００％を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖ量は０．００１％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．２００％以下とする。
また、本発明では、上記したＣ、Ｎ、Ｓ、ＴｉおよびＶの含有量が下記（２）式の関係を満たす必要がある。
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（２）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／５０．９）×Ｖ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（２）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／５０．９）×Ｖ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
本発明では、固溶Ｃ量を５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下の範囲に制御することで、冷間圧延および焼鈍時にヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な方位を発達させることができ、また強度を確保することができる。このため、固溶Ｃ量を表すＣ＊を上記（１）式のように５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下とする。なお、鋼中のＣは、ＴｉおよびＶとＴｉＣ、ＶＣといった析出物を形成する。一方、鋼中のＴｉは、Ｃよりも優先してＮやＳと結合し、ＴｉＮ、ＴｉＳといった析出物を形成する。このため、鋼中の固溶Ｃ量は、このような析出を考慮して、上記したＣ＊にて求めることができる。
本発明の高強度高ヤング率鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、およびＣｕ：０．０５％以上１．００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素や、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下や、Ｃａ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下、およびＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を、単独で、あるいは組み合わせて含有されることが好ましい。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイトを安定化し、複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量は、それぞれ０．０５％以上にする必要がある。一方、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量が、それぞれ１．００％を超えると、成形性やスポット溶接性が低下する。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合は、その含有量はそれぞれ０．０５％以上１．００％以下とする。
Ｂは、オーステナイトからのパーライトやベイナイトの生成を抑制し、オーステナイトを安定化させてマルテンサイトの生成を促進するため、強度の確保に有効である。この効果は、Ｂの含有量が０．０００３％以上で得られる。一方で、０．００５０％を超えてＢを添加しても効果は飽和する上、熱間圧延時の製造性を低下させる要因となる。したがって、Ｂを添加する場合は、その含有量は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、局部延性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、Ｃａ量は０．００１０％以上、Ｍｇ量は０．０００５％以上、ＲＥＭ量は０．０００３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃａ量およびＲＥＭ量は、それぞれ０．００５０％、また、Ｍｇ量は０．０１００％を超えて過剰に添加すると、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加する場合は、Ｃａ量は０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ量は０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ量は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
以上に含有量を示した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、本発明の効果を害しない範囲であれば、上記以外の他成分の含有を拒むものではない。ただし、酸素（Ｏ）については、非金属介在物を生成して鋼板品質に悪影響を及ぼすため、その含有量は、０．００３％以下に抑えるのが好ましい。
次に、ミクロ組織について説明する。
［フェライトの面積率：２０％以上］
フェライトはヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な集合組織の発達効果を有する。こうした効果を得るには、フェライトの面積率は２０％以上とする必要がある。より良好なヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを得るには、フェライトの面積率は３０％以上とすることが好ましい。なお、ここでいうフェライトは、いわゆるフェライトに加えて、炭化物の析出を含まないベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライトを含む。
フェライトはヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な集合組織の発達効果を有する。こうした効果を得るには、フェライトの面積率は２０％以上とする必要がある。より良好なヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを得るには、フェライトの面積率は３０％以上とすることが好ましい。なお、ここでいうフェライトは、いわゆるフェライトに加えて、炭化物の析出を含まないベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライトを含む。
［マルテンサイトの面積率：５％以上］
マルテンサイトを含有することにより、強度および強度−伸びバランスが向上する。マルテンサイトの面積率が５％未満では、必要な引張強度ＴＳ、具体的には７８０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを確保することが困難である。したがって、マルテンサイトの面積率は５％以上とする必要がある。
マルテンサイトを含有することにより、強度および強度−伸びバランスが向上する。マルテンサイトの面積率が５％未満では、必要な引張強度ＴＳ、具体的には７８０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを確保することが困難である。したがって、マルテンサイトの面積率は５％以上とする必要がある。
なお、フェライトとマルテンサイトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で３視野観察し、得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各組織（フェライトおよびマルテンサイト）の面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して求めることが出来る。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、マルテンサイトは白色の組織を呈している。
［フェライトの平均結晶粒径：２０．０μｍ以下］
フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍを超えると、高強度化が図れない。したがって、フェライトの結晶粒径を微細化し、強度の向上を図るために、フェライトの平均結晶粒径は２０．０μｍ以下とする。また、特に限定する必要はないが、フェライトの平均結晶粒径が１μｍ未満では、延性が低下傾向にあるため、フェライトの平均結晶粒径は１μｍ以上であることが好ましい。
フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍを超えると、高強度化が図れない。したがって、フェライトの結晶粒径を微細化し、強度の向上を図るために、フェライトの平均結晶粒径は２０．０μｍ以下とする。また、特に限定する必要はないが、フェライトの平均結晶粒径が１μｍ未満では、延性が低下傾向にあるため、フェライトの平均結晶粒径は１μｍ以上であることが好ましい。
なお、フェライトの平均結晶粒径は、上述のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、画像上に引いた線分の長さを実際の長さに補正した値を、画像上に引いた線分が通る結晶粒の数で割ることで算出した。
なお、本発明のミクロ組織では、上記したフェライトとマルテンサイトの合計の面積率を９０％以上とすることが好ましい。本発明のミクロ組織には、フェライトとマルテンサイト以外に、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、パーライト、セメンタイト等の炭化物等が、面積率で１０％以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
［フェライトおよびマルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比：それぞれ１．００以上］
α−ｆｉｂｅｒとは＜１１０＞軸が圧延方向に平行な繊維集合組織であり、また、γ−ｆｉｂｅｒとは＜１１１＞軸が圧延面法線方向に平行な繊維集合組織である。体心立方金属では、圧延変形によりα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒが強く発達し、再結晶でもそれらに属する集合組織が形成するという特徴がある。
フェライトおよびマルテンサイトでのγ−ｆｉｂｅｒを発達させることにより、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させることができることから、鋼板の１／４板厚におけるフェライトおよびマルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を、１．００以上にする必要がある。ここで、フェライトおよびマルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて結晶方位を測定し、得られたデータを、ＡＭＥＴＥＫ ＥＤＡＸ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、各組織（フェライトおよびマルテンサイト）に分離し、各組織のα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を求めることにより、算出した。
α−ｆｉｂｅｒとは＜１１０＞軸が圧延方向に平行な繊維集合組織であり、また、γ−ｆｉｂｅｒとは＜１１１＞軸が圧延面法線方向に平行な繊維集合組織である。体心立方金属では、圧延変形によりα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒが強く発達し、再結晶でもそれらに属する集合組織が形成するという特徴がある。
フェライトおよびマルテンサイトでのγ−ｆｉｂｅｒを発達させることにより、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させることができることから、鋼板の１／４板厚におけるフェライトおよびマルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を、１．００以上にする必要がある。ここで、フェライトおよびマルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて結晶方位を測定し、得られたデータを、ＡＭＥＴＥＫ ＥＤＡＸ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、各組織（フェライトおよびマルテンサイト）に分離し、各組織のα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を求めることにより、算出した。
本発明では、上記成分組成の鋼を上記ミクロ組織に制御することで、高強度高ヤング率鋼板を得る。また、本発明の高強度高ヤング率鋼板は、冷延鋼板としても良く、また、表面に溶融亜鉛めっき皮膜や合金化溶融亜鉛めっき皮膜、電気亜鉛めっき皮膜、Ａｌめっき皮膜などのめっき皮膜を有するめっき鋼板としてもよく、また熱延鋼板としてもよい。
以上からなる本発明の高強度高ヤング率鋼板は、以下の特性を有する。
［圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向のヤング率が２０５ＧＰａ以上、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上］
ＴＳ７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用により板厚を減少させる場合、構造部品の剛性が低下する。したがって、軽量化と構造部品の剛性を両立させるため、本発明のヤング率を、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向は２０５ＧＰａ以上、かつ、圧延方向に対して直角方向は２２０ＧＰａ以上に限定する。好ましくは、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向は２０８ＧＰａ以上、かつ、圧延方向に対して直角方向は２２３ＧＰａ以上である。より好ましくは、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向は２１０ＧＰａ以上、かつ、圧延方向に対して直角方向は２２５ＧＰａ以上である。
ＴＳ７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用により板厚を減少させる場合、構造部品の剛性が低下する。したがって、軽量化と構造部品の剛性を両立させるため、本発明のヤング率を、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向は２０５ＧＰａ以上、かつ、圧延方向に対して直角方向は２２０ＧＰａ以上に限定する。好ましくは、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向は２０８ＧＰａ以上、かつ、圧延方向に対して直角方向は２２３ＧＰａ以上である。より好ましくは、圧延方向、および圧延方向に対して４５°方向は２１０ＧＰａ以上、かつ、圧延方向に対して直角方向は２２５ＧＰａ以上である。
［平均ｒ値：１．０５以上］
ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、軟鋼板に比べてプレス成形性、特に深絞り性が大きく低下する。したがって、内外板パネルや足回りなどの絞り成形主体の部材に対応するため、本発明例の平均ｒ値を１．０５以上に限定し、好ましくは１．０７以上、より好ましくは１．１０以上とする。
ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、軟鋼板に比べてプレス成形性、特に深絞り性が大きく低下する。したがって、内外板パネルや足回りなどの絞り成形主体の部材に対応するため、本発明例の平均ｒ値を１．０５以上に限定し、好ましくは１．０７以上、より好ましくは１．１０以上とする。
［限界絞り比（ＬＤＲ）：２．０３以上］
ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、軟鋼板に比べてプレス成形性、特に深絞り性が大きく低下する。したがって、内外板パネルや足回りなどの絞り成形主体の部材に対応するため、本発明例の限界絞り比（ＬＤＲ）を２．０３以上に限定し、好ましくは２．０６以上、より好ましくは２．０９以上、さらに好ましくは２．１２以上とする。
ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、軟鋼板に比べてプレス成形性、特に深絞り性が大きく低下する。したがって、内外板パネルや足回りなどの絞り成形主体の部材に対応するため、本発明例の限界絞り比（ＬＤＲ）を２．０３以上に限定し、好ましくは２．０６以上、より好ましくは２．０９以上、さらに好ましくは２．１２以上とする。
次に、このような高強度高ヤング率鋼板を得るための製造方法について説明する。
