JP6834506B2 - 高ヤング率極薄鋼鈑及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高ヤング率極薄鋼鈑及びその製造方法に関するものである。

燃費改善の観点から車体軽量化のニーズの高まりから、近年鋼板の薄手化(軽量化)が積極的に図られている。また、Al等の軽金属や炭素繊維、樹脂等の他素材と鋼板を圧着等で1枚の複合板とすることで双方の材料の特性を利用する取り組みは、従来より多方面で行われているが、複合板の素材としても軽量化の観点から更なる鋼板薄手化が望まれている。

従来、鋼板の薄手化に際しては、組織強化や細粒化効果などの強化機構を用いて鋼材の降伏強度や引張強度を向上させることで、部材強度低下を担保してきた。しかし、このような手法で材料強度を高めても、ヤング率は変化しない。すなわち高強度化を図って強度を担保しても、剛性低下がネックとなって薄肉化が困難になるという課題がある。

一方、一般的に鉄のヤング率は２０６ＧＰａ程度とされているが、多結晶鉄の集合組織の結晶方位を制御することで、特定の方向のヤング率を上げることが可能である。鉄のヤング率は＜１１１＞方向が最も高く、＜１００＞方向が最も低い。すなわち、鉄の＜１１１＞方向を特定の方向に揃えることでその方向のヤング率を高くする事が可能である。
｛２１１｝＜０１１＞方位粒は、結晶面が圧延面に対して垂直方向に｛２１１｝、結晶方向が圧延方向に平行に＜０１１＞が向いている結晶粒であるが、この場合、結晶構造から考えて圧延方向に直角な方向（以下、幅方向という）にはヤング率が高い＜１１１＞が揃う。そのため、これまでにも｛２１１｝＜０１１＞方位粒を増やすことで幅方向のヤング率を高めた鋼板に関して、多数の発明がなされている。

特許文献１〜４は、何れも、｛２１１｝＜０１１＞、又は｛２１１｝＜０１１＞を含む方位群を発達させた鋼板で、幅方向に高いヤング率を有し、部材の特定方向を幅方向に揃えることで、その方向の剛性を上げることができるという技術に関するものである。また、本発明者等の一部は、圧延方向のヤング率が高い熱延鋼板、冷延鋼板及びそれらの製造方法について開示している（例えば、特許文献５、６を参照）。これら特許文献５、６は、｛１１０｝＜１１１＞方位や｛１１２｝＜１１１＞方位を活用して、圧延方向及び圧延直角方向のヤング率を高める技術である。また、特許文献７は、冷延鋼板の圧延方向と幅方向のヤング率を高める技術を開示している。

しかしながら、これら各特許文献に記載の鋼板はいずれも｛２１１｝＜０１１＞方位粒の集積度が低く、ヤング率の絶対値も大半が２５０ＧＰａ未満であり、十分に高いヤング率が安定して得られているとは言えない。

特開２００６−１８３１３０号公報 特開２００７−９２１２８号公報 特開２００８−２４０１２５号公報 特開２００８−２４０１２３号公報 特開２００９−１９２６５号公報 特開２００７−１４６２７５号公報 特開２００９−１３４７８号公報

本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、幅方向のヤング率が２５０ＧＰａ以上を有する板厚０．５ｍｍ以下の高ヤング率極薄鋼鈑及びその製造方法を提供することを目的とするものである。

本発明者らは、上記問題を解決するため、｛２１１｝＜０１１＞方位粒を増やして２５０ＧＰａ以上の幅方向ヤング率を達成させる技術について鋭意研究を行った。その結果、Ｔｉ添加鋼のＴｉＣ析出をコントロールし適度に回復・再結晶させた後に高温焼鈍することによって｛２１１｝＜０１１＞方位粒の比率を著しく高め、幅方向のヤング率を上げられる事を見出した。

