JP5817805B2 - 伸びの面内異方性が小さい高強度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、電機用等の使途に有用な、伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２の排出量を抑制するため、自動車の燃費改善が要求されている。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。このため、自動車車体の軽量化および強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化とを同時に満たすためには、部品素材を高強度化して、剛性に対して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り、最近では高強度鋼板が自動車用部品に積極的に使用されている。また、電機の分野では、製品運搬時や不慮の落下時の変形を抑制する目的で、部品強度を高めるニーズが高く、例えば、降伏強度（ＹＰ）が３００ＭＰａ以上の鋼板を使用する動向にある。
一方で、鋼板を素材とする自動車部品や電機用部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、鋼板は優れたプレス成形性を有していることが必要である。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、延性が大きく劣化するため、その改善が求められている。
高強度鋼板としては、例えば降伏強度（ＹＰ）が４４０ＭＰａ級では、成形性に優れる極低炭素鋼板にＴｉ、Ｎｂを、固溶Ｃ、固溶Ｎを固着する量添加し、ＩＦ化（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ｆｒｅｅ）した鋼をベースとして、これにＳｉ、Ｍｎ、Ｐなどの固溶強化元素を添加した鋼板がある。
また、降伏強度（ＹＰ）が５００ＭＰａ以上では、複合組織鋼板が実用化されており、フェライトとマルテンサイトの２相組織を有するＤＰ鋼板や、残留オーステナイトを活用したＴＲＩＰ鋼板がある。前者は、マルテンサイトの周囲における残留歪により、低降伏強度かつ加工硬化能が高いという特徴がある。後者は、塑性誘起マルテンサイト変態により、均一伸びが高くなるという特徴がある。
一般に、高強度鋼板の機械的特性は、圧延直角方向等の特定方向における引張特性により評価される。しかしながら、実際のプレス成形を解析したところ、部品成形性、例えば張り出し成形やエリクセン試験での成形可能高さは、伸びの面内異方性に大きく影響されることも判明してきた。したがって、伸びの面内異方性を低減することにより、プレス成形性の改善が期待できる。
面内異方性が小さい鋼板については、例えば特許文献１には、焼付硬化性に優れ、かつ面内異方性が小さい冷延鋼板およびその製造方法が開示されている。この技術は、Ｃ量および冷間圧延時における圧下率によりΔｒを規定し、面内異方性と耐デント性とを両立することができるとしている。また、熱間圧延後２秒以内に冷却を開始し、１００℃以上の温度域にわたり７０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する必要がある。しかしながら、ここでいう面内異方性はΔｒであり、伸びの面内異方性とは必ずしも一致しない。
伸びの面内異方性に関する鋼板については、例えば特許文献２には、伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板およびその製造方法が開示されている。かかる鋼板は、フェライト相を面積率で８５％以上９９％以下とし、面積で１％以上１３％以下のマルテンサイトを含む複合組織鋼であり、鋼板の１／４板厚位置における板面の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している。しかしながら、マルテンサイトを含む複合組織鋼は、降伏強度（ＹＰ）が低くなるため、製品運搬時や不慮の落下時の変形抑制効果が小さくなるという問題がある。マルテンサイトを含んでいても、高合金化して引張強度（ＴＳ）を高めれば、降伏強度（ＹＰ）も高くなる。しかしながら、この場合、製造コストの上昇を招くという問題がある。
また、高強度鋼板の異方性を低減する技術として、例えば、特許文献３には、熱間圧延完了後に、好ましくは４００℃／秒以上の冷却速度で、７２０℃まで０．４ｓｅｃ以内に冷却することにより、ｒ値の面内異方性を低減できるとしている。しかしながら、ここでいう面内異方性はΔｒであり、伸びの面内異方性とは必ずしも一致しない。そして、４００℃／秒以上の冷却速度で板厚２ｍｍ以上の熱延鋼板を冷却した場合、鋼板表層と内部との温度差が大きく、組織の不均一を招き材質のバラツキを生じるという問題もある。また、４００℃／秒以上の冷却速度で板厚２ｍｍ以上の熱延鋼板を冷却するためには、大がかりな設備が必要であり、コスト上昇を招く。
このほか、残留γ組織を利用しつつ面内異方性を改善する技術として、例えば、特許文献４が開示されている。しかしながら、いずれも合金成分が多いことから高コストである。また、ＴＳで５９０ＭＰａ以上と著しく高強度であるため、成形に要する荷重が高く、大規模なプレス機が必要となるため高コストを招く。
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、自動車部品や電機用部品に好適な降伏強度（ＹＰ）が４００ＭＰａ以上と高強度であり、伸びの面内異方性を低減しプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
一般に、冷延鋼板の圧延集合組織は、＜１００＞方向がＲｏｌｌｉｎｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎに平行になるαファイバーと、＜１１１＞方向がＮｏｒｍａｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎに平行になるγファイバーが発達する。しかし、焼鈍工程で再結晶が進むと、αファイバーが弱くなり、γファイバーが強くなる。αファイバーは、圧延方向に対して４５°方向の伸びを低下させるため、通常の工程で製造した冷延鋼板は、圧延方向に対して４５°方向の伸びが低く、伸びの異方性が強くなる。
本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、圧延方向に対して４５°方向の伸びを高めて異方性を低減するためには、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Ｉαが２．０以上４．０以下であり、γファイバー（φ１＝０°〜６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０．０以下とすることが重要であることを見出した。また、上記集合組織を得るためには、成分組成の制御、特にＮｂの含有量制御と、製造条件の制御が重要であることを見出した。
