JPWO2014021382A1 - 冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４５％、Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％であり、（１）式を満足し、残部が鉄及び不純物であり、板厚１／４の厚さ位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３以下、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、｛（Ｂ）／（Ａ）≧５｝及び｛（Ｂ）＞（Ｃ）｝を満足する、冷延鋼板。
Description
本発明は、剛性と深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法に関する。
自動車分野においては、燃費改善の観点から車体軽量化のニーズが高まっており、衝突安全性確保の観点から、各種高強度鋼板が自動車部材に適用されている。しかしながら、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たとしても、ヤング率は変化しない。このため、軽量化のために、鋼板の板厚を薄くすると、部材剛性が低下してしまうので、薄板化が困難になってきている。
一方、一般的に鉄のヤング率は２０６ＧＰａ程度とされているが、多結晶鉄の結晶方位（集合組織）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。これまでにも、例えば、｛１１２｝＜１１０＞方位への集積度を高めることで、圧延方向に対して直角な方向（以下、幅方向という。）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。しかしながら、｛１１２｝＜１１０＞方位は、圧延方向と幅方向のｒ値を著しく低下させる方位であることから、深絞り性が著しく劣化するという問題がある。また、圧延４５°方向のヤング率が、通常の鋼板のヤング率よりも低下してしまうため、フレーム部材等のような一方向に長尺な部材にしか適用ができず、例えば、パネル部材や、ねじれ剛性のように複数の方向のヤング率が要求される部材には適用できないという問題を有している。
特許文献１〜４は、何れも、｛１１２｝＜１１０＞を含む方位群、又は｛１１２｝＜１１０＞を含む方位群を発達させた鋼板に関する。特許文献１〜４は、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。しかしながら、特許文献１〜４の何れにおいても、幅方向のヤング率以外に関する記述はない。これらの内、特許文献３は、延性とヤング率の両立を図った高強度鋼に関するものであるが、深絞り性に関する記述はない。また、特許文献４は、加工性の指標の一つである穴拡げ性とヤング率に優れた鋼板に関するものであるが、深絞り性に関する記述はない。
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。しかしながら、これら各特許文献に記載の鋼板についても、穴拡げ性や延性に関する記述はあるが、深絞り性については述べられていない。
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が、深絞り性に関する記述はない。
また、特許文献８には、極低炭素鋼を用いてヤング率と深絞り性を高める技術が開示されている。しかしながら、特許文献８に記載の技術は、Ａｒ３〜Ａｒ３＋１５０℃以下の温度範囲で全圧下量８５％以上の圧延を施す等、圧延機への負荷が高いという問題がある。また、特許文献８においては、４５°方向のヤング率は必ずしも高くなく、発達する結晶方位も適正ではないため、決して顕著な剛性が得られるものではない。
また、特許文献８には、極低炭素鋼を用いてヤング率と深絞り性を高める技術が開示されている。しかしながら、特許文献８に記載の技術は、Ａｒ３〜Ａｒ３＋１５０℃以下の温度範囲で全圧下量８５％以上の圧延を施す等、圧延機への負荷が高いという問題がある。また、特許文献８においては、４５°方向のヤング率は必ずしも高くなく、発達する結晶方位も適正ではないため、決して顕著な剛性が得られるものではない。
本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、何れの方向におけるヤング率も従来材に比べて高められ、剛性と深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記問題を解決するため、鋭意研究を行った。この結果、Ｃの添加量を低減し、さらに、Ｎｂ及びＴｉを添加することで固溶Ｃ量を極力低減した鋼に、さらに、Ｍｎ，Ｐ，Ｂを適正な範囲で添加し、熱間圧延条件を最適化させることにより、冷延鋼板の剛性及び深絞り性が向上できることを知見した。すなわち、上記条件を採用することにより、その後の冷間圧延及び焼鈍中に、ヤング率を高め、かつ、ｒ値も比較的高い方位である｛５５７｝＜９ １６ ５＞を発達させるとともに、圧延方向のヤング率を下げる方位である｛３３２｝＜１１０＞方位を低減させることで、優れた剛性及び深絞り性が得られることを見出した。
本発明は、上述のように、剛性と深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法であり、その要旨は以下のとおりである。
本発明は、上述のように、剛性と深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法であり、その要旨は以下のとおりである。
［１］
質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．００４５％、
Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
Ｓｉ：０〜１．０％、
Ａｌ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜〜０．０４０％
Ｍｏ：０〜０．５００％、
Ｃｒ：０〜３．０００％、
Ｗ ：０〜３．０００％、
Ｃｕ：０〜３．０００％、
Ｎｉ：０〜３．０００％
Ｃａ：０〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０〜０．１０００％、
Ｖ ：０〜０．１００％
Ｐ ：０．１５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎ ：０．００６％以下、
であり、
下記（１）式を満足し、
残部が鉄及び不純物であり、
板厚１／４の厚さ位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３以下、｛５５７｝＜９
１６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、｛（Ｂ）／（Ａ）≧５｝及び｛（Ｂ）＞（Ｃ）｝を満足する、冷延鋼板。
０．０７≦（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．２ ・・・・・（１）
上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
である。Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。
質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．００４５％、
Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
Ｓｉ：０〜１．０％、
Ａｌ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜〜０．０４０％
Ｍｏ：０〜０．５００％、
Ｃｒ：０〜３．０００％、
Ｗ ：０〜３．０００％、
Ｃｕ：０〜３．０００％、
Ｎｉ：０〜３．０００％
Ｃａ：０〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０〜０．１０００％、
Ｖ ：０〜０．１００％
Ｐ ：０．１５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎ ：０．００６％以下、
であり、
下記（１）式を満足し、
残部が鉄及び不純物であり、
板厚１／４の厚さ位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３以下、｛５５７｝＜９
１６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、｛（Ｂ）／（Ａ）≧５｝及び｛（Ｂ）＞（Ｃ）｝を満足する、冷延鋼板。
０．０７≦（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．２ ・・・・・（１）
上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
である。Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。
［２］
質量％で、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％
の１種又は２種を含有する、［１］に記載の冷延鋼板。
質量％で、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％
の１種又は２種を含有する、［１］に記載の冷延鋼板。
［３］
質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
を含有する、［１］又は［２］に記載の冷延鋼板。
質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
を含有する、［１］又は［２］に記載の冷延鋼板。
［４］
質量％で、
Ｍｏ：０．００５〜０．５００％、
Ｃｒ：０．００５〜３．０００％、
Ｗ ：０．００５〜３．０００％、
Ｃｕ：０．００５〜３．０００％、
Ｎｉ：０．００５〜３．０００％
の１種又は２種以上を含有する、［１］〜［３］の何れか１項に記載の冷延鋼板。
質量％で、
Ｍｏ：０．００５〜０．５００％、
Ｃｒ：０．００５〜３．０００％、
Ｗ ：０．００５〜３．０００％、
Ｃｕ：０．００５〜３．０００％、
Ｎｉ：０．００５〜３．０００％
の１種又は２種以上を含有する、［１］〜［３］の何れか１項に記載の冷延鋼板。
［５］
質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｖ ：０．００１〜０．１００％
の１種又は２種以上を含有する、［１］〜［４］の何れか１項に記載の冷延鋼板。
質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｖ ：０．００１〜０．１００％
の１種又は２種以上を含有する、［１］〜［４］の何れか１項に記載の冷延鋼板。
［６］
圧延直角方向のヤング率が２２５ＧＰａ以上、圧延方向及び圧延方向に対して４５°方向のヤング率が何れも２０６ＧＰａ以上で、かつ、平均ｒ値が１．４以上である、［１］〜［５］の何れか１項に記載の冷延鋼板。
圧延直角方向のヤング率が２２５ＧＰａ以上、圧延方向及び圧延方向に対して４５°方向のヤング率が何れも２０６ＧＰａ以上で、かつ、平均ｒ値が１．４以上である、［１］〜［５］の何れか１項に記載の冷延鋼板。
［７］
［１］〜［６］の何れか１項に記載の冷延鋼鈑の表面に、電気亜鉛系めっきが施されている、電気亜鉛系めっき冷延鋼板。
［１］〜［６］の何れか１項に記載の冷延鋼鈑の表面に、電気亜鉛系めっきが施されている、電気亜鉛系めっき冷延鋼板。