本発明は、上述のように、高ヤング率冷延鋼鈑及びその製造方法であり、その要旨は以下のとおりである。
［１］ 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０８％、Ｓｉ：０．５〜４．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．０５超〜０．２５％を、下記式（１）及び（２）を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、鋼板全厚断面に占める｛２１１｝＜０１１＞方位を有する結晶粒の面積率が６０％以上であり、板厚０．５ｍｍ以下であることを特徴とする高ヤング率極薄鋼板。
３５×［Ｓｉ］＋１５３×［Ａｌ］≧５０ ・・・（１）
［Ｔｉ］≧４８／１４×［Ｎ］＋０．０５・・・（２）
ここで、式（１）及び（２）中の［Ｍ］は、元素Ｍの含有量（単位：質量％）である。
［２］ さらに、質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．００５〜０．５００％、Ｗ：０．００５〜０．５００％、Ｃｕ：０．００５〜０．５００％、Ｎｉ：０．００５〜０．５００％、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の高ヤング率極薄鋼板。
［３］ 面方位が｛１００｝である結晶粒の面積率が鋼板全厚断面に対して１０％以下であることを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の高ヤング率極薄鋼板。
［４］ 上記［１］〜［３］のいずれかに記載の鋼成分を有する鋼片を１２００℃以上１４００℃以下に加熱し、７５０〜９３０℃の温度範囲で熱間圧延を終了した後、６５０℃まで１０℃／ｓ以上で冷却し、６００℃以下で巻き取り、次いで、酸洗を行った後、圧下率が８５〜９５％の冷間圧延を施し、６００℃〜８５０℃までの加熱速度を５０℃/ｈ以上、６００℃／ｈ以下とし、８５０℃以上１０００℃以下の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする上記[１]〜[３]のいずれかに記載の高ヤング率極薄鋼板の製造方法。

本発明の高ヤング率極薄鋼鈑及びその製造方法によれば、上記構成により、圧延幅方向に２５０ＧＰａ以上のヤング率を有する板厚０．５ｍｍ以下の極薄鋼板を得ることができる。従って、板本体としてもパネル部材等の自動車部材に本発明を適用することにより、加工性の向上の他、剛性の向上による部材の薄板化に伴った燃費改善や車体軽量化のメリットを十分に享受することができ、他素材との複合板作製の素材としても活用出来ることから、その社会的貢献は計り知れない。

以下、本発明の実施形態である高ヤング率極薄鋼板及びその製造方法について説明する。なお、本実施形態は、本発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り本発明を限定するものではない。

鋼板のヤング率は、結晶方位に依存して、大きくその値が変化することから、成分および製造工程を最適化させることで幅方向のヤング率を上げる｛２１１｝＜０１１＞方位粒を発達させ、絶対値を低下させる圧延面の結晶方位が｛１００｝である結晶粒（以下、「｛１００｝＜ｕｖｗ＞方位粒」という。）を抑制することで幅方向に２５０ＧＰａ以上の極めて高いヤング率が安定して得られる事を見出したものである。なお、本発明で述べられているヤング率は、動的振動法及び静的引張法のいずれの値を用いてもよい。

以下、本発明において鋼組成を限定する理由についてさらに詳しく説明する。なお、以下の鋼組成の説明においては、特に指定の無い限り、「％」は質量％を表すものとする。

（Ｃ：炭素）０．００５〜０．０８％
Ｃは、粗大な炭化物や硬質相を形成し、冷延集合組織をランダム化させることで、最終的な｛２１１｝＜０１１＞方位の集積度を低下させることから、含有量を０．０８％以下とする。また、この観点からは、Ｃ量は０．０６％以下にする事が望ましく、さらに望ましくは０．０５％以下である。一方、Ｃ量を０．００５％未満にするためには、真空脱ガス処理コストがかかると共に｛２１１｝＜０１１＞方位への集積度が不十分となり、ヤング率を低下させることから０．００５％以上とする。この観点からはＣの下限は０．０１％とする事が望ましい。更に望ましくは０．０１５％である。

（Ｓｉ：シリコン）０．５〜４．０％
Ｓｉは、フェライト形成元素であり、高温α域焼鈍を可能とすることから０．５％以上添加する。また、Siは鉄のすべり変形挙動を変えることで、｛２１１｝＜０１１＞の発達を促す作用があることから積極的に添加する。この観点からは０．８％以上添加する事が望ましい。更に望ましくは１％以上である。一方、Ｓｉを４．０％を超えて添加することは、靭性や延性の著しい劣化を招くことから４．０％を上限とする。この観点から望ましくは３．５％以下、更に望ましくは３．０％以下である。

（Ｍｎ：マンガン）０．１〜１．０％
Ｍｎは、焼鈍中に固溶Ｃと共存することによって冷延後の焼鈍中の回復を抑制し、｛１１１｝方位の発達を阻害し、ヤング率の向上に寄与する。そのため、０．１％以上添加する。この観点から望ましくは、０．２％、更に望ましくは０．３％以上とする。一方、Ｍｎはオーステナイト形成元素であり、高温α相焼鈍を困難にするとともに、冷延中の集合組織形成に影響を及ぼし、｛２１１｝＜０１１＞方位の集積度を低下させることから、１．０％を上限とする。この観点からは、Ｍｎを０．９％以下とすることが望ましい。更に望ましくは０．８％以下である。