先ず、冷延鋼板とする場合は、例えば連続鋳造法により得られた上記成分組成の鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し（鋼スラブの加熱工程）、次いで８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し（熱間圧延工程）、５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取った後（巻取工程）、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程（冷間圧延工程）を経て得られた冷延板を、４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱し（加熱工程）、当該温度域で３００ｓ以上保持し（加熱後の保持工程）、次いで７５０℃以上９５０℃以下に加熱し（再加熱工程）、その後３００℃以上７００℃以下の温度域を平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却する（再加熱後の冷却工程）。本製造方法によって、冷延鋼板である高強度高ヤング率鋼板、すなわち高強度高ヤング率冷延鋼板が得られる。
また、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は、上記成分組成の鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し（鋼スラブの加熱工程）、次いで８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し（熱間圧延工程）、５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取った後（巻取工程）、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程（冷間圧延工程）を経て得られた冷延板を、４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱し（加熱工程）、当該温度域で３００ｓ以上保持し（加熱後の保持工程）、次いで７５０℃以上９５０℃以下に加熱し（再加熱工程）、その後５５０℃以上７００℃以下の温度域を平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却し（再加熱後の冷却工程）、その後溶融亜鉛めっきを施す（溶融亜鉛めっき工程）。本製造方法によって、溶融亜鉛めっき鋼板である高強度高ヤング率鋼板、すなわち高強度高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は、溶融亜鉛めっきを施した後、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す（合金化処理工程）。本製造方法によって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板である高強度高ヤング率鋼板、すなわち高強度高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
以下、各工程について詳細に説明する。
以下、各工程について詳細に説明する。
［鋼スラブの加熱工程］
鋳造された鋼スラブを加熱する段階で存在しているＴｉおよびＶ系の析出物は、そのままでは最終的に得られる鋼板内に粗大な析出物として残存することになり、強度およびヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲに寄与しない。このため、鋼スラブの加熱時には、鋳造時に析出したＴｉおよびＶ系析出物を再溶解させる必要がある。これによる強度への寄与は、１１５０℃以上の加熱で認められている。また、スラブ表層の気泡や偏析等の欠陥をスケールオフし、亀裂や凹凸の少ない平滑な鋼板表面を得るためにも、１１５０℃以上に加熱するのがよい。ただし、加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイトの結晶粒の粗大化を引き起こす。その結果、最終組織が粗大化して強度および延性の低下を招く。したがって、鋼スラブは１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱する。すなわち、スラブ加熱温度は１１５０℃以上１３００℃以下とする。
鋳造された鋼スラブを加熱する段階で存在しているＴｉおよびＶ系の析出物は、そのままでは最終的に得られる鋼板内に粗大な析出物として残存することになり、強度およびヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲに寄与しない。このため、鋼スラブの加熱時には、鋳造時に析出したＴｉおよびＶ系析出物を再溶解させる必要がある。これによる強度への寄与は、１１５０℃以上の加熱で認められている。また、スラブ表層の気泡や偏析等の欠陥をスケールオフし、亀裂や凹凸の少ない平滑な鋼板表面を得るためにも、１１５０℃以上に加熱するのがよい。ただし、加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイトの結晶粒の粗大化を引き起こす。その結果、最終組織が粗大化して強度および延性の低下を招く。したがって、鋼スラブは１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱する。すなわち、スラブ加熱温度は１１５０℃以上１３００℃以下とする。
［熱間圧延工程］
熱間圧延工程は、粗圧延および仕上げ圧延からなり、加熱後の鋼スラブは、この粗圧延および仕上げ圧延を経て熱延板となる。この熱間圧延の仕上げ温度が１０００℃を超えると、酸化物（熱延スケール）の生成量が急激に増加し、地鉄と酸化物との界面が荒れるため、後段の酸洗工程後や冷間圧延工程後の表面品質を劣化させる。一方で、熱間圧延の仕上げ温度が８５０℃未満になると、圧延荷重が増大して圧延負荷が大きくなる他、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が上昇して異常な集合組織が発達する。その結果、最終製品における面内異方性が顕著となって、材質の均一性が損なわれるだけでなくヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲそのものの低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ温度は８５０℃以上１０００℃以下とし、好ましくは８５０℃以上９５０℃以下とする。
熱間圧延工程は、粗圧延および仕上げ圧延からなり、加熱後の鋼スラブは、この粗圧延および仕上げ圧延を経て熱延板となる。この熱間圧延の仕上げ温度が１０００℃を超えると、酸化物（熱延スケール）の生成量が急激に増加し、地鉄と酸化物との界面が荒れるため、後段の酸洗工程後や冷間圧延工程後の表面品質を劣化させる。一方で、熱間圧延の仕上げ温度が８５０℃未満になると、圧延荷重が増大して圧延負荷が大きくなる他、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が上昇して異常な集合組織が発達する。その結果、最終製品における面内異方性が顕著となって、材質の均一性が損なわれるだけでなくヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲそのものの低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ温度は８５０℃以上１０００℃以下とし、好ましくは８５０℃以上９５０℃以下とする。
なお、鋼スラブは、通常の条件で粗圧延によりシートバーとされる。ここで、加熱温度を低くした場合には、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーター等を用いてシートバーを加熱することが好ましい。
［巻取工程］
熱間圧延後の熱延板を巻き取る際の巻取温度が８００℃を超えると、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ＴｉやＶ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。一方、巻取温度が５００℃未満になると、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る。その結果、焼鈍後の集合組織が発達せず、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲが向上しない。したがって、巻取温度は５００℃以上８００℃以下とする。すなわち、熱間圧延後は５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取る。