本発明は、上記の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０６０〜０．０９９％、Ｓｉ：０．０９％以下、Ｍｎ：１．０〜１．４９％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０９％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０３５〜０．０８０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まず、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Ｉαが２．０以上４．０以下であり、γファイバー（φ１＝０°〜６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０．０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鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％を含有することを特徴とする［１］に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
［３］下記（１）式で示されるΔＥｌが−２％〜２％であることを特徴とする［１］または［２］に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
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。
［４］降伏強度ＹＰが４００ＭＰａ以上であり、降伏強度ＹＰと引張強度ＴＳの比である降伏比ＹＲ（ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳ）が０．７９以上であることを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
［５］表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
［６］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱し、スラブ加熱温度１１５０℃以上の温度域で６０分以上保持した後、熱間圧延の粗圧延を行い、その後仕上圧延温度を８２０〜９２０℃および仕上圧延の最終パス圧延率を１５〜２５％で仕上圧延を行い、仕上圧延後２秒以内に水冷を開始して冷却した後、酸洗および冷間圧延を施し、その後連続焼鈍を行うに際し、８３０℃以上の温度域で１０〜２５０秒保持することを特徴とする伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
［７］前記熱間圧延の粗圧延の後、水冷により仕上圧延入側温度を１０５０℃以下とし、その後前記仕上圧延を行うことを特徴とする［６］に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
［８］［６］または［７］に記載の高強度鋼板の製造方法において、焼鈍後の鋼板に亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
なお、本発明における高強度とは、降伏強度ＹＰが４００ＭＰａ以上をいう。
［１］質量％で、Ｃ：０．０６０〜０．０９９％、Ｓｉ：０．０９％以下、Ｍｎ：１．０〜１．４９％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０９％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０３５〜０．０８０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まず、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Ｉαが２．０以上４．０以下であり、γファイバー（φ１＝０°〜６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０．０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鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％を含有することを特徴とする［１］に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
［３］下記（１）式で示されるΔＥｌが−２％〜２％であることを特徴とする［１］または［２］に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
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。
［４］降伏強度ＹＰが４００ＭＰａ以上であり、降伏強度ＹＰと引張強度ＴＳの比である降伏比ＹＲ（ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳ）が０．７９以上であることを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
［５］表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
［６］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱し、スラブ加熱温度１１５０℃以上の温度域で６０分以上保持した後、熱間圧延の粗圧延を行い、その後仕上圧延温度を８２０〜９２０℃および仕上圧延の最終パス圧延率を１５〜２５％で仕上圧延を行い、仕上圧延後２秒以内に水冷を開始して冷却した後、酸洗および冷間圧延を施し、その後連続焼鈍を行うに際し、８３０℃以上の温度域で１０〜２５０秒保持することを特徴とする伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
［７］前記熱間圧延の粗圧延の後、水冷により仕上圧延入側温度を１０５０℃以下とし、その後前記仕上圧延を行うことを特徴とする［６］に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
［８］［６］または［７］に記載の高強度鋼板の製造方法において、焼鈍後の鋼板に亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
なお、本発明における高強度とは、降伏強度ＹＰが４００ＭＰａ以上をいう。