（Ｐ：リン）０．０４％以下
Ｐは、その下限は限定しないが、安価に強度を向上させることが出来る元素であることから、用途に応じて０．００５％超添加する。一方、Ｐを０．０４％超添加することは、二次加工割れの原因となると共に延性を劣化させることから、０．０４％を上限とする。また、この観点からは、Ｐ量は０．０２％以下にすることが望ましい。更に望ましくは０．０１％以下である。

（Ｓ：硫黄）０．０１０％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成し、加工性の劣化を招くことから、０．０１０％を上限とする。また、この観点からは、Ｓ量は、望ましくは０．００８％以下とする。更に望ましくは０．００４％以下である。

（Ａｌ：アルミニウム）０．０１％〜３．０％
Ａｌは、脱酸調製剤であり、脱酸作用の観点からは０．０１％以上添加する。Ａｌは強いα→γ変態点を著しく高める元素であり、α域高温での焼鈍を可能にする。この観点からは０．０５％以上添加する事が望ましい。一方、Ａｌの添加は｛１００｝＜ｕｖｗ＞方位粒の増加を招く傾向にあることから上限を３．０％とする。この件からは０．８％以下とする事が望ましい。更に望ましくは０．５％以下である。

なお、ＡｌとＳｉは次式の関係を満足するように添加する。
３５×Ｓｉ（ｍａｓｓ％）＋１５３×Ａｌ（ｍａｓｓ％）≧５０ ・・・（１）
（１）式が５０未満となるとα域での高温焼鈍が困難となることからこの値を下限とする。この観点からは１００以上とする事が望ましい。更に望ましくは１５０以上である。上限値は特に設けないが、ＳｉやＡｌを多量に添加する事は加工性の劣化を招くことから、４００を上限とする事が望ましい。

（Ｔｉ：チタン）Ｔｉ：（４８／１４×Ｎ＋０．０５）〜０．２５％
Ｔｉは本発明において非常に重要な元素である。Ｔｉは焼鈍の加熱中に微細ＴｉＣを形成することで回復・再結晶を抑制し、その後の高温焼鈍において粗大化または再固溶することによって｛２１１｝＜０１１＞方位粒の粒成長を著しく促進する。そのため、ＴｉＮ形成分に相当する４８／１４×Ｎ（ｍａｓｓ％）を除いて更に０．０５％以上添加する事が必要である。従って、本発明において、Ｔｉ量の下限は、下記式（２）で定義される量である。
４８／１４×Ｎ（ｍａｓｓ％）＋０．０５・・・（２）
この観点からは、Ｔｉ量は（４８／１４Ｎ＋０．０８）％以上が望ましい。更に望ましくは（４８／１４Ｎ＋０．１０）％以上である。一方、０．２５％超添加しても特段の効果が得られないばかりか、加工性が著しく低下する事から０．２５％を上限とする。この観点からは０．２２％以下とする事が望ましい。更に望ましくは０．２０％以下である。

（Ｎ：窒素）０．０００５％〜０．０１％
Ｎは、鋼中に含まれる不純物であり、０．０００５％未満とすると製鋼コストが高くなることから、０．０００５％以上とする。一方、Ｎは高温でＴｉとＴｉＮを形成し、焼鈍時の再結晶や加工性に影響を及ぼす。この観点からＮの上限は０．０１％以下とする。また、この観点からは、Ｎ量は０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下とする。

本発明においては、鋼特性を改善するための元素として、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｗ，Ｃｕ，Ｎｉの内の１種又は２種以上を添加することがより望ましい。具体的には、用途に応じて、それぞれ、Ｍｏは０．００５〜０．１００％、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉは、それぞれ０．００５〜０．５００％の範囲で１種又は２種以上添加することが望ましい。

（Ｍｏ：モリブデン）０．００５〜０．１００％
（Ｃｒ：クロム）０．００５％〜０．５００％
（Ｗ：タングステン）０．００５％〜０．５００％
Ｍｏ，Ｃｒ，Ｗは、いずれもＣとの相互作用を有し、耐常温時効性を高める元素である。そのため、各々０．００５％以上添加することが望ましい。一方、各々０．１００％超、０．５００％超、０．５００％超の添加は、延性や溶接性を低下させる他、熱延板の集合組織を強める事によって最終焼鈍板の｛１００｝方位増加の要因となる。以上の観点から、Ｍｏは０．００５％以上、０．１００％以下、Ｃｒは０．００５％以上、０．５００％以下、Ｗは０．００５％以上、０．５００％以下の範囲で、必要に応じて添加することが望ましい。

（Ｃｕ：銅）０．００５％〜０．５００％
Ｃｕは、耐食性やスケールの剥離性を向上させる元素であることから、０．００５％以上添加することが望ましい。一方、Ｃｕの０．５００％超の添加は析出強化による強度上昇を招くことから、０．００５％以上、０．５００％以下の範囲で必要に応じて添加することが望ましい。