熱間圧延後の熱延板を巻き取る際の巻取温度が８００℃を超えると、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ＴｉやＶ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。一方、巻取温度が５００℃未満になると、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る。その結果、焼鈍後の集合組織が発達せず、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲが向上しない。したがって、巻取温度は５００℃以上８００℃以下とする。すなわち、熱間圧延後は５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取る。
［冷間圧延工程］
熱間圧延工程後に冷間圧延を行って、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有効なα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒを集積させる。すなわち、冷間圧延によりα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ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、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒを持つフェライトを増やし、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを高くする。このような効果を得るには、冷間圧延時の冷延圧下率を４０％以上とする必要がある。さらに、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させる観点からは、冷延圧下率を５０％以上とすることが好ましい。一方で、冷延圧下率が大きくなると、圧延荷重が大きくなって製造が困難になるため、冷延圧下率を８０％以下とすることが好ましい。したがって、冷延圧下率は４０％以上とし、好ましくは４０％以上８０％以下、より好ましくは５０％以上８０％以下とする。なお、圧延パスの回数、各パス毎の冷延圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
熱間圧延工程後に冷間圧延を行って、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有効なα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒを集積させる。すなわち、冷間圧延によりα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ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、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒを持つフェライトを増やし、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを高くする。このような効果を得るには、冷間圧延時の冷延圧下率を４０％以上とする必要がある。さらに、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させる観点からは、冷延圧下率を５０％以上とすることが好ましい。一方で、冷延圧下率が大きくなると、圧延荷重が大きくなって製造が困難になるため、冷延圧下率を８０％以下とすることが好ましい。したがって、冷延圧下率は４０％以上とし、好ましくは４０％以上８０％以下、より好ましくは５０％以上８０％以下とする。なお、圧延パスの回数、各パス毎の冷延圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
［加熱工程］
加熱時の焼鈍温度が低い場合には、未再結晶組織が残存し、γ−ｆｉｂｅｒへの集積が難しくなり、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲが低下する。このため、焼鈍温度は４５０℃以上とする。さらに、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させる観点からは、焼鈍温度を５５０℃以上とすることが好ましい。一方、焼鈍温度が８００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、焼鈍後冷却時に再変態したフェライトがα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒに集積することが難しくなる。したがって、加熱工程での焼鈍温度は４５０℃以上８００℃以下とする。すなわち、加熱工程では、４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱する。好ましくは５５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱する。
［加熱後の保持工程］
上記した４５０℃以上８００℃以下の温度域での保持時間が３００ｓ未満になると、未再結晶組織が残存し、γ−ｆｉｂｅｒへの集積が難しくなり、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲが低下する。このため、保持時間は３００ｓ以上とする。また、特に限定する必要はないものの、保持時間が１０００００ｓを超えると、再結晶フェライト粒径が粗大化するため、保持時間は１０００００ｓ以下であることが好ましい。したがって、保持時間は３００ｓ以上とし、好ましくは３００ｓ以上１０００００ｓ以下とする。加熱後の冷却工程を実施する場合には、室温まで冷却してもよく、また、過時効帯を通過させる処理を施してもよい。なお、特に限定する必要はないものの、室温または過時効帯までの平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、鋼板形状が悪化する可能性があるため、平均冷却速度が８０℃／ｓ以下であることが好ましい。
加熱時の焼鈍温度が低い場合には、未再結晶組織が残存し、γ−ｆｉｂｅｒへの集積が難しくなり、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲが低下する。このため、焼鈍温度は４５０℃以上とする。さらに、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲを向上させる観点からは、焼鈍温度を５５０℃以上とすることが好ましい。一方、焼鈍温度が８００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、焼鈍後冷却時に再変態したフェライトがα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒ、特にγ−ｆｉｂｅｒに集積することが難しくなる。したがって、加熱工程での焼鈍温度は４５０℃以上８００℃以下とする。すなわち、加熱工程では、４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱する。好ましくは５５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱する。
［加熱後の保持工程］
上記した４５０℃以上８００℃以下の温度域での保持時間が３００ｓ未満になると、未再結晶組織が残存し、γ−ｆｉｂｅｒへの集積が難しくなり、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲが低下する。このため、保持時間は３００ｓ以上とする。また、特に限定する必要はないものの、保持時間が１０００００ｓを超えると、再結晶フェライト粒径が粗大化するため、保持時間は１０００００ｓ以下であることが好ましい。したがって、保持時間は３００ｓ以上とし、好ましくは３００ｓ以上１０００００ｓ以下とする。加熱後の冷却工程を実施する場合には、室温まで冷却してもよく、また、過時効帯を通過させる処理を施してもよい。なお、特に限定する必要はないものの、室温または過時効帯までの平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、鋼板形状が悪化する可能性があるため、平均冷却速度が８０℃／ｓ以下であることが好ましい。
［再加熱工程］
再加熱時の焼鈍温度が７５０℃未満になると、オーステナイトの生成が不十分となる。その結果、再加熱工程での焼鈍後の冷却工程で十分な量のマルテンサイトが得られずに所望の強度を確保するのが困難となる。また、未再結晶組織が残存してしまい、延性を低下させる。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上とする。また、焼鈍時の焼鈍温度が９５０℃を超えるとオーステナイトの結晶粒が粗大化し、最終的に得られる鋼板の引張強度ＴＳが低下傾向にあるため、９５０℃以下とする。したがって、再加熱工程での焼鈍温度は７５０℃以上９５０℃以下とする。すなわち、再加熱工程では、７５０℃以上９５０℃以下の温度域に加熱する。