［８］
［１］〜［６］の何れか１項に記載の冷延鋼鈑の表面に、溶融亜鉛めっきが施されている、溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
［１］〜［６］の何れか１項に記載の冷延鋼鈑の表面に、溶融亜鉛めっきが施されている、溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
［９］
［１］〜［６］の何れか１項に記載の冷延鋼鈑の表面に、合金化溶融亜鉛めっきが施されている、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
［１］〜［６］の何れか１項に記載の冷延鋼鈑の表面に、合金化溶融亜鉛めっきが施されている、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
［１０］
質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．００４５％、
Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
Ｓｉ：０〜１．０％、
Ａｌ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜〜０．０４０％
Ｍｏ：０〜０．５００％、
Ｃｒ：０〜３．０００％、
Ｗ ：０〜３．０００％、
Ｃｕ：０〜３．０００％、
Ｎｉ：０〜３．０００％
Ｃａ：０〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０〜０．１０００％、
Ｖ ：０〜０．１００％
Ｐ ：０．１５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎ ：０．００６％以下、
であり、
下記（１）式を満足し、
残部が鉄及び不純物である鋼片を１１５０℃以上に加熱し、次いで、仕上圧延の開始温度を１０００〜１１００℃として、１０００〜９５０℃間の温度範囲で、下記(２)式で決定される形状比（Ｘ）が４．４以下となる圧延を、少なくとも１パス以上行い、次いで、下記（３）式で求められるＡ３変態温度よりも５０℃低い温度以上、９５０℃以下の温度範囲で、下記（２）式で決定される形状比（Ｘ）が３．０〜４．２となる圧延を、少なくとも１パス以上行い、次いで、最終圧延終了後、２ｓ以内に冷却を開始し、７００℃までの温度範囲内を平均冷却速度１５℃／ｓ以上で冷却した後、５００〜６５０℃の温度範囲で巻き取り、次いで、酸洗を行った後、圧下率が５０〜９０％の冷間圧延を施し、室温から６５０℃までの温度範囲を平均加熱速度２〜２０℃/ｓで加熱し、さらに６５０℃〜７００℃間を平均加熱速度２〜１５℃／ｓで加熱し、次いで７００℃以上９００℃以下の温度範囲内で１秒以上保持する焼鈍を行う、冷延鋼板の製造方法。
０．０７≦（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．２ ・・・・・（１）
上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
である。Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。
Ｘ（形状比）＝ｌｄ／ｈｍ ・・・・・（２）
上記（２）式において、
ｌｄ（熱延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈｉｎ−ｈｏｕｔ）／２）、
ｈｍ：（ｈｉｎ＋ｈｏｕｔ）／２、
Ｌ：ロール直径、
ｈｉｎ：圧延ロール入側の板厚、
ｈｏｕｔ：圧延ロール出側の板厚、
である。
Ａ３（℃）＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１３６．３Ｔｉ−１９．１Ｎｂ＋１２４．８Ｖ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５．０Ｂ ・・・・・（３）
上記（３）式において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ．Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの含有を意図していない鋼板については、これらの、含有率を０％として計算する。
質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．００４５％、
Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
Ｓｉ：０〜１．０％、
Ａｌ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜〜０．０４０％
Ｍｏ：０〜０．５００％、
Ｃｒ：０〜３．０００％、
Ｗ ：０〜３．０００％、
Ｃｕ：０〜３．０００％、
Ｎｉ：０〜３．０００％
Ｃａ：０〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０〜０．１０００％、
Ｖ ：０〜０．１００％
Ｐ ：０．１５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎ ：０．００６％以下、
であり、
下記（１）式を満足し、
残部が鉄及び不純物である鋼片を１１５０℃以上に加熱し、次いで、仕上圧延の開始温度を１０００〜１１００℃として、１０００〜９５０℃間の温度範囲で、下記(２)式で決定される形状比（Ｘ）が４．４以下となる圧延を、少なくとも１パス以上行い、次いで、下記（３）式で求められるＡ３変態温度よりも５０℃低い温度以上、９５０℃以下の温度範囲で、下記（２）式で決定される形状比（Ｘ）が３．０〜４．２となる圧延を、少なくとも１パス以上行い、次いで、最終圧延終了後、２ｓ以内に冷却を開始し、７００℃までの温度範囲内を平均冷却速度１５℃／ｓ以上で冷却した後、５００〜６５０℃の温度範囲で巻き取り、次いで、酸洗を行った後、圧下率が５０〜９０％の冷間圧延を施し、室温から６５０℃までの温度範囲を平均加熱速度２〜２０℃/ｓで加熱し、さらに６５０℃〜７００℃間を平均加熱速度２〜１５℃／ｓで加熱し、次いで７００℃以上９００℃以下の温度範囲内で１秒以上保持する焼鈍を行う、冷延鋼板の製造方法。
０．０７≦（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．２ ・・・・・（１）
上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
である。Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。
Ｘ（形状比）＝ｌｄ／ｈｍ ・・・・・（２）
上記（２）式において、
ｌｄ（熱延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈｉｎ−ｈｏｕｔ）／２）、
ｈｍ：（ｈｉｎ＋ｈｏｕｔ）／２、
Ｌ：ロール直径、
ｈｉｎ：圧延ロール入側の板厚、
ｈｏｕｔ：圧延ロール出側の板厚、
である。
Ａ３（℃）＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１３６．３Ｔｉ−１９．１Ｎｂ＋１２４．８Ｖ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５．０Ｂ ・・・・・（３）
上記（３）式において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ．Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの含有を意図していない鋼板については、これらの、含有率を０％として計算する。
［１１］
［１０］に記載の方法で製造した鋼板の表面に電気亜鉛系めっきを施す、電気亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法。
［１０］に記載の方法で製造した鋼板の表面に電気亜鉛系めっきを施す、電気亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法。
［１２］
［１０］に記載の方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す、溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
［１０］に記載の方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す、溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
［１３］
［１０］に記載の方法で製造した鋼板の表面に、溶融亜鉛めっきを施した後、さらに、４５０〜６００℃までの温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行う、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
［１０］に記載の方法で製造した鋼板の表面に、溶融亜鉛めっきを施した後、さらに、４５０〜６００℃までの温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行う、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
本発明の冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法によれば、上記構成により、何れの方向のヤング率も２０６ＧＰａ以上で、かつ、圧延直角方向のヤング率が２２５ＧＰａ以上と、圧延方向の静的ヤング率が向上して剛性に優れ、かつ、平均ｒ値が１．４以上で深絞り性に優れた冷延鋼板、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を得ることができる。従って、例えば、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剛性と深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それら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。
一般に、鋼板のヤング率とｒ値は、何れも結晶方位に依存して、大きくその値が変化することが知られている。本発明者等は、鋼板のｒ値を高める方位としてよく知られているγファイバー（｛１１１｝＜１１２＞〜｛１１１｝＜１１０＞方位群））、及び、それに近い方位のヤング率異方性を調査した。そして、本発明者等は、γファイバーから少しずれた｛５５７｝＜９ １６ ５＞という方位がｒ値の劣化が比較的少なく、かつ、何れの面内方向のヤング率も高く、特に幅方向のヤング率をあげる方位であること、また、逆に｛３３２｝＜１１０＞方位は圧延方向と幅方向のヤング率を低下させる方位である事を見出した。
そこで、本発明者等は、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位を強め、かつ、｛３３２｝＜１１０＞を弱める方法について鋭意検討を重ねた結果、以下のことが明らかになった。
すなわち、Ｃ量を０．００４５％以下に低減し、Ｎｂ及び／又はＴｉを添加した成分系において、固溶Ｍｎと固溶Ｂが適量残る成分系に限定すること、かつ、熱間圧延条件を最適化することによって、熱延板が細粒化するとともに熱延板粒形状がベイネティックになり、焼鈍時の｛５５７｝＜９ １６ ５＞の核生成サイトが増加し、逆に、｛３３２｝＜１１０＞方位の発達が抑制される。また、変態集合組織が強く発達した熱延板を冷延、焼鈍した際に、固溶Ｍｎ，Ｂの存在によって焼鈍時の回復が適度に抑制されると、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位がより強められることを新たに見出した。また、｛５５７｝＜９