（Ｎｉ：ニッケル）０．００５％〜０．５００％
Ｎｉは、鋼板強度を上げるとともに、靭性を向上させる元素であることから、０．００５％以上添加することが望ましい。一方、Ｎｉの０．５００％超の添加は延性劣化の原因となるため、０．００５％以上、０．５００％以下の範囲で必要に応じて添加することが望ましい。

さらに、本発明においては、強度を高めたり、鋼板の材質を改善したりする効果を得るための元素として、さらに、Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｖ内の１種または２種以上を添加することが好ましい。

Ｃａの添加量が０．０００５％未満、ＲＥＭの添加量が０．０００５％未満、Ｖの添加量が０．００１％未満では、上記の十分な効果が得られないことがある。一方、Ｃａ添加量が０．１０００％超、ＲＥＭの添加量が０．１０００％超、Ｖの添加量が０．１００％超になるように添加すると、延性を損なうことがある。従って、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｖを添加する場合には、それぞれ、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％の範囲で必要に応じて添加することが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。

また、本発明の鋼は、以上の元素の他にも、さらに、鋼特性を改善させるための元素を含んでいても良く、また、残部として、鉄を含むとともに、Ｓｎ、Ａｓなどの不可避的に混入する元素（不可避的不純物）も含んでも良い。

［結晶方位］
次に、本発明の冷延鋼板において結晶方位を限定する理由について説明する。
結晶方位は、通常、板面に垂直な方向を（ｈｋｌ）又は｛ｈｋｌ｝で表示し、圧延方向に平行な方向を[ｕｖｗ]又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝は、（ｈｋｌ）と等価な面の総称であり、（ｈｋｌ）は、個々の結晶面を指す。また、＜ｕｖｗ＞は、［ｕｖｗ］と等価な方向の総称であり、［ｕｖｗ］は、個々の結晶方向を指す。即ち、本発明鋼板では、ｂｃｃ構造を対象としているので、例えば、（１１１）、(−１１１)、(１−１１)、(１１−１)、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）は等価な面であり、区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。したがって、本発明において、結晶方位は｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表示する。なお、面方位のみを｛１００｝に特定し、圧延方向の方位は特に問わない場合、その結晶方位を｛１００｝＜ｕｖｗ＞と表記する。

本発明の鋼板は、板厚断面全厚に占める｛２１１｝＜０１１＞方位、｛１００｝＜ｕｖｗ＞方位を有する結晶粒の面積率が各々６０％以上、１０％以下を満足するものとして規定されている。特定の板厚断面での結晶方位の評価だけでは全板厚内での平均的な方位分布を明らかにすることは出来ない。また、ヤング率は板厚全体の平均的な方位分布によってその特性が決定されるしたがって、全厚で測定を行い平均的な方分散を規定する事は極めて重要である。

本発明における特定の面方位を有する結晶粒の面積率はＥＢＳＤ（電子後方散乱パターン：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ pａｔｔｅｒｎ)法で測定される。

ＥＢＳＤでの結晶粒の面積率の測定は以下のとおり行う。最終焼鈍板の圧延方向に対して平行な鋼板全厚の断面の少なくとも一部を観察面とする。前記観察面を形成する箇所は特に限定されないが、最終焼鈍板の板幅の両端部以外とすることが好ましい。

ＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えばＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（例えばＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で１〜１０μｍ間隔で実施する。測定された結晶方位情報はＥＢＳＤ解析ソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いる。これにより、各方位を有する結晶粒の面積率を算出する事ができる。

ＥＢＳＤ解析による面積率の測定範囲は、前記観察面のうち鋼板全厚×３０００μｍ以上の領域、または結晶粒個数として１０００個以上とする。前記観察面のうち圧延方向の５ｍｍの長さに渡って測定すれば十分である。測定は全測定領域を数か所に分割して行い、ソフト上で測定データを合体した後に解析を行ってもよい。同一方位として認識する粒の角度許容範囲（Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ）は０〜１５°する。

｛２１１｝＜０１１＞方位粒は幅方向のヤング率を著しく向上させる。この方位の結晶粒の面積率が６０％未満では幅方向ヤング率２５０ＧＰａ以上を満足させる事が出来ない。したがって、｛２１１｝＜０１１＞方位粒の面積率の下限を６０％とする。この観点からは６５％以上とする事が好ましい。更に好ましくは７０％以上である。面積率の上限は特に規定しないが、１００％である。一方、｛１００｝＜ｕｖｗ＞方位の粒はヤング率を低下させる方位である。幅方向のヤング率を最も低下させる方位は｛１００｝＜００１＞方位であるが、｛１００｝面を有する結晶粒は方向に依らずヤング率は低い傾向のため、｛１００｝面を有する粒はいずれも少なくする事が望ましい。したがって、この｛１００｝＜ｕｖｗ＞方位の粒の面積率は１０％を上限とする。この観点からは７％以下が望ましい。更に望ましくは５％以下である。