再加熱時の焼鈍温度が７５０℃未満になると、オーステナイトの生成が不十分となる。その結果、再加熱工程での焼鈍後の冷却工程で十分な量のマルテンサイトが得られずに所望の強度を確保するのが困難となる。また、未再結晶組織が残存してしまい、延性を低下させる。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上とする。また、焼鈍時の焼鈍温度が９５０℃を超えるとオーステナイトの結晶粒が粗大化し、最終的に得られる鋼板の引張強度ＴＳが低下傾向にあるため、９５０℃以下とする。したがって、再加熱工程での焼鈍温度は７５０℃以上９５０℃以下とする。すなわち、再加熱工程では、７５０℃以上９５０℃以下の温度域に加熱する。
［再加熱後の冷却工程］
上記した再加熱工程での焼鈍後の冷却時において、冷却速度が小さくなりすぎると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望のマルテンサイトの面積率を確保できずに、所望の強度を確保するのが困難となる。例えば、冷延鋼板とする場合は３００℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度が３℃／ｓ未満となると、また、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は５５０℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度が３℃／ｓ未満となると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望のマルテンサイトの面積率を確保できずに、所望の強度を確保するのが困難となる。したがって、冷延鋼板とする場合は３００℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする。また、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は５５０℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする。また、特に限定する必要はないものの、上記した平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、鋼板形状が悪化する可能性があるため、上記した平均冷却速度は８０℃／ｓ以下であることが好ましい。したがって、冷延鋼板とする場合は３００℃以上７００℃以下の温度域の、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は５５０℃以上７００℃以下の温度域の平均冷却速度は３℃／ｓ以上とし、好ましくは３℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下とする。
上記した再加熱工程での焼鈍後の冷却時において、冷却速度が小さくなりすぎると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望のマルテンサイトの面積率を確保できずに、所望の強度を確保するのが困難となる。例えば、冷延鋼板とする場合は３００℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度が３℃／ｓ未満となると、また、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は５５０℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度が３℃／ｓ未満となると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望のマルテンサイトの面積率を確保できずに、所望の強度を確保するのが困難となる。したがって、冷延鋼板とする場合は３００℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする。また、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は５５０℃以上７００℃以下の温度域での平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする。また、特に限定する必要はないものの、上記した平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、鋼板形状が悪化する可能性があるため、上記した平均冷却速度は８０℃／ｓ以下であることが好ましい。したがって、冷延鋼板とする場合は３００℃以上７００℃以下の温度域の、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は５５０℃以上７００℃以下の温度域の平均冷却速度は３℃／ｓ以上とし、好ましくは３℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下とする。
その後は、冷延鋼板として製造する場合には、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する場合には、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する場合には、合金化処理を行ってもよい。
［溶融亜鉛めっき工程］
溶融亜鉛めっきを施す場合は、４２０℃以上５５０℃以下の温度域で施すのが好ましく、焼鈍後の冷却工程の中で行うことができる。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩ（溶融亜鉛めっき鋼板）では、Ａｌ：０．１５〜０．２３質量％を含有する亜鉛浴を使用し、ＧＡ（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）では、Ａｌ：０．１２〜０．２０質量％を含有する亜鉛浴を使用することが好ましい。また、めっき付着量は片面あたり２０〜７０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましく、ＧＡは、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７〜１５質量％とすることが好ましい。
溶融亜鉛めっきを施す場合は、４２０℃以上５５０℃以下の温度域で施すのが好ましく、焼鈍後の冷却工程の中で行うことができる。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩ（溶融亜鉛めっき鋼板）では、Ａｌ：０．１５〜０．２３質量％を含有する亜鉛浴を使用し、ＧＡ（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）では、Ａｌ：０．１２〜０．２０質量％を含有する亜鉛浴を使用することが好ましい。また、めっき付着量は片面あたり２０〜７０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましく、ＧＡは、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７〜１５質量％とすることが好ましい。
［合金化処理工程］
合金化処理時の合金化処理温度が４７０℃未満になると、合金化が進行しないという問題が生じる。一方で、合金化処理温度が６００℃を超える場合、フェライトの結晶粒の粗大化を引き起こし、所望の強度を確保するのが困難となる。したがって、合金化処理温度は４７０℃以上６００℃以下とする。すなわち、亜鉛めっきの合金化処理は、４７０℃以上６００℃以下の温度域で施す。
合金化処理時の合金化処理温度が４７０℃未満になると、合金化が進行しないという問題が生じる。一方で、合金化処理温度が６００℃を超える場合、フェライトの結晶粒の粗大化を引き起こし、所望の強度を確保するのが困難となる。したがって、合金化処理温度は４７０℃以上６００℃以下とする。すなわち、亜鉛めっきの合金化処理は、４７０℃以上６００℃以下の温度域で施す。
加熱後の保持工程の後、再加熱工程を実施する本製造方法では、加熱後、保持工程（１回目の焼鈍）を行い、冷却工程を施すことなく、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）、または溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で再加熱工程を実施して再加熱（２回目の焼鈍）を行う。溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で、２回目の加熱を行う場合には、再加熱後の冷却の過程で、上記した再加熱後の冷却工程の後、溶融亜鉛めっきを施す。また、その後、適宜合金化処理を施す。