本発明によれば、伸びの面内異方性が小さく、プレス成形性に優れた高強度鋼板を得ることができる。また、降伏強度（ＹＰ）が高いため、製品運搬時や不慮の落下時の変形が抑制される。本発明の高強度鋼板は、自動車用部品や電機用部品に適用することができ、極めて有用である。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、成分組成の理由について説明する。なお、各元素の含有量の単位は、特に断りがない限り質量％とする。
Ｃ：０．０６０〜０．０９９％
Ｃは、結晶を細粒化し、高強度化するために必要な元素である。また、後述のＮｂとの析出物を形成し、特に降伏強度（ＹＰ）を高める効果を有する。Ｃ量が０．０６０％未満では、細粒化による強度上昇効果が低いため、０．０６０％以上含有することを必要とする。一方、Ｃ量が０．０９９％を超えると、第２相を形成しやすくなり、伸びが低下する。したがって、Ｃ量は０．０６０〜０．０９９％の範囲とする。好ましくは０．０６０〜０．０９０％の範囲である。
Ｃは、結晶を細粒化し、高強度化するために必要な元素である。また、後述のＮｂとの析出物を形成し、特に降伏強度（ＹＰ）を高める効果を有する。Ｃ量が０．０６０％未満では、細粒化による強度上昇効果が低いため、０．０６０％以上含有することを必要とする。一方、Ｃ量が０．０９９％を超えると、第２相を形成しやすくなり、伸びが低下する。したがって、Ｃ量は０．０６０〜０．０９９％の範囲とする。好ましくは０．０６０〜０．０９０％の範囲である。
Ｓｉ：０．０９％以下
Ｓｉは、微量で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がある。この他に、フェライト相の加工硬化能を上げる効果等がある。このような観点から、０．０１％程度以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｓｉ量が０．０９％を超えると、残留γ相が形成されやすくなる。したがって、Ｓｉ量は０．０９％以下とする。好ましくは０．０４９％以下とする。
Ｓｉは、微量で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がある。この他に、フェライト相の加工硬化能を上げる効果等がある。このような観点から、０．０１％程度以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｓｉ量が０．０９％を超えると、残留γ相が形成されやすくなる。したがって、Ｓｉ量は０．０９％以下とする。好ましくは０．０４９％以下とする。
Ｍｎ：１．０〜１．４９％
Ｍｎは、固溶強化、結晶の細粒化効果を通じて、鋼板強度を高めるのに有用な元素である。Ｍｎ量が１．０％未満では、固溶強化、細粒化効果が低いため、１．０％以上含有することを必要とする。一方、Ｍｎ量が１．４９％を超えると、マルテンサイト相を形成しやすくなり、降伏強度（ＹＰ）が低下する。したがって、Ｍｎ量は１．０〜１．４９％の範囲とする。
Ｍｎは、固溶強化、結晶の細粒化効果を通じて、鋼板強度を高めるのに有用な元素である。Ｍｎ量が１．０％未満では、固溶強化、細粒化効果が低いため、１．０％以上含有することを必要とする。一方、Ｍｎ量が１．４９％を超えると、マルテンサイト相を形成しやすくなり、降伏強度（ＹＰ）が低下する。したがって、Ｍｎ量は１．０〜１．４９％の範囲とする。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐ量が０．０５０％を超えると、溶接性の劣化や偏析による表面欠陥が発生する。したがって、Ｐ量は０．０５０％以下とする。好ましくは、０．０４０％以下である。
Ｐ量が０．０５０％を超えると、溶接性の劣化や偏析による表面欠陥が発生する。したがって、Ｐ量は０．０５０％以下とする。好ましくは、０．０４０％以下である。
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、鋼板の１次スケールの剥離性を向上させ、外観品質を向上させる作用がある。しかしながら、Ｓ量が多くなると、鋼中に析出するＭｎＳが多くなる。このため、鋼板の伸びや伸びフランジ性といった延性を低下させ、プレス成形性を低下させる。また、スラブを熱間圧延する際の熱間延性を低下させ、表面欠陥が発生しやすくなる。このような観点から、Ｓ量は０．０３％以下とする。好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。
Ｓは、鋼板の１次スケールの剥離性を向上させ、外観品質を向上させる作用がある。しかしながら、Ｓ量が多くなると、鋼中に析出するＭｎＳが多くなる。このため、鋼板の伸びや伸びフランジ性といった延性を低下させ、プレス成形性を低下させる。また、スラブを熱間圧延する際の熱間延性を低下させ、表面欠陥が発生しやすくなる。このような観点から、Ｓ量は０．０３％以下とする。好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０９％
ｓｏｌ．Ａｌは、鋼の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を固定して成形性を向上させる作用がある。このため、ｓｏｌ．Ａｌ量は０．０１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．０９％を超えると、コストアップにつながり、さらには表面欠陥を誘発する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ量は０．０１〜０．０９％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．０７％である。
ｓｏｌ．Ａｌは、鋼の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を固定して成形性を向上させる作用がある。このため、ｓｏｌ．Ａｌ量は０．０１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．０９％を超えると、コストアップにつながり、さらには表面欠陥を誘発する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ量は０．０１〜０．０９％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．０７％である。
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、量が多すぎると、成形性を劣化させるとともに、固溶Ｎを固定するために多量のＡｌ添加が必要となる。このため、できるだけ低減することが好ましい。このような観点から、Ｎ量は０．００５％以下とする。
Ｎは、量が多すぎると、成形性を劣化させるとともに、固溶Ｎを固定するために多量のＡｌ添加が必要となる。このため、できるだけ低減することが好ましい。このような観点から、Ｎ量は０．００５％以下とする。
Ｎｂ：０．０３５〜０．０８０％