[板厚]
本発明における極薄鋼板とは板厚０．５ｍｍ以下を指す。板厚を０．５ｍｍ超にすることは製造の際に熱延工程などに多大な負荷をかけること、他素材との複合板の素材とする場合に、０．５ｍｍ超の板厚では軽量化効果などの寄与が小さいことからこの板厚を上限とする。なお、下限は特に設定しないが、板厚が０．０５ｍｍ以下になるとヤング率の向上による部材の剛性向上への寄与度が小さくなることから０．０５ｍｍを下限とする事が望ましい。更に望ましくは０．１ｍｍ以上である。

［特性］
次に、本発明の高ヤング率極薄鋼板の特性の限定理由について詳しく述べる。本発明の鋼板は幅方向のヤング率が２５０ＧＰａ以上とする。集合組織がランダムの場合の鉄のヤング率は約２０６ＧＰａであり、それよりも一方向のヤング率が約２０％以上向上している事が軽量化の観点から有意差となることからこの値を下限とする。この観点からのぞましくは２５５ＧＰａ以上、更に望ましくは２６０ＧＰａ以上である。

［製造方法］
次に、本発明の高ヤング率極薄鋼板の製造条件の限定理由について詳しく述べる。
本発明の鋼板の製造方法は、上述した高ヤング率極薄鋼板を製造する方法であり、まず、上記化学成分を有する鋼片を１２００℃以上１４００℃以下に加熱し、７５０〜９３０℃の温度範囲で熱間圧延を終了した後、６５０℃まで１０℃／ｓ以上で冷却し、６００℃以下、室温以上で巻き取り、次いで、酸洗を行った後、圧下率が８５〜９５％の冷間圧延を施し、６００℃〜８５０℃までの加熱速度を５０℃/ｈ以上、６００℃／ｈ以下とし、８５０℃以上１０００℃以下の温度域で３０秒以上保持する。

本発明の製造方法では、まず、鋼を常法により溶製、鋳造し、熱間圧延に供する鋼片を得る。この鋼片は、鋼塊を鍛造又は圧延したものでも良いが、生産性の観点から、連続鋳造により鋼片を製造することが好ましい。また、薄スラブキャスター等を用いて製造してもよい。

[再加熱温度]
また、通常、鋼片は鋳造後、冷却し、熱間圧延を行うために、再度、加熱する。この場合、熱間圧延を行う際の鋼片の加熱温度は１２００℃以上とする。これは、ＴｉＣを十分に再固溶させるためであり、鋼片の加熱温度が１２００℃未満であると、粗大なＴｉＣが溶け残り、冷延焼鈍時の回復・再結晶・粒成長挙動が不適切となり｛２１１｝＜０１１＞方位粒の発達が不十分となる。この観点からは１２３０℃以上に加熱する事が望ましい。更に望ましくは１２５０℃以上である。但し、１４００℃超に加熱すると、鋼板の結晶粒径が粗大になりすぎ、粒内の変形挙動が不均一になることから、｛１００｝＜ｕｖｗ＞方位粒が生成しやすくなるので、再加熱温度の上限を１４００℃とすることが好ましい。なお、溶製した鋼を鋳造後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスを採用しても良い。

[圧延終了温度]
また、本発明の鋼板の製造方法においては、７５０℃以上９３０℃以下の温度域で熱間圧延を終了する。７５０℃未満で圧延が行われると、熱間圧延中にＴｉＣの析出が進行し、冷延・焼鈍後の｛２１１｝＜０１１＞方位粒の発達を阻害する。また、変形抵抗が高くなりすぎるために圧延機への負荷が高くなりすぎる事から７５０℃を下限とする。この観点からは７８０℃以上とすることが望ましい。更に望ましくは８００℃以上である。一方、熱間圧延終了温度が９３０℃超とすることは、熱延板結晶粒の粗大化を招き、冷延・焼鈍後の｛１００｝＜ｕｖｗ＞が発達し、ヤング率が低下する事からこの温度を上限とする。この観点からは９００℃以下とすることが好ましい。更に好ましくは８８０℃以下である。