本製造方法において、１回目の焼鈍工程で、一旦４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱後、保持することで、未再結晶フェライトを十分に再結晶させ、ヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲの向上に有利な集合組織を発達させる。
また、前述のように、１回目の焼鈍工程で、特にγ−ｆｉｂｅｒへの集積を高めておけば、その後の２回目の焼鈍工程で、フェライト素地中にマルテンサイトを分散させたとしても、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒへの集積の高いフェライトおよびマルテンサイトが形成されるため、集合組織が大きく変化することはなく、効果的に強度を向上させることが可能になる。
なお、上記のように熱処理を施して、冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板等とした後、スキンパス圧延を施してもよい。上記した熱処理後にスキンパス圧延を施す場合、スキンパス圧延の伸長率は、０．１％以上１．５％以下の範囲が好ましい。０．１％未満では形状矯正の効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、１．５％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを良好範囲の上限とする。なお、スキンパス圧延は、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の伸長率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
次に、第一実施形態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。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを表２に示す条件で熱間圧延を施し、次いで、得られた熱延板を酸洗した。次いで、表２に示す条件で冷間圧延した後、表２に示す加熱（１回目焼鈍）、および再加熱（２回目焼鈍）を行い、冷延鋼板とした（ＣＲ：冷延鋼板（めっき無し））。一部のものは、再加熱（２回目焼鈍）後、溶融亜鉛めっきを施した（ＧＩ：溶融亜鉛めっき鋼板）。また、一部のものは、再加熱（２回目焼鈍）後、溶融亜鉛めっきを施した後、更に、合金化処理を施した（ＧＡ：合金化溶融亜鉛めっき鋼板）。表２における再加熱（２回目焼鈍）後の平均冷却速度は、ＣＲにおいては３００〜７００℃の温度域での平均冷却速度、ＧＩとＧＡにおいては、５５０〜７００℃の温度域での平均冷却速度のことである。
なお、溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩではＡｌ：０．１８質量％を含有する亜鉛浴を使用し、ＧＡではＡｌ：０．１５質量％を含有する亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９〜１２質量％とした。
なお、溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩではＡｌ：０．１８質量％を含有する亜鉛浴を使用し、ＧＡではＡｌ：０．１５質量％を含有する亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９〜１２質量％とした。
以上のようにして得られた各鋼板を供試材として、機械的特性を評価した。機械的特性は、以下のように引張試験およびヤング率測定、平均ｒ値測定および深絞り成形試験を行い、評価した。その結果を表３に示す。また、供試材である各鋼板の板厚も表３に示す。
［引張試験］
引張試験は、伸長率０．５％の調質圧延を施した鋼板から、引張方向が鋼板の圧延方向となるように採取したＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８年）に規定のＪＩＳ５号試験片を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８年）に準拠して行い、引張強度ＴＳ、全伸びＥＬを測定した。
引張試験は、伸長率０．５％の調質圧延を施した鋼板から、引張方向が鋼板の圧延方向となるように採取したＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８年）に規定のＪＩＳ５号試験片を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８年）に準拠して行い、引張強度ＴＳ、全伸びＥＬを測定した。
［ヤング率測定］
ヤング率測定は鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向から１０ｍｍ×５０ｍｍ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）に従いヤング率を測定した。
ヤング率測定は鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向から１０ｍｍ×５０ｍｍ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）に従いヤング率を測定した。
［平均ｒ値測定］
平均ｒ値測定は、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向からそれぞれＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８年）に規定のＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２５４の規定に準拠してそれぞれの塑性歪比ｒＬ、ｒＤ、ｒＣ、を求め、以下の式により平均ｒ値を算出した。
平均ｒ値＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４
なお、本発明では、平均ｒ値≧１．０５の場合を平均ｒ値が良好と判定した。
平均ｒ値測定は、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向からそれぞれＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８年）に規定のＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２５４の規定に準拠してそれぞれの塑性歪比ｒＬ、ｒＤ、ｒＣ、を求め、以下の式により平均ｒ値を算出した。
平均ｒ値＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４
なお、本発明では、平均ｒ値≧１．０５の場合を平均ｒ値が良好と判定した。
［深絞り成形試験］
深絞り成形試験は、円筒絞り試験で行い、限界絞り比（ＬＤＲ）により深絞り性を評価した。円筒深絞り試験条件は、試験には直径３３ｍｍφの円筒ポンチを用い、板厚１．２ｍｍ材は、ダイス径：３６．６ｍｍの金型を用いた。試験は、しわ押さえ力：１．５ｔｏｎ（１４．７１ｋＮ）で行った。めっき状態などにより表面の摺動状態が変わるため、表面の摺動状態が試験に影響しない様、サンプルとダイスの間にポリエチレンシートを置いて高潤滑条件で試験を行った。ブランク径を１ｍｍピッチで変化させ、破断せず絞りぬけたブランク径Ｄとポンチ径ｄの比（Ｄ／ｄ）をＬＤＲとした。なお、本発明では、ＬＤＲ≧２．０３の場合を深絞り性が良好と判定した。
深絞り成形試験は、円筒絞り試験で行い、限界絞り比（ＬＤＲ）により深絞り性を評価した。円筒深絞り試験条件は、試験には直径３３ｍｍφの円筒ポンチを用い、板厚１．２ｍｍ材は、ダイス径：３６．６ｍｍの金型を用いた。試験は、しわ押さえ力：１．５ｔｏｎ（１４．７１ｋＮ）で行った。めっき状態などにより表面の摺動状態が変わるため、表面の摺動状態が試験に影響しない様、サンプルとダイスの間にポリエチレンシートを置いて高潤滑条件で試験を行った。ブランク径を１ｍｍピッチで変化させ、破断せず絞りぬけたブランク径Ｄとポンチ径ｄの比（Ｄ／ｄ）をＬＤＲとした。なお、本発明では、ＬＤＲ≧２．０３の場合を深絞り性が良好と判定した。
また、前述した方法にしたがって、フェライトの面積率およびマルテンサイトの面積率、また、鋼板の板厚１／４位置におけるフェライトおよびマルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を求めた。結果を表３に示す。