Ｎｂは、結晶を細粒化し、高強度化するために必要な元素である。また、前述のＣと析出物を形成し、特に降伏強度（ＹＰ）を高める効果を有する。さらに、熱間圧延プロセスの仕上圧延工程においてＮｂ析出物を微細析出させて鋼の再結晶を部分的に抑制し、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーを高める効果を有することから、Ｎｂは本発明の最重要元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂ量を０．０３５％以上含有することが必要である。一方、０．０８０％を超えると、熱間圧延プロセスの仕上げ圧延工程での再結晶を完全に抑制し、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーを高めすぎて伸びの異方性が低減するとともに、熱間圧延荷重が高くなる。したがって、Ｎｂ量は０．０３５〜０．０８０％以下の範囲とする。好ましくは、０．０６０％以下である。
Ｎｂは、結晶を細粒化し、高強度化するために必要な元素である。また、前述のＣと析出物を形成し、特に降伏強度（ＹＰ）を高める効果を有する。さらに、熱間圧延プロセスの仕上圧延工程においてＮｂ析出物を微細析出させて鋼の再結晶を部分的に抑制し、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーを高める効果を有することから、Ｎｂは本発明の最重要元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂ量を０．０３５％以上含有することが必要である。一方、０．０８０％を超えると、熱間圧延プロセスの仕上げ圧延工程での再結晶を完全に抑制し、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーを高めすぎて伸びの異方性が低減するとともに、熱間圧延荷重が高くなる。したがって、Ｎｂ量は０．０３５〜０．０８０％以下の範囲とする。好ましくは、０．０６０％以下である。
本発明では、上記成分のほかに、次の元素を含有してもよい。
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％
Ｔｉは析出物を形成して降伏強度（ＹＰ）を高める効果を有する。このため、０．０１０％以上含有することが望ましい。一方で、Ｎｂを必須成分とする本発明においては、過度にＴｉを含有させることは熱間圧延荷重が高くなる。このため、０．０５０％以下とする。したがって、Ｔｉ量は０．０１０〜０．０５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０２９％以下である。
Ｔｉは析出物を形成して降伏強度（ＹＰ）を高める効果を有する。このため、０．０１０％以上含有することが望ましい。一方で、Ｎｂを必須成分とする本発明においては、過度にＴｉを含有させることは熱間圧延荷重が高くなる。このため、０．０５０％以下とする。したがって、Ｔｉ量は０．０１０〜０．０５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０２９％以下である。
本発明では、上記成分のほかに、次の元素をさらに含有してもよい。しかし、次の元素は特に焼き入れ性が高く、マルテンサイト相を形成しやすくする元素である。そのため、下記の範囲であることが好ましい。
Ｃｒ：０．０５％以下
Ｃｒは、Ｍｎと同様、マルテンサイト相を形成しやすくする元素であり、マルテンサイト相が生成すると降伏強度（ＹＰ）が低下する。このため、Ｃｒ量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。過度な低減はコスト上昇を招くため、その下限は０．００１％とすることが好ましい。
Ｃｒは、Ｍｎと同様、マルテンサイト相を形成しやすくする元素であり、マルテンサイト相が生成すると降伏強度（ＹＰ）が低下する。このため、Ｃｒ量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。過度な低減はコスト上昇を招くため、その下限は０．００１％とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．０５％以下
Ｍｏは、Ｍｎと同様、マルテンサイト相を形成しやすくする元素であり、マルテンサイト相が生成すると降伏強度（ＹＰ）が低下する。このため、Ｍｏ量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。過度な低減はコスト上昇を招くため、その下限は０．００１％とすることが好ましい。
Ｍｏは、Ｍｎと同様、マルテンサイト相を形成しやすくする元素であり、マルテンサイト相が生成すると降伏強度（ＹＰ）が低下する。このため、Ｍｏ量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。過度な低減はコスト上昇を招くため、その下限は０．００１％とすることが好ましい。
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であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
次に、本発明の鋼板における、鋼組織、集合組織の限定理由を説明する。
鋼組織：マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まない
マルテンサイト相および残留オーステナイト相が生成した場合、降伏強度（ＹＰ）が低下し、製品運搬時や不慮の落下時の変形抑制効果が小さくなる。したがって、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まないことを必要とする。なお、本発明の鋼板のミクロ組織はフェライト＋パーライトあるいはさらにセメンタイトからなる組織であり、本発明における、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まないとは、マルテンサイト相および残留オーステナイト相は体積分率で１％以下のものをいう。また、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まないためには、後述する製造条件により、制御することができる。
マルテンサイト相および残留オーステナイト相が生成した場合、降伏強度（ＹＰ）が低下し、製品運搬時や不慮の落下時の変形抑制効果が小さくなる。したがって、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まないことを必要とする。なお、本発明の鋼板のミクロ組織はフェライト＋パーライトあるいはさらにセメンタイトからなる組織であり、本発明における、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まないとは、マルテンサイト相および残留オーステナイト相は体積分率で１％以下のものをいう。また、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まないためには、後述する製造条件により、制御することができる。