[冷却速度]
上記熱延の終了後、鋼板を冷却する。この冷却工程において、６５０℃までの冷却速度が１０℃／ｓ未満になると、冷却中にＴｉＣが析出してしまうことから冷却速度の下限は１０℃／ｓとする。この観点からは２０℃／ｓ以上が好ましい。更に好ましくは４０℃／以上である。冷却速度の上限は特に定めないが１０００℃／ｓ超としても特段の効果は得られない事から１０００℃/ｓ以下とする事が好ましい。

[巻取温度]
上記条件による冷却の後、６００℃以下の温度で巻き取る。巻取温度が６００℃超となると巻取り中にＴｉＣが析出し、最終的な結晶粒の方位のランダム化を招くことからこの温度を上限とする。巻取り温度の下限は特に限定しないが、室温以下の温度で巻き取る事には特段の効果が期待できないばかりか製造コストが過大となることから室温を下限とする事が望ましい。

[冷延率]
次いで、上記のような方法で製造された熱延鋼鈑を酸洗後、８５〜９５％の範囲の圧下率で冷間圧延を施す。冷間圧延における圧下率を８５％未満にすることは、｛１００｝＜ｕｖｗ＞方位粒の発達を促し、ヤング率の低下を招くことからこの値を下限とする。この観点からは８７％以上とする事が望ましい。一方、圧下率を９５％超にすることは、冷延機への負荷が高くなるとともに、他方位の再結晶を促進し、｛２１１｝＜０１１＞方位への集積が低下することから、この値を上限とする。また、この観点からは、冷間圧延における圧下率は９４％以下とすることがより望ましく、さらに望ましくは９３％以下である。

[加熱速度]
次に、焼鈍は６００〜８５０℃の間の加熱速度を５０℃／ｈｒ〜６００℃/ｈｒとする。加熱速度が５０℃/ｈｒ未満とする事は温度の均熱性を確保する観点からも困難であることと、ＴｉＣが粗大となり回復・再結晶抑制に対して効果が発揮されないことから、この加熱速度を下限とする。この観点からは８０℃/ｈｒを下限とする事が望ましい。更に望ましくは１５０℃/ｈｒである。一方、加熱速度が６００℃／ｈｒ超となると不十分となり、その結果回復が進行してしまう。

[保持温度、保持時間]
その後更に昇温し、８５０〜１０００℃の温度領域に３０秒以上の保持を行う。保持温度が８５０℃未満では｛２１１｝＜０１１＞方位粒が十分成長しない事からこの温度を下限とする。その観点からは８５０℃以上とすることが望ましい。更に望ましくは８８０℃以上である。一方、焼鈍温度を１０００℃超とすると、結晶粒径が大きくなりすぎ、加工性や表面性状が著しく劣化することからこの温度を上限とする。この観点からは９８０℃以下とする事が望ましい。されに望ましくは９５０℃以下である。

この上記の温度域での保持時間は３０秒以上とする。保持時間が３０秒未満では｛２１１｝＜０１１＞方位粒の十分な粒成長が図られないことからこの時間を下限とする。保持時間の上限は特に限定しないが、６０時間以上の保持は特段の効果も得られないばかりでなく、加工性や表面性状の劣化を招くことからこの時間を上限とする事が好ましい。

以上説明したような、本発明の高ヤング率冷延鋼鈑及びその製造方法によれば、上記構成により幅方向のヤング率が２５０ＧＰａ以上、板厚０．５ｍｍ以下の極薄鋼板を得ることができる。

本発明によって得られた鋼板は、例えば、単体としてパネル部材等の自動車部材に本発明を適用することにより、加工性の向上の他、剛性の向上による部材の薄板化に伴った燃費改善や車体軽量化のメリットを享受することができる他、他の素材との複合板の素材として適用する事によって部材の軽量化に寄与できることから、その社会的貢献は計り知れない。

以下、本発明の高ヤング率極薄鋼鈑及びその製造方法の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前記及び後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

本実施例においては、まず、下記表１に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、この鋼片を加熱して、熱間で粗圧延を行った後、引き続いて、下記表２に示す条件で仕上圧延を行った。下記表２において、ＳＲＴ［℃］は鋼片の加熱温度、ＦＴ［℃］は仕上圧延の終了温度、冷却速度[℃/ｓ]は仕上圧延終了後から６５０℃までの平均冷却速度、ＣＴ［℃］は巻取温度を示す。冷延率[％]は、熱延板の板厚と冷延終了後の板厚との差を熱延板の板厚で除した値であり、百分率として示した。表２の加熱速度は、冷間圧延後に行う焼鈍工程における６００℃〜８５０℃までの平均加熱速度を表し、保持温度は、冷間圧延後の焼鈍工程の加熱の到達温度であり、保持時間は前記到達温度における保持時間である。
なお、表１の空欄は、分析値が検出限界未満であったことを意味する。