１６ ５＞のランダム強度比を（Ａ）、｛３３２｝＜１１０＞のランダム強度比を（Ｂ）とした時に、次式｛（Ａ）／（Ｂ）≧５｝を満足することが、高ヤング率化のために重要であることを見出した。また、｛１１１｝＜１１２＞方位はｒ値を高める方位として知られており、そのランダム強度比（Ｃ）を７以上にすることは深絞り性の観点から重要であるが、ランダム強度比（Ｃ）が同（Ａ）よりも強くなると幅方向のヤング率が低下することから、次式｛（Ａ）＞（Ｃ）｝を満足することも重要である。
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。
すなわち、Ｃ量を０．００４５％以下に低減し、Ｎｂ及び／又はＴｉを添加した成分系において、固溶Ｍｎと固溶Ｂが適量残る成分系に限定すること、かつ、熱間圧延条件を最適化することによって、熱延板が細粒化するとともに熱延板粒形状がベイネティックになり、焼鈍時の｛５５７｝＜９ １６ ５＞の核生成サイトが増加し、逆に、｛３３２｝＜１１０＞方位の発達が抑制される。また、変態集合組織が強く発達した熱延板を冷延、焼鈍した際に、固溶Ｍｎ，Ｂの存在によって焼鈍時の回復が適度に抑制されると、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位がより強められることを新たに見出した。また、｛５５７｝＜９
１６ ５＞のランダム強度比を（Ａ）、｛３３２｝＜１１０＞のランダム強度比を（Ｂ）とした時に、次式｛（Ａ）／（Ｂ）≧５｝を満足することが、高ヤング率化のために重要であることを見出した。また、｛１１１｝＜１１２＞方位はｒ値を高める方位として知られており、そのランダム強度比（Ｃ）を７以上にすることは深絞り性の観点から重要であるが、ランダム強度比（Ｃ）が同（Ａ）よりも強くなると幅方向のヤング率が低下することから、次式｛（Ａ）＞（Ｃ）｝を満足することも重要である。
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。
［冷延鋼鈑］
本発明の冷延鋼鈑は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４５％、Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ａｌ：０〜０．１０％、Ｎｂ：０〜〜０．０４０％、Ｍｏ：０〜０．５００％、Ｃｒ：０〜３．０００％、Ｗ：０〜３．０００％、Ｃｕ：０〜３．０００％、Ｎｉ：０〜３．０００％、Ｃａ：０〜０．１０００％、Ｒｅｍ：０〜０．１０００％、Ｖ：０〜０．１００％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６％以下、であり、下記（１）式を満足し、残部が鉄及び不純物であり、板厚１／４の厚さ位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３以下、｛５５７｝＜９
１６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、｛（Ｂ）／（Ａ）≧５｝及び｛（Ｂ）＞（Ｃ）｝を満足する。
０．０７≦（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．２ ・・・・・（１）
上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
である。Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。
本発明の冷延鋼鈑は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４５％、Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ａｌ：０〜０．１０％、Ｎｂ：０〜〜０．０４０％、Ｍｏ：０〜０．５００％、Ｃｒ：０〜３．０００％、Ｗ：０〜３．０００％、Ｃｕ：０〜３．０００％、Ｎｉ：０〜３．０００％、Ｃａ：０〜０．１０００％、Ｒｅｍ：０〜０．１０００％、Ｖ：０〜０．１００％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６％以下、であり、下記（１）式を満足し、残部が鉄及び不純物であり、板厚１／４の厚さ位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３以下、｛５５７｝＜９
１６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、｛（Ｂ）／（Ａ）≧５｝及び｛（Ｂ）＞（Ｃ）｝を満足する。
０．０７≦（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．２ ・・・・・（１）
上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
である。Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。
「鋼組成」
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、以下の説明において、特に指定の無い限り、鋼組成に関する「％」は質量％を表すものとする。
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、以下の説明において、特に指定の無い限り、鋼組成に関する「％」は質量％を表すものとする。
［必須成分］
（Ｃ：炭素）０．０００５〜０．００４５％
Ｃは、鋼板の強度を向上させるために必要な元素である。しかし、Ｃは、熱延板内に固溶状態で残存すると冷延中に粒内に剪断帯を形成し、圧延方向のヤング率を低下させる｛１１０｝＜００１＞方位が発達することから、含有量を０．００４５％以下とする。また、この観点からは、Ｃ量は０．００４％以下にする事が望ましく、さらに望ましくは０．００３５％以下である。一方、Ｃ量を０．０００５％未満にするためには、真空脱ガス処理コストが大きくなりすぎることから、Ｃの下限は０．０００５％とする。
（Ｃ：炭素）０．０００５〜０．００４５％
Ｃは、鋼板の強度を向上させるために必要な元素である。しかし、Ｃは、熱延板内に固溶状態で残存すると冷延中に粒内に剪断帯を形成し、圧延方向のヤング率を低下させる｛１１０｝＜００１＞方位が発達することから、含有量を０．００４５％以下とする。また、この観点からは、Ｃ量は０．００４％以下にする事が望ましく、さらに望ましくは０．００３５％以下である。一方、Ｃ量を０．０００５％未満にするためには、真空脱ガス処理コストが大きくなりすぎることから、Ｃの下限は０．０００５％とする。
（Ｍｎ：マンガン）０．８０〜２．５０％
Ｍｎは、本発明において重要な元素である。Ｍｎは、熱延終了後の冷却時の焼き入れ性を高め、熱延板組織をベイネティックフェライトとする効果がある。また、Ｍｎは、Ｂと複合して含有することによって冷延後の焼鈍中の回復を抑制する。このように、回復を抑制されたγファイバー方位の加工粒からは｛５５７｝＜９ １６ ５＞が再結晶しやすく、ヤング率が向上する。そのため、本発明においては、Ｍｎは０．８％以上含有する。また、この観点からは、Ｍｎを１．０％以上含有することが望ましい。
Ｍｎは、本発明において重要な元素である。Ｍｎは、熱延終了後の冷却時の焼き入れ性を高め、熱延板組織をベイネティックフェライトとする効果がある。また、Ｍｎは、Ｂと複合して含有することによって冷延後の焼鈍中の回復を抑制する。このように、回復を抑制されたγファイバー方位の加工粒からは｛５５７｝＜９ １６ ５＞が再結晶しやすく、ヤング率が向上する。そのため、本発明においては、Ｍｎは０．８％以上含有する。また、この観点からは、Ｍｎを１．０％以上含有することが望ましい。
一方、Ｍｎを２．５％超含有すると、再結晶が遅延し、｛１１２｝＜１１０＞方位が発達し、４５°方向のヤング率が劣化する。そのため、Ｍｎの上限は２．５％とする。また、この観点からはＭｎは２.０％以下とすることがより望ましく、さらに望ましくは１．５％以下である。
（Ｔｉ：チタン）０．００２〜０．１５０％
Ｔｉは、深絞り性とヤング率の向上に寄与する重要な元素である。Ｔｉは、γ相高温域で窒化物を形成し、後述のＮｂと同様に熱間圧延において、γ相を加工した際の再結晶を抑制する。また、巻取中にＴｉＣとして析出することで固溶Ｃ量を低減させ、特に、深絞り性を向上させる。さらに、高温でＴｉＮを形成することによって、ＢＮの析出が抑制されるため、固溶Ｂを確保することができるので、ヤング率の向上に好ましい集合組織の発達が促進される。この効果を得るためには、Ｔｉを０．００２％以上含有することが必要である。一方、Ｔｉを０．１５０％以上含有すると、再結晶温度が上がるとともに、加工性が著しく劣化することから、この値を上限とする。また、この観点からは、Ｔｉ量を０．１００％以下にすることが好ましく、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
Ｔｉは、深絞り性とヤング率の向上に寄与する重要な元素である。Ｔｉは、γ相高温域で窒化物を形成し、後述のＮｂと同様に熱間圧延において、γ相を加工した際の再結晶を抑制する。また、巻取中にＴｉＣとして析出することで固溶Ｃ量を低減させ、特に、深絞り性を向上させる。さらに、高温でＴｉＮを形成することによって、ＢＮの析出が抑制されるため、固溶Ｂを確保することができるので、ヤング率の向上に好ましい集合組織の発達が促進される。この効果を得るためには、Ｔｉを０．００２％以上含有することが必要である。一方、Ｔｉを０．１５０％以上含有すると、再結晶温度が上がるとともに、加工性が著しく劣化することから、この値を上限とする。また、この観点からは、Ｔｉ量を０．１００％以下にすることが好ましく、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
（Ｂ：ボロン）０．０００５〜０．０１％
Ｂも、Ｔｉと同様、本発明において重要な元素である。Ｂは、焼き入れ性と、熱延板のミクロ組織と集合組織を最適化する。また、Ｂは、Ｍｎと複合して含有することによって冷延後の焼鈍中の回復を適度に遅延し、最適な集合組織形成に寄与する。この観点から、Ｂは、０．０００５％以上含有し、より望ましくは０．００１％以上含有する。一方、０．０１％超のＢの含有は、再結晶温度を著しく上げ、加工性の劣化を招くことから、この値を上限とする。また、この観点からは、Ｂ量は０．００４％以下とすることが望ましく、さらに望ましくは０．００３％以下である。
Ｂも、Ｔｉと同様、本発明において重要な元素である。Ｂは、焼き入れ性と、熱延板のミクロ組織と集合組織を最適化する。また、Ｂは、Ｍｎと複合して含有することによって冷延後の焼鈍中の回復を適度に遅延し、最適な集合組織形成に寄与する。この観点から、Ｂは、０．０００５％以上含有し、より望ましくは０．００１％以上含有する。一方、０．０１％超のＢの含有は、再結晶温度を著しく上げ、加工性の劣化を招くことから、この値を上限とする。また、この観点からは、Ｂ量は０．００４％以下とすることが望ましく、さらに望ましくは０．００３％以下である。
［任意成分］
本発明においては、上記の必須成分に加え、さらに、以下の任意成分を所定範囲で含有しても良い。
本発明においては、上記の必須成分に加え、さらに、以下の任意成分を所定範囲で含有しても良い。
脱酸のために、Ｓｉ、Ａｌの一方もしくは両方を含有しても良い。
（Ｓｉ：シリコン）０〜１．０％