集合組織：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Ｉαが２．０以上４．０以下であり、γファイバー（φ１＝０°〜６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０．０以下
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αファイバーやγファイバーといった繊維集合組織では、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３次元結晶方位分布関数を作成し、個々の方位の存在割合を評価する。上記３次元結晶方位分布関数の評価に際し、反射法により得られた（２００）、（２１１）、（１１０）の不完全極点図より、級数展開法にて求める。その結果、上記のようにマルテンサイト相や残留オーステナイト相を含まない鋼組織において、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Ｉαが２．０以上４．０以下であり、且つ、γファイバー（φ１＝０°〜６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０．０以下とした場合に、伸びの面内異方性が小さくなることが究明された。集合組織を上記の範囲とした場合に伸びの面内異方性が小さくなる理由は、必ずしも明らかではないが、圧延方向や、圧延方向に対して９０°の方向の伸びを向上させるγファイバーの存在割合と、圧延方向に対して４５°の方向の伸びを向上させるαファイバー（φ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０°〜５５°）のうちのΦ＝２５°〜３５°の存在割合のバランスが良いことによると考えられる。
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αファイバーやγファイバーといった繊維集合組織では、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３次元結晶方位分布関数を作成し、個々の方位の存在割合を評価する。上記３次元結晶方位分布関数の評価に際し、反射法により得られた（２００）、（２１１）、（１１０）の不完全極点図より、級数展開法にて求める。その結果、上記のようにマルテンサイト相や残留オーステナイト相を含まない鋼組織において、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Ｉαが２．０以上４．０以下であり、且つ、γファイバー（φ１＝０°〜６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０．０以下とした場合に、伸びの面内異方性が小さくなることが究明された。集合組織を上記の範囲とした場合に伸びの面内異方性が小さくなる理由は、必ずしも明らかではないが、圧延方向や、圧延方向に対して９０°の方向の伸びを向上させるγファイバーの存在割合と、圧延方向に対して４５°の方向の伸びを向上させるαファイバー（φ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０°〜５５°）のうちのΦ＝２５°〜３５°の存在割合のバランスが良いことによると考えられる。
次に、本発明者らは、本発明の成分組成を有する鋼スラブを、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Ｉα、および、γファイバーの平均結晶方位密度Ｉγが、ΔＥｌと相関が強いことが判明した。本発明では、ΔＥｌの値が−２％〜２％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ＩαおよびＩγと、ΔＥｌの絶対値（以下、単に｜ΔＥｌ｜と称することもある。）との関係を図１に示す。図１より、平均結晶方位密度Ｉαが２．０以上４．０以下であり、平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０．０以下である場合に、｜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（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Ｉαが２．０以上４．０以下であり、γファイバー（φ１＝０°〜６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０．０以下である集合組織をもつ高強度鋼板が、伸びの面内異方性が小さいことが判明した。したがって、本発明の鋼板は、下記（１）式で示されるΔＥｌが−２％以上２％以下であることが好ましい。
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。
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。
本発明ではさらに、降伏強度、降伏比について次のような限定を加えることができる。
降伏強度ＹＰが４００ＭＰａ以上であり、降伏強度ＹＰと引張強度ＴＳの比である降伏比ＹＲ（ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳ）が０．７９以上
降伏強度を高めることによって、製品運搬時や不慮の落下時の変形が抑制される。この効果を得るためには、降伏強度ＹＰが４００ＭＰａ以上であることが好ましい。一方、あまり高すぎるとスプリングバックが大きくなり、部品形状を維持することが困難になるため、５５０ＭＰａ以下であることが好ましい。また、降伏比ＹＲは０．７９以上であることが好ましい。なお、降伏強度に対して引張強度が高くなると、プレス荷重が必要以上に高くなり、大型プレス機を導入しなければならなくなる。このため、引張強度ＴＳは５８０ＭＰａ以下であることが好ましい。
降伏強度を高めることによって、製品運搬時や不慮の落下時の変形が抑制される。この効果を得るためには、降伏強度ＹＰが４００ＭＰａ以上であることが好ましい。一方、あまり高すぎるとスプリングバックが大きくなり、部品形状を維持することが困難になるため、５５０ＭＰａ以下であることが好ましい。また、降伏比ＹＲは０．７９以上であることが好ましい。なお、降伏強度に対して引張強度が高くなると、プレス荷重が必要以上に高くなり、大型プレス機を導入しなければならなくなる。このため、引張強度ＴＳは５８０ＭＰａ以下であることが好ましい。
次に、本発明の製造方法を説明する。