表３に示すように、本発明例では、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、圧延方向および圧延方向に対して４５°方向のヤング率は２０５ＧＰａ以上、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率は２２０ＧＰａ以上と良好であり、さらに、平均ｒ値が１．０５以上、かつ限界絞り比（ＬＤＲ）が２．０３以上である優れた深絞り性を有しており、所望の機械的特性が得られた。一方、比較例では、強度、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲのいずれか一つ以上が劣っている。
以上、本発明の第一の実施の形態について説明した。本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。
また、本発明は、めっきなしの熱延鋼板や電気亜鉛めっき鋼板等の鋼板にも適用して高強度高ヤング率鋼板とすることができ、同様の効果が期待できる。
次に、第二実施形態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。
表４に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを表５に示す条件で熱間圧延を施し、次いで、得られた熱延板を酸洗した。次いで、表５に示す条件で冷間圧延した後、表５に示す加熱（１回目焼鈍）、および再加熱（２回目焼鈍）を行い、冷延鋼板とした（ＣＲ：冷延鋼板（めっき無し））。一部のものは、再加熱（２回目焼鈍）後、溶融亜鉛めっきを施した（ＧＩ：溶融亜鉛めっき鋼板）。また、一部のものは、再加熱（２回目焼鈍）後、溶融亜鉛めっきを施した後、更に、合金化処理を施した（ＧＡ：合金化溶融亜鉛めっき鋼板）。表５における再加熱（２回目焼鈍）後の平均冷却速度は、ＣＲにおいては３００〜７００℃の温度域での平均冷却速度、ＧＩとＧＡにおいては、５５０〜７００℃の温度域での平均冷却速度のことである。
なお、溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩではＡｌ：０．１８質量％を含有する亜鉛浴を使用し、ＧＡではＡｌ：０．１５質量％を含有する亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９〜１２質量％とした。
なお、溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩではＡｌ：０．１８質量％を含有する亜鉛浴を使用し、ＧＡではＡｌ：０．１５質量％を含有する亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９〜１２質量％とした。
以上のようにして得られた各鋼板を供試材として、機械的特性を評価した。機械的特性は、以下のように引張試験およびヤング率測定、平均ｒ値測定および深絞り成形試験を行い、評価した。その結果を表６に示す。また、供試材である各鋼板の板厚も表６に示す。
［引張試験］
引張試験は、伸長率０．５％の調質圧延を施した鋼板から、引張方向が鋼板の圧延方向となるように採取したＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８年）に規定のＪＩＳ５号試験片を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８年）に準拠して行い、引張強度ＴＳ、全伸びＥＬを測定した。
引張試験は、伸長率０．５％の調質圧延を施した鋼板から、引張方向が鋼板の圧延方向となるように採取したＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８年）に規定のＪＩＳ５号試験片を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８年）に準拠して行い、引張強度ＴＳ、全伸びＥＬを測定した。
［ヤング率測定］
ヤング率測定は鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向から１０ｍｍ×５０ｍｍ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）に従いヤング率を測定した。
ヤング率測定は鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向から１０ｍｍ×５０ｍｍ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）に従いヤング率を測定した。
［平均ｒ値測定］
平均ｒ値測定は、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向からそれぞれＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８年）に規定のＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２５４の規定に準拠してそれぞれの塑性歪比ｒＬ、ｒＤ、ｒＣ、を求め、以下の式により平均ｒ値を算出した。
平均ｒ値＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４
なお、本発明では、平均ｒ値≧１．０５の場合を平均ｒ値が良好と判定した。
平均ｒ値測定は、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向からそれぞれＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８年）に規定のＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２５４の規定に準拠してそれぞれの塑性歪比ｒＬ、ｒＤ、ｒＣ、を求め、以下の式により平均ｒ値を算出した。
平均ｒ値＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４
なお、本発明では、平均ｒ値≧１．０５の場合を平均ｒ値が良好と判定した。
［深絞り成形試験］
深絞り成形試験は、円筒絞り試験で行い、限界絞り比（ＬＤＲ）により深絞り性を評価した。円筒深絞り試験条件は、試験には直径３３ｍｍφの円筒ポンチを用い、板厚１．２ｍｍ材は、ダイス径：３６．６ｍｍの金型を用いた。試験は、しわ押さえ力：１．５ｔｏｎ（１４．７１ｋＮ）で行った。めっき状態などにより表面の摺動状態が変わるため、表面の摺動状態が試験に影響しない様、サンプルとダイスの間にポリエチレンシートを置いて高潤滑条件で試験を行った。ブランク径を１ｍｍピッチで変化させ、破断せず絞りぬけたブランク径Ｄとポンチ径ｄの比（Ｄ／ｄ）をＬＤＲとした。なお、本発明では、ＬＤＲ≧２．０３の場合を深絞り性が良好と判定した。
深絞り成形試験は、円筒絞り試験で行い、限界絞り比（ＬＤＲ）により深絞り性を評価した。円筒深絞り試験条件は、試験には直径３３ｍｍφの円筒ポンチを用い、板厚１．２ｍｍ材は、ダイス径：３６．６ｍｍの金型を用いた。試験は、しわ押さえ力：１．５ｔｏｎ（１４．７１ｋＮ）で行った。めっき状態などにより表面の摺動状態が変わるため、表面の摺動状態が試験に影響しない様、サンプルとダイスの間にポリエチレンシートを置いて高潤滑条件で試験を行った。ブランク径を１ｍｍピッチで変化させ、破断せず絞りぬけたブランク径Ｄとポンチ径ｄの比（Ｄ／ｄ）をＬＤＲとした。なお、本発明では、ＬＤＲ≧２．０３の場合を深絞り性が良好と判定した。
また、前述した方法にしたがって、フェライトの面積率およびマルテンサイトの面積率、また、鋼板の板厚１／４位置におけるフェライトおよびマルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を求めた。結果を表６に示す。
表６に示すように、本発明例では、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、圧延方向および圧延方向に対して４５°方向のヤング率は２０５ＧＰａ以上、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率は２２０ＧＰａ以上と良好であり、さらに、平均ｒ値が１．０５以上、かつ限界絞り比（ＬＤＲ）が２．０３以上である優れた深絞り性を有しており、所望の機械的特性が得られた。一方、比較例では、強度、各方向のヤング率、平均ｒ値およびＬＤＲのいずれか一つ以上が劣っている。
以上、本発明の第二の実施の形態について説明した。本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。
また、本発明は、めっきなしの熱延鋼板や電気亜鉛めっき鋼板等の鋼板にも適用して高強度高ヤング率鋼板とすることができ、同様の効果が期待できる。
Claims (15)