また、得られた鋼板から圧延直角方向を長手方向として、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、引張強度を測定した。

また、ヤング率の測定は、静的引張法により測定した。
静的引張法によるヤング率の測定は、圧延直角方向を長手方向としたＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を用いて、鋼板の降伏強度の１／２に相当する引張応力を付与して行った。この際、測定は５回行い、応力−歪み線図の傾きに基づいて算出したヤング率のうち、最大値及び最小値を除いた３つの計測値の平均値を静的引張法によるヤング率とし、引張ヤング率として下記表３に示した。

また、｛２１１｝＜０１１＞方位粒の面積率、｛００１｝面方位を有する結晶粒（｛１００｝＜ｕｖｗ＞方位粒）の面積率をＥＢＳＤ法で測定した。この測定結果を表３に示す。尚、表３の「その他方位粒」の欄の値は、前記｛２１１｝＜０１１＞方位粒及び前記｛００１｝面方位粒のいずれにも該当しない方位粒の面積率である。これらの面積率は、各製造No.の鋼板の圧延方向に平行な全断面を観察面とし、各製造No.の鋼板の板厚(mm)×５０００μｍの領域を２５０点／秒の解析速度で５μｍの間隔で測定した。

本実施例における結果を下記表３に示す。
表３に示す結果から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で製造した本発明例（表１〜３の備考欄における本発明例）の場合には、圧延幅方向のヤング率が２５０ＧＰａ以上を満足している。これにより、本発明例においては、板幅方向の剛性が高い鋼板が得られる事はあきらかである。

一方、製造Ｎｏ．２８〜３６は、化学成分が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．ａ〜ｉを用いた比較例である。

製造Ｎｏ．２８はＳｉが低すぎ、かつ式１も満足しない場合の例である。この場合、冷間圧延時に｛２１１｝＜０１１＞方位粒の元となる組織が形成されにくく、かつ高温焼鈍で逆変態が生じてしまうことから、｛１１２｝＜０１１＞方位が著しく低下し、｛１００｝面方位も増加する。

製造Ｎｏ．２９はＴｉが低すぎた場合の例である。この場合、適度なＴｉＣによるピン止め効果が起こらず、回復・再結晶が抑制されず、｛２１１｝＜０１１＞以外の方位が再結晶してしまうためにヤング率が高くならない。

製造Ｎｏ．３０はＭｎが高すぎる場合の例である。この場合｛２１１｝＜０１１＞方位粒の発達が不十分となることからヤング率が低下する。

Ｎｏ．３１はＮが高すぎてＴｉ添加量が不足した場合の例である。この場合、Ｔｉ添加量が低すぎるＮｏ．２９と同様、｛２１１｝＜０１１＞以外の方位の再結晶が進行することによってヤング率が低下する。

製造Ｎｏ．３２はＳｉが低すぎるが、Ａｌを添加する事で式１は満足している場合である。この場合、焼鈍中に変態が生じる事はないが、Ｓｉが低いために冷延中の集合組織形成が変化し｛２１１｝＜０１１＞方位粒の発達が不十分となる。

製造Ｎｏ．３３はＣ添加量が低すぎる場合である。この場合はＴｉＣが十分析出出来ないために、適度なＴｉＣによるピン止め効果が起こらず、回復・再結晶が抑制されず、｛２１１｝＜０１１＞以外の方位が再結晶してしまい、ヤング率が低下する。

製造Ｎｏ．３４と３５はＳｉまたはＴｉが高すぎる場合である。この場合加工性が著しく劣化するために冷延中に板破断が生じしてしまう。

製造Ｎｏ．３６はＡｌが高すぎる場合である。この場合｛１１０｝面方位が強くなり、その結果｛２１１｝＜０１１＞への集積が低下し、ヤング率があがらない。

鋼Ｎｏ．Ａの比較例である製造Ｎｏ．２のように、保持時間が短すぎると｛２１１｝＜０１１＞方位粒の発達が不十分となりヤング率が低下する。鋼Ｎｏ．Ｂの比較例である製造Ｎｏ．４のように保持温度が高すぎると、｛２１１｝＜０１１＞以外の方位粒の粒成長が進行し、結果として｛２１１｝＜０１１＞方位粒の割合が低下してしまう。

鋼Ｎｏ．Ｃの比較例である製造Ｎｏ．６は保持温度が低すぎた場合の例である。この場合、この場合、｛１００｝面方位粒が多く残ってしまう事によってヤング率低下してしまう。