まず、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で製造することが好ましい。なお、造塊法や薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、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。
次に、熱間圧延工程の条件について説明する。
スラブ加熱温度：１１５０℃以上の温度域で６０分以上保持
スラブ加熱では、Ｎｂ析出物を完全に溶解して、熱間圧延プロセスの仕上圧延工程においてＮｂ析出物を微細析出させて鋼の再結晶を部分的に抑制し、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーを高めるために、加熱温度は高く、また、保持時間は長い方が好ましい。このような観点から、本発明ではスラブ加熱温度１１５０℃以上の温度域で６０分以上保持する。一方、スラブ加熱温度が高すぎたり、保持時間が長すぎる場合、酸化重量の増加に伴うスケールロスが増大するため、加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましく、保持時間は５００分以下であることが好ましい。
スラブ加熱では、Ｎｂ析出物を完全に溶解して、熱間圧延プロセスの仕上圧延工程においてＮｂ析出物を微細析出させて鋼の再結晶を部分的に抑制し、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーを高めるために、加熱温度は高く、また、保持時間は長い方が好ましい。このような観点から、本発明ではスラブ加熱温度１１５０℃以上の温度域で６０分以上保持する。一方、スラブ加熱温度が高すぎたり、保持時間が長すぎる場合、酸化重量の増加に伴うスケールロスが増大するため、加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましく、保持時間は５００分以下であることが好ましい。
上記の条件で加熱された鋼スラブに、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施す。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、熱間圧延時のトラブルを防止したり、幅方向の温度ムラを改善する目的で、シートバーを加熱するいわゆるシートバーヒータやエッジヒーターを活用することが有効である。
仕上圧延工程においてＮｂ析出物を微細に析出させるためには、低温で仕上圧延を行うことが好適であり、仕上圧延入側温度が１０５０℃以下であることが好ましい。本発明では、スラブを１１５０℃以上と高温で加熱しているため、仕上圧延入側で１０５０℃まで冷却するために、仕上圧延前にシートバーを水冷することが好ましい。一方で過度の低温化は、熱間圧延時の負荷が高くなるため、９３０℃以上であることが好ましい。
仕上圧延温度：８２０〜９２０℃
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、仕上温度、すなわち仕上圧延出側温度（ＦＴ）は８２０〜９２０℃とする。これは、冷間圧延および再結晶焼鈍後における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℃未満では、熱間圧延時の負荷が高くなるだけでなく、一部の成分系ではフェライト域での圧延となり、集合組織が大きく変化する。一方、ＦＴが９２０℃を超えると、組織が粗大化するだけでなく、圧延されたオーステナイト粒が再結晶完了してしまい、オーステナイトが部分再結晶状態で圧延されないため、冷延焼鈍後、伸びの面内異方性が大きくなる。このため、仕上げ温度は８２０〜９２０℃、より好ましくは８２０〜８９０℃とする。
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、仕上温度、すなわち仕上圧延出側温度（ＦＴ）は８２０〜９２０℃とする。これは、冷間圧延および再結晶焼鈍後における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℃未満では、熱間圧延時の負荷が高くなるだけでなく、一部の成分系ではフェライト域での圧延となり、集合組織が大きく変化する。一方、ＦＴが９２０℃を超えると、組織が粗大化するだけでなく、圧延されたオーステナイト粒が再結晶完了してしまい、オーステナイトが部分再結晶状態で圧延されないため、冷延焼鈍後、伸びの面内異方性が大きくなる。このため、仕上げ温度は８２０〜９２０℃、より好ましくは８２０〜８９０℃とする。
仕上圧延最終パス圧延率：１５〜２５％
仕上圧延中のオーステナイト域での圧延による集合組織形成が、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーを高める。この効果は、仕上げ圧延最終パスが最も強く影響する。仕上げ圧延最終パス圧延率が１５％未満の場合は、オーステナイト域での圧延による集合組織形成が不十分であり、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーが強くならないため、１５％以上とする。一方、２５％超えでは、圧延時の負荷が高くなるため２５％以下とする。
仕上圧延中のオーステナイト域での圧延による集合組織形成が、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーを高める。この効果は、仕上げ圧延最終パスが最も強く影響する。仕上げ圧延最終パス圧延率が１５％未満の場合は、オーステナイト域での圧延による集合組織形成が不十分であり、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーが強くならないため、１５％以上とする。一方、２５％超えでは、圧延時の負荷が高くなるため２５％以下とする。
仕上圧延後水冷開始までの時間：２秒以内
仕上圧延後、オーステナイトを部分再結晶状態のまま変態させる必要があるため、オーステナイト域での保持は好ましくない。したがって、仕上圧延後には２秒以内に水冷を開始する。より好ましくは、０．５秒以内である。
仕上圧延後、オーステナイトを部分再結晶状態のまま変態させる必要があるため、オーステナイト域での保持は好ましくない。したがって、仕上圧延後には２秒以内に水冷を開始する。より好ましくは、０．５秒以内である。
仕上圧延後コイル巻取までの冷却速度は、特に規定するものではないが、冷却中のオーステナイト域での再結晶抑制のために２０℃／秒以上であることが好ましい。また、過度の冷却は板厚方向、面内方向の温度ムラが生じやすくなるため、２００℃／秒以下であることが好ましい。より好ましくは９９℃／秒以下、さらに好ましくは、４０℃／秒以下である。
コイル巻取温度（ＣＴ）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、ＣＴが７２０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、強度低下を招く可能性がある。