- 質量％で、Ｃ：０．０６０％以上０．１５０％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．２０％以下、Ｍｎ：１．００％以上３．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００１％以上０．２００％以下、およびＮｂ：０．００１％以上０．２００％以下のうちのいずれか１種または２種を含有し、Ｃ、Ｎ、Ｓ、ＴｉおよびＮｂの含有量が下記（１）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトの面積率が２０％以上、マルテンサイトの面積率が５％以上であり、前記フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍ以下、前記フェライトおよび前記マルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比が、それぞれ１．００以上であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度高ヤング率鋼板；
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（１）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。 - 質量％で、Ｃ：０．０６０％以上０．１５０％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．２０％以下、Ｍｎ：１．００％以上３．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．２００％以下、およびＶ：０．００１％以上０．２００％以下を含有し、Ｃ、Ｎ、Ｓ、ＴｉおよびＶの含有量が下記（２）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトの面積率が２０％以上、マルテンサイトの面積率が５％以上であり、前記フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍ以下、前記フェライトおよび前記マルテンサイトでのα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比が、それぞれ１．００以上であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度高ヤング率鋼板；
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（２）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／５０．９）×Ｖ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。 - さらに、平均ｒ値が１．０５以上、かつ限界絞り比（ＬＤＲ）が２．０３以上であることを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載の高強度高ヤング率鋼板。
- さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、およびＣｕ：０．０５％以上１．００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度高ヤング率鋼板。
- さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度高ヤング率鋼板。
- さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下、およびＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度高ヤング率鋼板。
- さらに、質量％で、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下を含有し、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａの含有量が上記（１）式に代えて下記（３）式を満たすことを特徴とする請求項１、３〜６のいずれか１項に記載の高強度高ヤング率鋼板；
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（３）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ−（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ−（４７．９／１４．０）×Ｎ−（４７．９／３２．１）×Ｓ）−（１２．０／９２．９）×Ｎｂ−（１２．０／１８０．９）×Ｔａ）×１００００であり、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。 - さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下、およびＳｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１、３〜７のいずれか１項に記載の高強度高ヤング率鋼板。
- 前記高強度高ヤング率鋼板が、冷延鋼板であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の高強度高ヤング率鋼板。
- 前記高強度高ヤング率鋼板が、表面にめっき皮膜を有するめっき鋼板であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の高強度高ヤング率鋼板。
- 前記めっき皮膜が溶融亜鉛めっき皮膜であり、前記めっき鋼板が溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項１０に記載の高強度高ヤング率鋼板。
- 前記めっき皮膜が合金化溶融亜鉛めっき皮膜であり、前記めっき鋼板が合金化溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項１０に記載の高強度高ヤング率鋼板。
- 請求項９に記載の高強度高ヤング率鋼板の製造方法であり、鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取った後、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程を経て得られた冷延板を４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱し、当該温度域で３００ｓ以上保持し、次いで７５０℃以上９５０℃以下に加熱し、その後３００℃以上７００℃以下の温度域を平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却して冷延鋼板とすることを特徴とする高強度高ヤング率鋼板の製造方法。
- 請求項１１に記載の高強度高ヤング率鋼板の製造方法であり、鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取った後、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程を経て得られた冷延板を４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱し、当該温度域で３００ｓ以上保持し、次いで７５０℃以上９５０℃以下に加熱し、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域を平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却した後、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とすることを特徴とする高強度高ヤング率鋼板の製造方法。
- 請求項１２に記載の高強度高ヤング率鋼板の製造方法であり、鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、次いで８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、５００℃以上８００℃以下の温度域で巻き取った後、４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程を経て得られた冷延板を４５０℃以上８００℃以下の温度域に加熱し、当該温度域で３００ｓ以上保持し、次いで７５０℃以上９５０℃以下に加熱し、次いで５５０℃以上７００℃以下の温度域を平均冷却速度３℃／ｓ以上で冷却した後、溶融亜鉛めっきを施し、その後４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることを特徴とする高強度高ヤング率鋼板の製造方法。
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