Ｓｉは、その下限は規定しないが、脱酸元素であることから０．０１％以上含まれていることが望ましい。また、Ｓｉは、固溶強化により強度を増加させる元素であることから、用途に応じて１．０％を上限に含有する。Ｓｉを１．０％を超えて含有することは、加工性の劣化を招くことから、この値を上限とする。また、Ｓｉの含有は、Ｓｉスケールと呼ばれる熱延中のスケール疵の原因となる他、めっきの密着性を低下させることから、０．８％以下とすることがより望ましい。また、この観点から、Ｓｉの含有量は、さらに望ましくは０．６％以下である。
（Ｓｉ：シリコン）０〜１．０％
Ｓｉは、その下限は規定しないが、脱酸元素であることから０．０１％以上含まれていることが望ましい。また、Ｓｉは、固溶強化により強度を増加させる元素であることから、用途に応じて１．０％を上限に含有する。Ｓｉを１．０％を超えて含有することは、加工性の劣化を招くことから、この値を上限とする。また、Ｓｉの含有は、Ｓｉスケールと呼ばれる熱延中のスケール疵の原因となる他、めっきの密着性を低下させることから、０．８％以下とすることがより望ましい。また、この観点から、Ｓｉの含有量は、さらに望ましくは０．６％以下である。
（Ａｌ：アルミニウム）０〜０．１０％
Ａｌは、脱酸調製剤であり、下限は特に限定しないが、脱酸作用の観点からは０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌは変態点を著しく高める元素であり、０．１０％超を添加すると、γ域圧延が困難となるので、その上限を０．１０％とする。
Ａｌは、脱酸調製剤であり、下限は特に限定しないが、脱酸作用の観点からは０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌは変態点を著しく高める元素であり、０．１０％超を添加すると、γ域圧延が困難となるので、その上限を０．１０％とする。
（Ｎｂ：ニオブ）０〜０．０４０％
さらに、Ｎｂを所定範囲で含有することが、より望ましい。Ｎｂは、熱間圧延においてγ相を加工した際の再結晶を顕著に抑制し、γ相での加工集合組織の形成を顕著に促す。また、Ｎｂは、巻取中にＮｂＣを形成し、固溶Ｃを低減することによって深絞り性の向上に寄与する。この観点から、Ｎｂは０．００５％以上含有することが望ましく、０．０１５％以上含有することがより望ましい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０４０％を超えると、焼鈍時の再結晶が抑制され、深絞り性が劣化する。このため、Ｎｂの含有量の上限は０．０４％とする。また、この観点からは、Ｎｂの含有量は０．０３％以下とすることがより望ましく、さらに望ましくは０．０２５％以下である。
さらに、Ｎｂを所定範囲で含有することが、より望ましい。Ｎｂは、熱間圧延においてγ相を加工した際の再結晶を顕著に抑制し、γ相での加工集合組織の形成を顕著に促す。また、Ｎｂは、巻取中にＮｂＣを形成し、固溶Ｃを低減することによって深絞り性の向上に寄与する。この観点から、Ｎｂは０．００５％以上含有することが望ましく、０．０１５％以上含有することがより望ましい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０４０％を超えると、焼鈍時の再結晶が抑制され、深絞り性が劣化する。このため、Ｎｂの含有量の上限は０．０４％とする。また、この観点からは、Ｎｂの含有量は０．０３％以下とすることがより望ましく、さらに望ましくは０．０２５％以下である。
さらに、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種以上を含有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０．００５〜０．５００％、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉは、それぞれ０．００５〜３．０００％の範囲で１種又は２種以上含有することが望ましい。
（Ｍｏ：モリブデン）０〜０．５００％
Ｍｏは、焼入性を向上させるとともに、炭化物を形成して強度を高める効果を有する元素である。そのため、Ｍｏを含有する場合は、０．００５％以上含有することが望ましい。一方、Ｍｏを０．５％超含有すると、延性や溶接性を低下させる。以上の観点から、Ｍｏは、０．００５％以上、０．５００％以下の範囲で、必要に応じて含有することが望ましい。
Ｍｏは、焼入性を向上させるとともに、炭化物を形成して強度を高める効果を有する元素である。そのため、Ｍｏを含有する場合は、０．００５％以上含有することが望ましい。一方、Ｍｏを０．５％超含有すると、延性や溶接性を低下させる。以上の観点から、Ｍｏは、０．００５％以上、０．５００％以下の範囲で、必要に応じて含有することが望ましい。
（Ｃｒ：クロム）０〜３．０００％
Ｃｒも、焼入性を向上させるとともに、炭化物を形成して強度を高める効果を有する元素である。そのため、Ｃｒを含有する場合は、０．００５％以上含有することが望ましい。一方、Ｃｒを３．０００％超含有すると、延性や溶接性を低下させる。以上の観点から、Ｃｒは、０．００５％以上、３．０００％以下の範囲で、必要に応じて含有することが望ましい。
Ｃｒも、焼入性を向上させるとともに、炭化物を形成して強度を高める効果を有する元素である。そのため、Ｃｒを含有する場合は、０．００５％以上含有することが望ましい。一方、Ｃｒを３．０００％超含有すると、延性や溶接性を低下させる。以上の観点から、Ｃｒは、０．００５％以上、３．０００％以下の範囲で、必要に応じて含有することが望ましい。
（Ｗ：タングステン）０〜３．０００％
Ｗも、焼入性を向上させるとともに、炭化物を形成して強度を高める効果を有する元素である。そのため、Ｗを含有する場合は、０．００５％以上含有することが望ましい。一方、Ｗを３．０００％超含有すると、延性や溶接性を低下させる。以上の観点から、Ｗは、０．００５％以上、３．０００％以下の範囲で、必要に応じて含有することが望ましい。
Ｗも、焼入性を向上させるとともに、炭化物を形成して強度を高める効果を有する元素である。そのため、Ｗを含有する場合は、０．００５％以上含有することが望ましい。一方、Ｗを３．０００％超含有すると、延性や溶接性を低下させる。以上の観点から、Ｗは、０．００５％以上、３．０００％以下の範囲で、必要に応じて含有することが望ましい。
（Ｃｕ：銅）０〜３．０００％
Ｃｕは、鋼板強度を上げるとともに、耐食性やスケールの剥離性を向上させる元素である。そのため、Ｃｕを含有する場合は、０．００５％以上含有することが望ましい。一方、Ｃｕを３．０００％超含有すると、表面疵の原因となるため、０．００５％以上、３.０００％以下の範囲で必要に応じて含有することが望ましい。
Ｃｕは、鋼板強度を上げるとともに、耐食性やスケールの剥離性を向上させる元素である。そのため、Ｃｕを含有する場合は、０．００５％以上含有することが望ましい。一方、Ｃｕを３．０００％超含有すると、表面疵の原因となるため、０．００５％以上、３.０００％以下の範囲で必要に応じて含有することが望ましい。
（Ｎｉ：ニッケル）０〜３．０００％
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。そのため、Ｎｉを含有する場合は、０．００５％以上含有することが望ましい。一方、Ｎｉを３．０００％超含有すると、延性劣化の原因となるため、０．００５％以上、３．０００％以下の範囲で必要に応じて含有することが望ましい。
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。そのため、Ｎｉを含有する場合は、０．００５％以上含有することが望ましい。一方、Ｎｉを３．０００％超含有すると、延性劣化の原因となるため、０．００５％以上、３．０００％以下の範囲で必要に応じて含有することが望ましい。
（Ｃａ：０〜０．１０００％、ＲＥＭ：０〜０．１０００％、Ｖ：０〜０．１００％）
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種以上を含有することが好ましい。
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種以上を含有することが好ましい。
Ｃａ及びＲＥＭの含有量が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及びＲＥＭの含有量が０．１０００％超、Ｖの含有量が０．１００％超になると、延性を損なうことがある。従って、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｖを含有する場合には、それぞれ、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％の範囲で含有することが好ましい。
上述した以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。本発明において、代表的な不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｎなどが例示される。
（Ｐ：リン）０．１５％以下
Ｐは鋼中に不純物として含有される。Ｐの下限は限定されないが、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、０．０１％超含有しても良い。また、この観点からは、Ｐを０．０２％以上含有することが望ましい。一方、Ｐを０．１５％以上含有することは、二次加工割れの原因となることから、０．１５％を上限とする。また、この観点からは、Ｐ量は０．１％以下にすることがより望ましく、さらに望ましくは０．０８％以下である。
Ｐは鋼中に不純物として含有される。Ｐの下限は限定されないが、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、０．０１％超含有しても良い。また、この観点からは、Ｐを０．０２％以上含有することが望ましい。一方、Ｐを０．１５％以上含有することは、二次加工割れの原因となることから、０．１５％を上限とする。また、この観点からは、Ｐ量は０．１％以下にすることがより望ましく、さらに望ましくは０．０８％以下である。
（Ｓ：硫黄）０．０１０％以下
Ｓは鋼中に不純物として含有される。Ｓは、ＭｎＳを形成し、加工性の劣化を招くとともに、固溶Ｍｎ量を低減させることから、０．０１０％を上限とする。また、この観点からは、Ｓ量は、さらに望ましくは０．００８％以下とする。
Ｓは鋼中に不純物として含有される。Ｓは、ＭｎＳを形成し、加工性の劣化を招くとともに、固溶Ｍｎ量を低減させることから、０．０１０％を上限とする。また、この観点からは、Ｓ量は、さらに望ましくは０．００８％以下とする。
（Ｎ：窒素）０．００６％以下
Ｎは、鋼中に含まれる不純物であり、下限は特に設定しないが、０．０００５％未満とすると製鋼コストが高くなることから、０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎは高温でＴｉとＴｉＮを形成し、γ相での再結晶を抑制するが、ＴｉＮの量が増えすぎると加工性が劣化するから、上限は０．００６％とする。また、この観点からは、Ｎ量は０．００４０％、より好ましくは０．００２０％以下とする。なお、ＴｉＮのＴｉ等量（４８Ｔｉ／１４）以上のＮを含有すると、残存したＮがＢＮを形成し、固溶Ｂ量が低減して焼き入れ効果や回復抑制効果が低減する。そのため、Ｎ量は４８Ｔｉ／１４以下とすることがさらに望ましい。