その後、酸洗、冷間圧延、焼鈍を行うことにより、本発明の高強度鋼板を得ることができる。
酸洗は、特に規定するものではなく、常法により行う。スケール性欠陥抑制のため、酸洗前にショットブラストやレベリングを施しても良い。
冷間圧延は、特に規定するものではないが、圧延率は３０〜８０％とすることが好ましい。圧延率が３０％未満では、焼鈍時の再結晶が不安定になり伸びの低下を招く可能性がある。また、圧延率が８０％を超えると、圧延時の負荷が高くなる。
焼鈍：連続焼鈍で８３０℃以上の温度域で１０〜２５０秒保持
本発明の鋼板は、Ｎｂを多量添加しているため再結晶が遅く、低温で焼鈍した場合には未再結晶組織が残留するため伸びが低下してしまう。この問題を回避するためには、焼鈍時にオーステナイト単相域まで加熱する必要がある。このため、加熱温度は８３０℃以上で１０秒以上加熱する必要がある。必要以上に加熱した場合には、オーステナイト域での粒成長および析出物の溶解が進むことによって、強度が低下する。このため、焼鈍時間は２５０秒以下とする。より好ましくは、６０秒以下である。また、このような短時間熱処理が必要であるため、連続焼鈍プロセスで行うことを必要とする。また、焼鈍後の冷却が速い場合には、マルテンサイト相が生成しやすくなるため、５０℃／ｓｅｃ以下の平均冷却速度で冷却することが望ましい。
本発明の鋼板は、Ｎｂを多量添加しているため再結晶が遅く、低温で焼鈍した場合には未再結晶組織が残留するため伸びが低下してしまう。この問題を回避するためには、焼鈍時にオーステナイト単相域まで加熱する必要がある。このため、加熱温度は８３０℃以上で１０秒以上加熱する必要がある。必要以上に加熱した場合には、オーステナイト域での粒成長および析出物の溶解が進むことによって、強度が低下する。このため、焼鈍時間は２５０秒以下とする。より好ましくは、６０秒以下である。また、このような短時間熱処理が必要であるため、連続焼鈍プロセスで行うことを必要とする。また、焼鈍後の冷却が速い場合には、マルテンサイト相が生成しやすくなるため、５０℃／ｓｅｃ以下の平均冷却速度で冷却することが望ましい。
以上、本発明の製造方法の基本工程について説明したが、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。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可能である。また、めっき後に耐食性や耐指紋性を向上させる目的で、化成処理皮膜を塗布してもよい。
さらに、上記のように製造した冷延焼鈍板あるいはめっき鋼板に、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。より好ましくは、１．３％以上である。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。
以下、実施例により、本発明をさらに詳しく説明する。
表１に示す種々の組成になる溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。これらの鋼スラブを表２に示す条件で熱間圧延を施して３．２ｍｍ厚の熱延鋼板とした。これらの熱延鋼板を、酸洗した後、５０％の圧下率の冷間圧延により１．６ｍｍ厚のａｓ ｒｏｌｌ材とした。次いで、これらのａｓ ｒｏｌｌ材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た。さらに、得られた冷延焼鈍鋼板に伸び率１．３％の調質圧延を施した。また、一部のａｓ ｒｏｌｌ材は、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表２に示す条件で焼鈍後溶融亜鉛めっきを施し、伸び率１．３％の調質圧延を実施した。
かくして得られた冷延焼鈍板、溶融亜鉛めっき鋼板について、引張特性、鋼組織および集合組織を調査した。
（１）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°（Ｃ方向）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／分で引張試験を行い、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。ここで、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、降伏比（ＹＰ／ＴＳ）の代表値は、０°方向から採取した試験片の値とした。降伏強度４００ＭＰａ以上を合格とする。
また、伸びの面内異方性の指標として、ΔＥｌを用いた。このΔＥｌは、伸びの面内異方性を示すものであり、次式（１）より算出した。
ΔＥｌ＝（Ｅｌ０−２Ｅｌ４５＋Ｅｌ９０）／２・・・（１）
ただし、Ｅｌ０、Ｅｌ４５、Ｅｌ９０は、０°（Ｌ方向）、４５°（Ｄ方向）および９０°（Ｃ方向）方向から採取した試験片の破断伸びを示す。
ΔＥｌが−２％〜２％であれば、伸びの面内異方性に優れていると言える。
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°（Ｃ方向）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／分で引張試験を行い、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。ここで、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、降伏比（ＹＰ／ＴＳ）の代表値は、０°方向から採取した試験片の値とした。降伏強度４００ＭＰａ以上を合格とする。
また、伸びの面内異方性の指標として、ΔＥｌを用いた。このΔＥｌは、伸びの面内異方性を示すものであり、次式（１）より算出した。
ΔＥｌ＝（Ｅｌ０−２Ｅｌ４５＋Ｅｌ９０）／２・・・（１）
ただし、Ｅｌ０、Ｅｌ４５、Ｅｌ９０は、０°（Ｌ方向）、４５°（Ｄ方向）および９０°（Ｃ方向）方向から採取した試験片の破断伸びを示す。
ΔＥｌが−２％〜２％であれば、伸びの面内異方性に優れていると言える。
（２）鋼組織、集合組織
（ａ）相の体積分率
各相の体積分率は、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により各相の面積率を測定し、その面積率を、体積分率とした。各相の面積率は、得られた各冷延焼鈍板から試験片を採取し、圧延方向に平行な垂直断面（Ｌ断面）について、研磨後ナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、４０００倍で観察して相の種類を同定するとともに、マルテンサイト相の面積率（マルテンサイト分率）を求めた。なお、組織写真で、白いコントラストの付いている粒子をマルテンサイトとした。また、残留オーステナイト相の存在率（残留γ分率）は、板厚１／４面における板面のＸ線回折を行い、α相（フェライト相）の（２１１）、γ相（２２０）の積分強度を測定し、規格化して求めた。