鋼Ｎｏ．Ｄの比較例である製造Ｎｏ．９は焼鈍時の加熱速度が遅すぎる場合の例である。この場合加熱中にＴｉＣが大きくなりすぎピンニング効果が十分得られず、｛２１１｝＜０１１＞以外の方位を有する結晶粒が再結晶してしまう。鋼Ｎｏ．Ｅの比較例である製造Ｎｏ．１１は加熱速度が速すぎる場合の例である。この場合、ＴｉＣのサイズが微細すぎるために、｛１００｝面方位粒も残ってしまい、結果的に｛２１１｝＜０１１＞方位粒が少なくなってしまう。

鋼Ｎｏ．Ｆの比較例である製造Ｎｏ．１３は巻取り温度が高すぎるために巻取り中にＴｉＣが粗大に析出してしまい、ピンニング効果が十分得られない。そのため、｛２１１｝＜０１１＞以外の粒が再結晶してしまいヤング率が低下する。

鋼Ｎｏ．Ｇの比較例である製造Ｎｏ．１５は熱延終了温度が高すぎる場合である。この場合、熱延板結晶粒が粗大化してしまい｛１００｝面方位粒の発達が促される。

鋼Ｎｏ．Ｈの比較例である製造Ｎｏ．１７は冷延率が低すぎる場合の例である。この場合、｛２１１｝＜０１１＞方位へのひずみの蓄積が不十分となり、｛２１１｝＜０１１＞方位の再結晶が不十分となる。その結果、ヤング率が低下してしまう。

鋼Ｎｏ．Ｉの比較例１９は熱延時の再加熱温度が低すぎる場合の例である。この場合、粗大なＴｉＣが溶け残り、ピンニング効果が得られない。

鋼Ｎｏ．Ｊの比較例２１は熱延終了後の冷却速度が遅すぎる場合の例である。この場合、冷却中にＴｉＣが析出粗大化してしまうため、｛２１１｝＜０１１＞方位が弱くなる。

鋼Ｎｏ．Ｋの比較例２３のように熱延時の再加熱温度が高すぎると熱延板の結晶粒径が大きくなりすぎるために｛１００｝面方位粒が増加する。

鋼Ｎｏ．Ｌの比較例である製造Ｎｏ．２５は冷延率が高すぎる場合の例である。この場合、｛１００｝方位が強くなるためにヤング率が低下する。

鋼Ｎｏ．Ｍの比較例である製造Ｎｏ．２７は熱延終了温度が低すぎる場合の例であるが、この場合、熱延時の変形抵抗が高くなりすぎるために、所望の圧下が得られず、試験を中断した。

以上説明した実施例の結果より、本発明の条件範囲において、高ヤング率極薄鋼鈑が実現可能となることが明らかである。

本発明の高ヤング率極薄鋼板は、例えば、自動車、家庭電気製品、建物等に使用される。また、樹脂や他の金属との圧着によって形成される複合板の素材としても利用される。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０８％、Ｓｉ：０．５〜４．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．０５超〜０．２５％を、下記式（１）及び（２）を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、鋼板全厚断面に占める｛２１１｝＜０１１＞方位を有する結晶粒の面積率が６０％以上であり、幅方向のヤング率が２５０ＧＰａ以上であり、板厚０．５ｍｍ以下であることを特徴とする高ヤング率極薄鋼板。
   ３５×［Ｓｉ］＋１５３×［Ａｌ］≧５０ ・・・（１）
   ［Ｔｉ］≧４８／１４×［Ｎ］＋０．０５ ・・・（２）
   ここで、式（１）及び（２）中の［Ｍ］は、元素Ｍの含有量（単位：質量％）である。
2. さらに、質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．００５〜０．５００％、Ｗ：０．００５〜０．５００％、Ｃｕ：０．００５〜０．５００％、Ｎｉ：０．００５〜０．５００％、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高ヤング率極薄鋼板。
3. 面方位が｛１００｝である結晶粒の面積率が鋼板全厚断面に対して１０％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の高ヤング率極薄鋼板。
4. 請求項１〜３のうちいずれか１項に記載の鋼成分を有する鋼片を１２００℃以上１４００℃以下に加熱し、７５０〜９３０℃の温度範囲で熱間圧延を終了した後、６５０℃まで１０℃／ｓ以上で冷却し、６００℃以下で巻き取り、次いで、酸洗を行った後、圧下率が８５〜９５％の冷間圧延を施し、６００℃〜８５０℃までの加熱速度を５０℃/ｈ以上、６００℃／ｈ以下とし、８５０℃以上１０００℃以下の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする請求項１〜３のうちいずれか１項に記載の高ヤング率極薄鋼板の製造方法。