Ｎは、鋼中に含まれる不純物であり、下限は特に設定しないが、０．０００５％未満とすると製鋼コストが高くなることから、０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎは高温でＴｉとＴｉＮを形成し、γ相での再結晶を抑制するが、ＴｉＮの量が増えすぎると加工性が劣化するから、上限は０．００６％とする。また、この観点からは、Ｎ量は０．００４０％、より好ましくは０．００２０％以下とする。なお、ＴｉＮのＴｉ等量（４８Ｔｉ／１４）以上のＮを含有すると、残存したＮがＢＮを形成し、固溶Ｂ量が低減して焼き入れ効果や回復抑制効果が低減する。そのため、Ｎ量は４８Ｔｉ／１４以下とすることがさらに望ましい。
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。
（Ｍｎ量とＢ量の関係式）
次に、Ｍｎ量とＢ量の関係式である下記（１）式について詳細に説明する。
本発明では、ＭｎとＢを下記（１）式で表される関係を満足する範囲で含有する。
０．０７≦（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．２ ・・・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
であり、Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。
次に、Ｍｎ量とＢ量の関係式である下記（１）式について詳細に説明する。
本発明では、ＭｎとＢを下記（１）式で表される関係を満足する範囲で含有する。
０．０７≦（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．２ ・・・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
であり、Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。
上記（１）式は、固溶Ｍｎ量と固溶Ｂ量の比を示す。固溶Ｍｎと固溶Ｂが共存すると、転位との相互作用をもたらし、回復が遅延され、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位が発達し、｛３３２｝＜１１０＞方位が減少する。しかしながら、上記（１）式で表される値が０．０７未満では、Ｂに対するＭｎの存在比が小さすぎるために、相互作用による回復の遅延が不十分となり、｛３３２｝＜１１０＞方位の増加、及び、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位の減少を招くとともに、｛１１１｝＜１１２＞が主方位となる。そのため、この値０．０７を下限とする。この観点からは、また、上記（１）式で表される値は０．１を下限とすることがより望ましく、さらに望ましくは０．１１を下限とする。一方、上記（１）式で表される値が０．２を超えても、特段の効果が得られないだけでなく、延性等の他の加工性が低下する。そのため、この値０．２を上限とする。また、この観点からは、この値は、さらに望ましくは０．１９以下である。
「結晶方位」
次に、本発明の冷延鋼板の結晶方位について説明する。
本発明の冷延鋼板は、板厚１／４厚位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３以下、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、｛（Ｂ）／（Ａ）≧５｝及び｛（Ｂ）＞（Ｃ）｝を満足する。
次に、本発明の冷延鋼板の結晶方位について説明する。
本発明の冷延鋼板は、板厚１／４厚位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３以下、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、｛（Ｂ）／（Ａ）≧５｝及び｛（Ｂ）＞（Ｃ）｝を満足する。
図１は、本発明の冷延鋼板の結晶方位が表示されるφ２＝４５°断面のＯＤＦ（Ｃｒｙｓｔａｌｌｉｔｅ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を示す。ここで、結晶の方位は、通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は、等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は、個々の結晶面を指す。すなわち、本発明においては、ｂ．ｃ．ｃ．構造を対象としているため、例えば、（１１１）、（−１１１）、（１−１１）、（１１−１）、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面は等価であり、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。
なお、ＯＤＦは、対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、一般的には、φ１＝０〜３６０°、Φ＝０〜１８０°、φ２＝０〜３６０°で表現され、個々の方位が［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示される。しかしながら、本発明では、対称性の高い体心立方晶を対象としているため、Φとφ２については０〜９０°の範囲で表現される。また、φ１は、計算を行う際に変形による対称性を考慮するか否かによって、その範囲が変わるが、本発明においては、対称性を考慮し、φ１＝０〜９０°で表記する、すなわち、本発明では、φ１＝０〜３６０°での同一方位の平均値を、０〜９０°のＯＤＦ上に表記する方式を選択する。この場合は、［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。従って、例えば、図１に示した、φ２＝４５°断面におけるＯＤＦの（１１０）[１−１１]のランダム強度比は、｛１１０｝＜１１１＞方位のランダム強度比である。
ここで、｛３３２｝＜１１０＞方位、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位、及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち、複数の極点図を基に級数展開法で計算した、３次元集合組織を表す結晶方位分布関数（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）から求めればよい。なお、ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を、同条件でＸ線回折法等によって測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。
図１に示したように、本発明の冷延鋼板の結晶方位の一つである｛３３２｝＜１１０＞は、ＯＤＦ上では、φ１＝０°、Φ＝６５°、φ２＝４５°で表される。しかしながら、試験片加工や試料のセッティングに起因する測定誤差を生じることがあるため、｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）の値は、φ１＝０〜２°、Φ＝６３〜６７°の範囲内での最大のランダム強度比とし、その上限を３とする。この値が３．０超になると、特に幅方向のヤング率が低下してしまうことから、この値を上限とする。また、この観点からは（Ａ）は２．０以下とすることが望ましく、さらに望ましくは１．５以下である。ランダム強度比（Ａ）の値の下限は特に定めないが、原理上０未満の値に意味はないことから、この値を下限とする。
また、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位は、ＯＤＦ上では、φ１＝２０°、Φ＝４５°、φ２＝４５°で表される。上述したように、本発明では、試験片加工等に起因する測定誤差を考え、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）の値は、φ１＝１８〜２２°、Φ＝４３〜４７°の範囲内での最大ランダム強度比とし、その値の下限は７とする。また、この観点からは、ランダム強度比（Ｂ）の値は９以上であることがより望ましく、さらに望ましくは１１以上である。この方位は、何れの方向のヤング率も２２０ＧＰa以上に向上させる好ましい方位であることから、ランダム強度比（Ｂ）の上限は設けないが、ランダム強度比が３０以上になることは鋼板内の結晶粒の方位が全て揃っていること、すなわち単結晶になっていることを示し、加工性の劣化等をもたらすおそれがあることから、３０未満とすることが望ましい。
また、｛１１１｝＜１１２＞方位は、ＯＤＦ上では、φ１＝９０°、Φ＝５５°、φ２＝４５°で表される。本発明では、上述したような、試験片加工等に起因する測定誤差を考え、｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）の値は、φ１＝８８〜９０°、Φ＝５３〜５７°の範囲内での最大ランダム強度比とし、その値の下限は７とする。この値が７未満では、高い平均ｒ値を得ることが出来ない。但し、ランダム強度比（Ｃ）が（Ｂ）よりも高い値を示すと、幅方向のヤング率が低下することから、｛（Ｂ）＞（Ｃ）｝の関係とする。また、この観点からは、｛（Ｂ）＞１．２（Ｃ）｝の関係であることが、より望ましい。
また、｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）と｛５５７｝<９ １６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）は、｛｛（Ｂ）／（Ａ）≧５｝を満足する。この値が５未満では、２２５ＧＰａ以上の高い幅方向のヤング率を達成することが困難になる。また、この観点からは、上記式で表される値が１０以上であることがより望ましい。
なお、Ｘ線回折用試料の作製は、次のようにして行う。
まず、鋼板を機械研磨や化学研磨などによって板厚方向に所定の位置まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、１／４板厚部が測定面となるように調整する。ここで、測定面を正確に所定の板厚位置にすることは困難であるので、目標とする位置を中心として、板厚に対して３％の範囲内が測定面となるように試料を作製すればよい。また、Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ
Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により、統計的に十分な数の測定を行っても良い。
まず、鋼板を機械研磨や化学研磨などによって板厚方向に所定の位置まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、１／４板厚部が測定面となるように調整する。ここで、測定面を正確に所定の板厚位置にすることは困難であるので、目標とする位置を中心として、板厚に対して３％の範囲内が測定面となるように試料を作製すればよい。また、Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ
Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により、統計的に十分な数の測定を行っても良い。
「製造方法」
次に、本発明の冷延鋼板の製造条件について詳しく述べる。