（ｂ）３次元結晶方位分布関数
得られた各冷延焼鈍板の板厚１／４面における板面のＸ線回折を行い、反射法により得られた（２００）、（２１１）、（１１０）の不完全極点図より、級数展開法にて３次元結晶方位分布関数を求め、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Ｉα、および、γファイバー（φ１＝０°〜６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγを求め、評価した。Ｉαが２．０以上４．０以下、Ｉγが２．０以上１０．０以下である鋼板が、伸びの面内異方性が小さい。
（ａ）相の体積分率
各相の体積分率は、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により各相の面積率を測定し、その面積率を、体積分率とした。各相の面積率は、得られた各冷延焼鈍板から試験片を採取し、圧延方向に平行な垂直断面（Ｌ断面）について、研磨後ナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、４０００倍で観察して相の種類を同定するとともに、マルテンサイト相の面積率（マルテンサイト分率）を求めた。なお、組織写真で、白いコントラストの付いている粒子をマルテンサイトとした。また、残留オーステナイト相の存在率（残留γ分率）は、板厚１／４面における板面のＸ線回折を行い、α相（フェライト相）の（２１１）、γ相（２２０）の積分強度を測定し、規格化して求めた。
（ｂ）３次元結晶方位分布関数
得られた各冷延焼鈍板の板厚１／４面における板面のＸ線回折を行い、反射法により得られた（２００）、（２１１）、（１１０）の不完全極点図より、級数展開法にて３次元結晶方位分布関数を求め、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Ｉα、および、γファイバー（φ１＝０°〜６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγを求め、評価した。Ｉαが２．０以上４．０以下、Ｉγが２．０以上１０．０以下である鋼板が、伸びの面内異方性が小さい。
結果を表３に示す。
表３から明らかなように、本発明の範囲である鋼種Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｈ、Ｉ、Ｎは、ＹＰ≧４００ＭＰａ、ＹＲ≧０．７９と高強度かつ高降伏比鋼板である。そして、フェライト＋パーライト＋セメンタイトからなる組織を有しており、マルテンサイト相、残留γ相を含まず、Ｉαが２．０以上４．０以下、Ｉγが２．０以上１０．０以下を満たすため、△Ｅｌが−２％〜２％と伸びの面内異方性が小さいことが分かる。また、本発明のなかでも、鋼種ＤとＥを比べると、シートバーを水冷することにより熱間圧延仕上げ入り側温度が１０５０℃以下であり、仕上げ温度が８９０℃以下である鋼種Ｅのほうが、より伸びの面内異方性が小さいことが分かる。また、本発明のなかでも鋼種ＩとＮを比べると、同成分であるにもかかわらず、鋼種Nのほうが低強度で低延性になっている。これは、熱間圧延の冷却速度が高く、組織が不均一になっているためと考えられる。
一方、成分あるいは焼鈍時間が本発明から外れる鋼種Ａ、Ｋ、Ｏは、ＹＰが４００ＭＰａ未満と低強度になってしまう。また、本発明の成分範囲から外れる鋼種Ｇ、Ｐ、Ｑは、集合組織バランスが崩れてしまい、異方性が大きくなってしまう。特に、マルテンサイト相や残留オーステナイト相を含む鋼板である鋼種Ｇは、異方性が大きいだけでなく、ＹＲが低くなってしまう。
また、本発明の成分範囲を満足している鋼種Ｂ、Ｃ、Ｊ、Ｌ、Ｍは、スラブ加熱条件や焼鈍温度、冷却開始時間、仕上圧延の最終パス圧延率などが本発明の範囲を満たしていないため、集合組織バランスが崩れてしまい、異方性が大きくなってしまう。
Claims (7)
- 質量％で、Ｃ：０．０６０〜０．０９９％、Ｓｉ：０．０９％以下、Ｍｎ：１．０〜１．４９％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０９％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０３５〜０．０８０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まず、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Ｉαが２．０以上４．０以下であり、γファイバー（φ１＝０°〜６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０．０以下であり、降伏強度ＹＰが４００ＭＰａ以上であり、降伏強度ＹＰと引張強度ＴＳの比である降伏比ＹＲ（ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳ）が０．７９以上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鋼板。
- さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％を含有す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。
- 下記（１）式で示されるΔＥｌが−２％〜２％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鋼板。
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。 - 表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であり、鋼スラブを加熱し、スラブ加熱温度１１５０℃以上の温度域で６０分以上保持した後、熱間圧延の粗圧延を行い、その後仕上圧延温度を８２０〜９２０℃および仕上圧延の最終パス圧延率を１５〜２５％で仕上圧延を行い、仕上圧延後２秒以内に水冷を開始して冷却した後、酸洗および冷間圧延を施し、その後連続焼鈍を行うに際し、８３０℃以上の温度域で１０〜２５０秒保持することを特徴とする伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
- 前記熱間圧延の粗圧延の後、水冷により仕上圧延入側温度を１０５０℃以下とし、その後前記仕上圧延を行うことを特徴とする請求項５に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
- 請求項５または６に記載の高強度鋼板の製造方法において、焼鈍後の鋼板に亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
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