本発明の冷延鋼板の製造方法は、まず、上記化学成分を有する鋼片を１１５０℃以上に加熱する。次いで、仕上圧延の開始温度を１０００〜１１００℃として、１０００〜９５０℃間の温度範囲で、下記(２)式で決定される形状比（Ｘ）が４．４以下となる圧延を、少なくとも１パス以上行う。次いで、下記（３）式で求められるＡ３変態温度よりも５０℃低い温度（Ａ３変態温度−５０℃）以上、９５０℃以下の温度範囲で、下記（２）式で決定される形状比（Ｘ）が３．０〜４．２となる圧延を、少なくとも１パス以上行う。次いで、最終圧延終了後、２ｓ以内に冷却を開始し、７００℃までの温度範囲内を平均冷却速度１５℃／ｓ以上で冷却した後、５００〜６５０℃の温度範囲で巻き取る。次いで、酸洗を行った後、圧下率が５０〜９０％の冷間圧延を施す。そして、室温から６５０℃までの温度範囲を平均加熱速度２〜２０℃/ｓで加熱し、さらに６５０℃〜７００℃間を平均加熱速度２〜１５℃／ｓで加熱する。次いで７００℃以上９００℃以下の温度範囲内で１秒以上保持する焼鈍を行う。
Ｘ（形状比）＝ｌｄ／ｈｍ ・・・・・（２）
上記（２）式において、
ｌｄ（熱延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈｉｎ−ｈｏｕｔ）／２）、
ｈｍ：（ｈｉｎ＋ｈｏｕｔ）／２、
Ｌ：ロール直径、
ｈｉｎ：圧延ロール入側の板厚、
ｈｏｕｔ：圧延ロール出側の板厚、
である。
Ａ３（℃）＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１３６．３Ｔｉ−１９．１Ｎｂ＋１２４．８Ｖ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５．０Ｂ ・・・・・（３）
上記（３）式において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ．Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの含有を意図していない鋼板については、これらの、含有率を０％として計算する。（すなわち、Ｓｉは０．０１％未満の場合、０％とする。Ａｌは０．０１０％未満の場合、０％とする。Ｃｕは、０．００５％未満の場合、０％とする。Ｎｉは、０．００５％未満の場合、０％とする。、Ｃｒは０．００５％未満の場合、０％とする。、Ｍｏは０．００５％未満の場合、０％とする。Ｎｂは０．００５％未満の場合、０％とする。、Ｖは、０．００１％未満の場合、０％とする。）
次に、本発明の冷延鋼板の製造条件について詳しく述べる。
本発明の冷延鋼板の製造方法は、まず、上記化学成分を有する鋼片を１１５０℃以上に加熱する。次いで、仕上圧延の開始温度を１０００〜１１００℃として、１０００〜９５０℃間の温度範囲で、下記(２)式で決定される形状比（Ｘ）が４．４以下となる圧延を、少なくとも１パス以上行う。次いで、下記（３）式で求められるＡ３変態温度よりも５０℃低い温度（Ａ３変態温度−５０℃）以上、９５０℃以下の温度範囲で、下記（２）式で決定される形状比（Ｘ）が３．０〜４．２となる圧延を、少なくとも１パス以上行う。次いで、最終圧延終了後、２ｓ以内に冷却を開始し、７００℃までの温度範囲内を平均冷却速度１５℃／ｓ以上で冷却した後、５００〜６５０℃の温度範囲で巻き取る。次いで、酸洗を行った後、圧下率が５０〜９０％の冷間圧延を施す。そして、室温から６５０℃までの温度範囲を平均加熱速度２〜２０℃/ｓで加熱し、さらに６５０℃〜７００℃間を平均加熱速度２〜１５℃／ｓで加熱する。次いで７００℃以上９００℃以下の温度範囲内で１秒以上保持する焼鈍を行う。
Ｘ（形状比）＝ｌｄ／ｈｍ ・・・・・（２）
上記（２）式において、
ｌｄ（熱延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈｉｎ−ｈｏｕｔ）／２）、
ｈｍ：（ｈｉｎ＋ｈｏｕｔ）／２、
Ｌ：ロール直径、
ｈｉｎ：圧延ロール入側の板厚、
ｈｏｕｔ：圧延ロール出側の板厚、
である。
Ａ３（℃）＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１３６．３Ｔｉ−１９．１Ｎｂ＋１２４．８Ｖ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５．０Ｂ ・・・・・（３）
上記（３）式において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ．Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの含有を意図していない鋼板については、これらの、含有率を０％として計算する。（すなわち、Ｓｉは０．０１％未満の場合、０％とする。Ａｌは０．０１０％未満の場合、０％とする。Ｃｕは、０．００５％未満の場合、０％とする。Ｎｉは、０．００５％未満の場合、０％とする。、Ｃｒは０．００５％未満の場合、０％とする。、Ｍｏは０．００５％未満の場合、０％とする。Ｎｂは０．００５％未満の場合、０％とする。、Ｖは、０．００１％未満の場合、０％とする。）
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。
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１１５０℃以上とする。これは、鋼片の加熱温度が１１５０℃未満であると、ＮｂやＴｉが十分に固溶せず、熱間圧延中に高ヤング率化に適した集合組織の形成が阻害されるためである。また、鋼片を効率良く均一に加熱するという観点からも、加熱温度を１１５０℃以上とする。加熱温度の上限は規定しないが、１３００℃超に加熱すると、鋼板の結晶粒径が粗大になり、加工性を損なうことがある。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。
本発明において、仕上圧延の開始温度は重要であり、その温度範囲は１０００〜１１００℃とする。仕上圧延の開始温度が１１００℃超となると、仕上圧延の前段での圧延中の歪が十分蓄積されず、熱間圧延中に加工集合組織が発達しないと共に熱延板が細粒化しないため、冷延・焼鈍後に｛３３２｝＜１１０＞方位が発達してしまう。また、この観点からは、仕上圧延は１０５０℃以下で開始することがより望ましい。一方、１０００℃未満で圧延を開始すると、上記（３）式で求められる（Ａ３変態温度−５０）℃以上で熱間圧延を終了することが困難になるとともに、ヤング率を劣化させる方位が発達することから、１０００℃を下限とする。
また、本発明の製造方法においては、１０００〜９５０℃の温度域で、上記（２）式で決定される形状比（Ｘ）が４．４以下となる圧延を少なくとも１パス以上行う。この温度範囲内での圧延は熱間オーステナイト組織を再結晶させることで、熱延板粒径を微細にさせ、冷延焼鈍後での｛３３２｝＜１１０＞方位の発達を抑制させる効果を有する。しかしながら、形状比が４．４を超えると、冷延再結晶焼鈍時において表面近傍に｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位が形成されにくいことから、形状比の上限を４．４に制限した。４．２以下がより好ましい範囲である。
上記圧延に引き続き、（Ａ３変態温度−５０）℃以上９５０℃以下の温度域で、上記（２）式で決定される形状比（Ｘ）が３．０〜４．２となる圧延を、少なくとも１パス以上行う。
Ａ３変態温度は、上記（３）式で求められる。（Ａ３変態温度−５０）℃未満で圧延が行われると、α域熱延となってヤング率を低下させる｛１００｝＜００１＞方位が発達するとともに、熱延板粒径が小さくなって｛３３２｝＜１１０＞方位が弱くなる。そのため、この温度を下限とする。一方、９５０℃以下の再結晶が抑制された温度域で適度なせん断変形が加えられないと、冷延再結晶焼鈍時に｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位の核生成サイトとなる初期組織が形成されないことから、この温度を上限とする。また、この観点からは、上記圧延温度は９３０℃以下とすることが好ましい。
（Ａ３変態温度−５０）℃以上９５０℃以下の温度域で行われる圧延において、上記（２）式で決定される形状比が３．０未満では、十分なせん断変形が加わらないことから、この値を下限とする。一方、４．２以上の形状比で圧延を行うと、熱延板最表層に、冷延・焼鈍後にｒ値の異方性を増大させる方位が発達することから、この値を上限とする。なお、圧延ロールの直径Ｌは、室温で測定したものであり、熱延中の扁平を考慮する必要はない。また、各圧延ロールの入側の板厚ｈｉｎ、及び、出側の板厚ｈｏｕｔは、放射線等を用いてその場で測定してもよいし、圧延荷重より、変形抵抗等を考慮して計算で求めても良い。
次いで、最終仕上げ圧延の終了後、２ｓ以内に冷却を開始し、７００℃まで１５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。冷却開始までの時間は１．５ｓ以下が望ましい。最終仕上げ圧延終了後、冷却開始までの時間が２ｓを超えると、熱延板粒径が粗大になり、冷延再結晶焼鈍時に｛３３２｝＜１１０＞方位が強くなる。また、冷却の到達温度が７００℃超で、冷却速度が１５℃／ｓ未満になると、焼き入れ性が不足し、熱延板粒径が大きくなるとともに、組織がポリゴナルフェライト化し、｛３３２｝＜１１０＞方位が強くなる。このため、本発明では、１５℃／ｓを平均冷却速度の下限とする。なお、平均冷却速度の上限は規定しないが、１００℃／ｓ以上で冷却することは、過大な設備を有する必要があり、かつ、特段の効果も得られないことから、１００℃／ｓ未満の速度で冷却することが望ましい。
上記条件による冷却の後、５００〜６５０℃の温度範囲で巻き取る。巻取温度が５００℃未満になると、ＴｉＣ又はＮｂＣが析出せず、固溶Ｃが残存し、ｒ値が低下することから、この値を巻取温度の下限とする。一方、巻取温度が６５０℃超となると、熱延板粒径が大きくなり、直線的な粒界を有するポリゴナルフェライト組織となり、｛３３２｝＜１１０＞方位が増加する。従って、本発明では、６５０℃を巻取温度の上限とする。また、この観点からは、巻取温度は６００℃以下とすることがより望ましい。
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、５０〜９０％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５０％未満にすることは、十分な冷延集合組織が発達せず、ｒ値が低下することから、この値を下限とする。また、この観点からは、冷間圧延における圧下率は６０％以上がより望ましく、さらに望ましくは６５％以上である。一方、圧下率が９０％超になると、冷延機への負荷が高くなるとともに、ｒ値の異方性を大きくする方位である｛１１０｝＜００１＞方位や、ｒ値およびヤング率の絶対値を下げる｛１００｝＜０１２＞方位の集積度が大きくなるため、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８５％以下とすることがより望ましく、さらに望ましくは８０％以下である。
次いで、焼鈍が行われる。この際、室温から６５０℃までの平均加熱速度は２〜２０℃／ｓとする。この加熱速度が２℃／ｓ未満では、低温で再結晶が起こり、｛５５７｝＜９
１６ ５＞方位が弱くなることから、この値を下限とする。また、この観点からは、加熱速度を４℃／ｓ以上とすることがより望ましい。一方、加熱速度が２０℃／ｓを超えると、加熱中に再結晶が開始せず、｛１１２｝＜１１０＞方位が発達するために４５°方向のｒ値の低下を招く。また、この観点からは、加熱速度を１５℃／ｓ以下とすることがより望ましい。
１６ ５＞方位が弱くなることから、この値を下限とする。また、この観点からは、加熱速度を４℃／ｓ以上とすることがより望ましい。一方、加熱速度が２０℃／ｓを超えると、加熱中に再結晶が開始せず、｛１１２｝＜１１０＞方位が発達するために４５°方向のｒ値の低下を招く。また、この観点からは、加熱速度を１５℃／ｓ以下とすることがより望ましい。
次いで、６５０℃から７００℃の範囲に加熱を行うが、この温度範囲内の平均加熱速度は２〜１５℃／ｓとする。この加熱速度が２℃／ｓ未満では、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位が弱くなることから、この値を下限とする。また、この観点からは、加熱速度を４℃／ｓ以上とすることがより望ましい。一方、加熱速度が１５℃／ｓを超えると、加熱中に再結晶が開始せず、｛１１２｝＜１１０＞方位が発達するために４５°方向のｒ値の低下を招き、さらには、｛３３２｝＜１１０＞方位が強くなる。この観点からは、加熱速度を１０℃／ｓ以下とすることがより望ましい。
上記加熱速度で７００℃まで加熱した後、さらに、７００℃以上９００℃以下に加熱し、１秒以上行う。焼鈍温度が７００℃以下では、冷延時の加工組織がそのまま残存するために成形性が著しく低下するため、この温度を焼鈍の下限値とする。一方、焼鈍温度が９００℃超となると、集合組織が破壊され、形状凍結性が劣化することから、これを上限とする。
なお、本発明の冷延鋼板の製造方法においては、上記条件による焼鈍の後、インライン又はオフラインで圧下率１０％以下の調質圧延を施しても良い。
［電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板］
本発明の電気亜鉛系めっき冷延鋼板は、上記本発明の冷延鋼鈑の表面に、さらに、電気亜鉛系めっきが施されたものである。また、本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼鈑は、上記本発明の冷延鋼鈑の表面に、さらに、溶融亜鉛めっきが施されたものである。また、本発明の合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板は、上記本発明の冷延鋼鈑の表面に、さらに、合金化溶融亜鉛めっきが施されたものである。このように、本発明においては、冷延鋼鈑の表面に、用途に応じて、電気亜鉛系めっき、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。
本発明の電気亜鉛系めっき冷延鋼板は、上記本発明の冷延鋼鈑の表面に、さらに、電気亜鉛系めっきが施されたものである。また、本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼鈑は、上記本発明の冷延鋼鈑の表面に、さらに、溶融亜鉛めっきが施されたものである。また、本発明の合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板は、上記本発明の冷延鋼鈑の表面に、さらに、合金化溶融亜鉛めっきが施されたものである。このように、本発明においては、冷延鋼鈑の表面に、用途に応じて、電気亜鉛系めっき、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。
本発明の電気亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法は、上記条件及び手順で製造した冷延鋼板の表面に、従来公知の方法で電気亜鉛系めっきを施す。また、本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板（合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板）の製造方法は、上記条件及び手順で製造した冷延鋼板の表面に、従来公知の方法で溶融亜鉛めっきを施す。
この際、亜鉛めっきの組成としては、特に限定するものではなく、亜鉛のほか、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉ等を必要に応じて含有しても構わない。
上記方法により、本発明の電気亜鉛系めっき冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき冷延鋼板が得られる。
この際、亜鉛めっきの組成としては、特に限定するものではなく、亜鉛のほか、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉ等を必要に応じて含有しても構わない。
上記方法により、本発明の電気亜鉛系めっき冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき冷延鋼板が得られる。
そして、本発明の合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を製造する場合には、上記方法で得られた本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板に対し、さらに、４５０〜６００℃までの温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を施すことで合金化処理を行う方法とする。
上記の合金化処理（熱処理）は、４５０〜６００℃の範囲内で行う必要がある。この温度が４５０℃未満では、合金化が十分に進行しないという問題がある。また、６００℃以上では過度に合金化が進行し、めっき層が脆化するため、プレス等の加工によってめっきが剥離するなどの問題を誘発する。
また、合金化処理の時間は１０ｓ以上とする。合金化処理の時間が１０ｓ未満では、合金化が十分に進行しない。なお、合金化処理の時間の上限は特に規定しないが、通常、連続ラインに設置された熱処理設備によって行うため、３０００ｓを超えて行うと、生産性を損なうか、又は、設備投資が必要となり、製造コストが高くなることから、これを上限とすることが好ましい。
なお、本発明においては、上記の合金化処理に先立ち、製造設備の構成に応じて、予め、Ａｃ３変態温度以下の焼鈍を施してもよい。合金化処理の前に行う焼鈍の温度が上記温度域以下の温度であれば、集合組織にはほとんど変化を生じさせないことから、ヤング率の低下を抑えることが可能である。
また、本発明では、上述した調質圧延については、電気亜鉛系めっき、亜鉛めっき、合金化処理の後に行っても良い。
また、本発明では、上述した調質圧延については、電気亜鉛系めっき、亜鉛めっき、合金化処理の後に行っても良い。
以上説明したような、本発明の剛性と深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法によれば、上記構成により、何れの方向のヤング率も２０６ＧＰａ以上で、かつ、圧延直角方向のヤング率が２２５ＧＰａ以上と、圧延方向の静的ヤング率が向上して剛性に優れ、かつ、平均ｒ値が１．４以上で深絞り性に優れた冷延鋼板、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を得ることができる。
従って、例えば、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ることから、その社会的貢献は計り知れない。
従って、例えば、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、本発明の冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それら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。本発明は、下記実施例に限定されるものではなく、前記の趣旨、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。
本実施例においては、まず、表１に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造した。表１の各鋼片を加熱して、熱間で粗圧延を行った後、引き続いて、表２に示す条件で仕上圧延を行った。仕上圧延のスタンドは全７段からなり、ロール径は６５０〜８３０ｍｍである。また、最終パス後の仕上板厚は２．３ｍｍ〜４．５ｍｍとした。
表１において、数値に付したアンダーラインは、合金成分が本発明の範囲外を意味する。「−」は、各合金成分を意図的には含有していないことを意味する。また、表１中に示す「（１）式Ｍｎ／Ｂ」は、上記（１）式における、「（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））」の値である。「（３）式（Ａ３−５０）℃」は、上記（３）式で求められるＡ３変態温度よりも５０℃低い温度（Ａ３変態温度−５０℃）の値である。
表２において、数値に付したアンダーラインは、製造条件が本発明の範囲外を意味する。ＳＲＴ［℃］は鋼片の加熱温度、Ｆ０Ｔ［℃］は仕上圧延の１パス目の入側温度（仕上圧延の開始温度）、ＦＴ［℃］は仕上圧延の最終パス後、すなわち仕上圧延の出側の温度、ｔ［ｓ］は最終仕上げ圧延から冷却開始までの時間、冷却速度は仕上圧延の終了後から７００℃までの平均冷却速度、ＣＴ［℃］は巻取温度を示す。形状比１は、１０００℃〜９５０℃の温度域で行った４パス目の形状比、形状比２は、（Ａ３変態温度−５０）℃以上９５０℃以下の温度域で行った７パス目の形状比を示す。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。加熱速度１は室温から６５０℃までの平均加熱速度を表す。加熱速度２は６５０℃から７００℃までの平均加熱速度を表す。
得られた冷延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。
ｒ値は、圧延方向、４５°方向、圧延直角方向を長手として、引張試験と同様にＪＩＳ
Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、歪み量１５％で値を測定した。
ｒ値は、圧延方向、４５°方向、圧延直角方向を長手として、引張試験と同様にＪＩＳ
Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、歪み量１５％で値を測定した。
ヤング率の測定は、上述した静的引張法と振動法の両法により測定した。
静的引張法によるヤング率の測定は、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表３に示した。なお、後述の電気亜鉛系めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関しては、表面のメッキ層を剥離した後に測定を行った。
静的引張法によるヤング率の測定は、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表３に示した。なお、後述の電気亜鉛系めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関しては、表面のメッキ層を剥離した後に測定を行った。
鋼板の板厚１／４位置での｛３３２｝＜１１０＞，｛５５７｝＜９ １６ ７＞、｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比は、以下のようにして測定した。まず、鋼板を機械研磨及びバフ研磨した後、さらに電解研磨して歪みを除去し、１／４板厚部が測定面となるように調整した試料を用いてＸ線回折を行った。なお、特定の方位への集積を持たない標準試料のＸ線回折も同条件で行った。
次に、Ｘ線回折によって得られた｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図を基に、級数展開法でＯＤＦを得た。そして、このＯＤＦから、上記の方位のランダム強度比を決定した。
次に、Ｘ線回折によって得られた｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図を基に、級数展開法でＯＤＦを得た。そして、このＯＤＦから、上記の方位のランダム強度比を決定した。
また、これらの鋼板のうち、冷延焼鈍後に電気亜鉛系めっきを施した場合は表２中に「電気」、溶融亜鉛めっきを施した場合は表２中に「溶融」と表記し、さらに、溶融亜鉛めっき後に、５２０℃で１５秒保持する合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっきを施した場合は、「合金」と表記した。
なお、本実施例における電気亜鉛系めっき処理としては、Ｚｎ−Ｎｉめっき（Ｎｉ＝１１ｍａｓｓ％）を施した。
目付け量は、いずれも２０ｇ／ｍ２とした。
なお、本実施例における電気亜鉛系めっき処理としては、Ｚｎ−Ｎｉめっき（Ｎｉ＝１１ｍａｓｓ％）を施した。
目付け量は、いずれも２０ｇ／ｍ２とした。
本実施例における結果を表３に示す。なお、表３中におけるヤング率の欄のＲＤは圧延方向（Ｒｏｌｌｉｎｎｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）、４５°は圧延方向に対して４５°、ＴＤは幅方向（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）をそれぞれ意味する。
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、圧延方向と４５°方向のヤング率は何れ２０６ＧＰａ以上、幅方向のヤング率は２２５ＧＰａ以上となり、かつ平均ｒ値は１．４以上となった。これにより、本発明例においては、剛性が高く、また、深絞り性に優れていることが明らかである。
一方、製造Ｎｏ．４５〜５２は、化学成分が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．Ｐ〜Ｗを用いた比較例である。製造Ｎｏ．４５は、Ｓの含有量が高く、Ｎｏ．４８は、Ｍｎの含有量が低いために、（１）式が満足出来なかった場合の例である。この場合、焼鈍中の回復が十分抑制されないためにランダム強度比（Ａ）、（Ｃ）が強くなり、十分な幅方向ヤング率が得られなかった。
製造Ｎｏ.４６は、Ｔｉが含有されていない場合の例を示す。この場合、ＴｉＮ析出が起こらずγ粒径が粗大化するためにランダム強度比（Ａ）が増加する。それに加え、熱延板の段階で固溶Ｃが残存するために、さらにランダム強度比（Ａ）が発達し、逆にランダム強度比（Ｂ），（Ｃ）の発達は抑制され、幅方向のヤング率が低下するとともに、ｒ値も劣化している。
製造Ｎｏ．４７は、Ｃ添加量が高すぎる場合である。この場合、熱延に固溶Ｃが残存するために、ランダム強度比（Ａ），（Ｂ），（Ｃ）の何れの方位も発達が抑制される。
製造Ｎｏ．４９は、Ｍｎが高すぎる場合の例である。この場合、再結晶が遅延し、ランダム強度比（Ｂ）,（Ｃ）が弱くなり、幅方向のヤング率が満足できなくなるとともに、ｒ値も低下している。
製造Ｎｏ．５０はＢ量が少ない場合である。この場合、回復が抑制されないために、ランダム強度比（Ｃ）が発達し、ランダム強度比（Ｂ）が低下するために、幅方向のヤング率を満足することができなかった。
製造Ｎｏ．５１はＴｉ添加量が高すぎる場合、Ｎｏ．５２はＢ添加量が高すぎる場合である。これらの場合、いずれも焼鈍時の再結晶温度が高くなりすぎるために、加工性が劣化するとともに、ランダム強度比（Ｂ）が弱くなり、４５°方向のヤング率が低下しており、また、ｒ値も低下している。
製造Ｎｏ．４７は、Ｃ添加量が高すぎる場合である。この場合、熱延に固溶Ｃが残存するために、ランダム強度比（Ａ），（Ｂ），（Ｃ）の何れの方位も発達が抑制される。
製造Ｎｏ．４９は、Ｍｎが高すぎる場合の例である。この場合、再結晶が遅延し、ランダム強度比（Ｂ）,（Ｃ）が弱くなり、幅方向のヤング率が満足できなくなるとともに、ｒ値も低下している。
製造Ｎｏ．５０はＢ量が少ない場合である。この場合、回復が抑制されないために、ランダム強度比（Ｃ）が発達し、ランダム強度比（Ｂ）が低下するために、幅方向のヤング率を満足することができなかった。
製造Ｎｏ．５１はＴｉ添加量が高すぎる場合、Ｎｏ．５２はＢ添加量が高すぎる場合である。これらの場合、いずれも焼鈍時の再結晶温度が高くなりすぎるために、加工性が劣化するとともに、ランダム強度比（Ｂ）が弱くなり、４５°方向のヤング率が低下しており、また、ｒ値も低下している。
鋼Ｎｏ．Ａの比較例である製造Ｎｏ．３のように、加熱速度２が大きすぎる場合、r値が低下すると共に、ランダム強度比（Ａ）が発達することからい、幅方向と圧延方向のヤング率が低下している。
鋼Ｎｏ．Ａの比較例である製造Ｎｏ．４のように、形状比１が高すぎる場合、r値が低下すると共に、ランダム強度比（Ｂ）が発達しないことから、幅方向と圧延方向のヤング率が低下している。
鋼Ｎｏ．Ａの比較例である製造Ｎｏ．４のように、形状比１が高すぎる場合、r値が低下すると共に、ランダム強度比（Ｂ）が発達しないことから、幅方向と圧延方向のヤング率が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｂの比較例である製造Ｎｏ．７のように、最終仕上げ圧延から冷却開始までの時間ｔが長すぎる場合、ランダム強度比（Ａ）が発達することから、幅方向と圧延方向のヤング率が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｂの比較例である製造Ｎｏ．８のように、加熱速度２が小さすぎる場合、r値が低下すると共に、ランダム強度比（Ｂ）が発達しないことから、幅方向と圧延方向のヤング率が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｂの比較例である製造Ｎｏ．８のように、加熱速度２が小さすぎる場合、r値が低下すると共に、ランダム強度比（Ｂ）が発達しないことから、幅方向と圧延方向のヤング率が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｃの比較例である製造Ｎｏ．１１のように、熱延の最終パスの形状比が低すぎる場合、十分な剪断変形が導入されず、ランダム強度比（Ｂ）が発達しないことから、幅方向のヤング率が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｄの比較例である製造Ｎｏ．１４のように、形状比１が高すぎる場合、r値が低下すると共に、ランダム強度比（Ｂ）が発達しないことから、幅方向と圧延方向のヤング率が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｅの比較例である製造Ｎｏ．１７のように、加熱温度が低く、十分なＦ０ＴやＦＴが確保できない場合、ランダム強度比（Ｂ）は強くなるが、ランダム強度比（Ｃ）が弱くなるため、ｒ値が確保出来なかった。
鋼Ｎｏ．Ｅの比較例である製造Ｎｏ．１８のように、加熱速度２が大きすぎる場合、r値が低下すると共に、ランダム強度比（Ａ）が発達することからい、幅方向と圧延方向のヤング率が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｅの比較例である製造Ｎｏ．１８のように、加熱速度２が大きすぎる場合、r値が低下すると共に、ランダム強度比（Ａ）が発達することからい、幅方向と圧延方向のヤング率が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｆの比較例である製造Ｎｏ．２１のように、焼鈍温度が高すぎる場合、γ域焼鈍となってしまうために集合組織が弱くなり、ヤング率、ｒ値ともに低下している。
鋼Ｎｏ．Ｇの比較例である製造Ｎｏ．２４のように、Ｆ０ＴやＦＴが高すぎる場合、ランダム強度比（Ａ）が強くなりすぎるために、幅方向のヤング率が低下してしまった。
鋼Ｎｏ．Ｈの比較例である製造Ｎｏ．２６のように、熱延後の冷却速度が小さく、冷延率が低い場合、ランダム強度比（Ａ）が強くなりすぎるとともに、ランダム強度比（Ｂ），（Ｃ）が弱くなるために、ヤング率、ｒ値ともに低下した。
鋼Ｎｏ．Ｈの比較例である製造Ｎｏ．２７のように、最終仕上げ圧延から冷却開始までの時間ｔが長すぎる場合、ランダム強度比（Ａ）が発達することから、幅方向と圧延方向のヤング率が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｈの比較例である製造Ｎｏ．２７のように、最終仕上げ圧延から冷却開始までの時間ｔが長すぎる場合、ランダム強度比（Ａ）が発達することから、幅方向と圧延方向のヤング率が低下している。
鋼Ｎｏ．Ｉの比較例である製造Ｎｏ．３０のように、巻取温度が低すぎる場合、熱延板に固溶Ｃが残存するためにランダム強度比（Ｂ），（Ｃ）が十分に発達せず、ヤング率が低下し、ｒ値も劣化した。
鋼Ｎｏ．Ｋの比較例である製造Ｎｏ．３４のように、巻き取り温度が高くなりすぎ、かつ冷間圧延率が高くなりすぎると、ランダム強度比（Ａ）が強くなりすぎるとともに、ｒ値およびヤング率の絶対値を下げる｛１００｝＜０１２＞方位の集積度が高くなるため、ｒ値、ヤング率共に確保出来ない結果となった。
鋼Ｎｏ．Ｍの比較例である製造Ｎｏ．３８のように、焼鈍時の加熱速度（加熱速度１、２）が速すぎると、｛１１２｝＜１１０＞方位が強くなり、ランダム強度比（Ｂ）が弱くなることから、４５°方向のヤング率が低下するとともに、ｒ値も劣化している。
鋼Ｎｏ．Ｎの比較例である製造Ｎｏ．４１のように、焼鈍温度が低すぎると、再結晶が十分に進行せず、未再結晶が残存するために延性が低下するとともに、４５°方向のヤング率とｒ値が劣化している。
鋼Ｎｏ．Ｏの比較例である製造Ｎｏ．４４のように、形状比２が高すぎる場合、冷延焼鈍後に、ランダム強度比（Ｂ）が、ランダム強度比（Ｃ）に比べて発達しないことから、幅方向のヤング率が低下している。
以上説明した実施例の結果より、本発明により、剛性と深絞り性に優れた冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板が実現可能となることが明らかである。
本発明の冷延鋼板は、例えば、自動車、家庭電気製品、建物等に使用される。また、本発明の冷延鋼板は、表面処理をしない狭義の冷延鋼板と、防錆のために溶融Ｚｎめっき、合金化溶融Ｚｎめっき、電気亜鉛系めっき等の表面処理を施した広義の冷延鋼板を含む。この表面処理には、アルミ系のめっき、各種めっき鋼板の表面への有機皮膜、無機皮膜の形成、塗装、それらを組み合わせた処理も含まれる。そして、本発明の冷延鋼板は、高いヤング率を有するため、従来の鋼板よりも板厚を減少させること、すなわち軽量化が可能になり、地球環境保全に寄与できる。また、本発明の冷延鋼板は、形状凍結性も改善されるため、自動車用部材などのプレス部品への高強度鋼板の適用が容易になる。さらに、本発明の鋼板を成形、加工して得られた部材は、衝突エネルギー吸収特性にも優れるので、自動車の安全性の向上にも寄与することから、その社会的貢献は計り知れない。
【０００４】
Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
Ｓｉ：０〜１．０％、
Ａｌ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜〜０．０４０％
Ｍｏ：０〜０．５００％、
Ｃｒ：０〜３．０００％、
Ｗ ：０〜３．０００％、
Ｃｕ：０〜３．０００％、
Ｎｉ：０〜３．０００％
Ｃａ：０〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０〜０．１０００％、
Ｖ ：０〜０．１００％
Ｐ ：０．１５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎ ：０．００６％以下、
であり、
下記（１）式を満足し、
残部が鉄及び不純物であり、
板厚１／４の厚さ位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３以下、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、
｛（Ｂ）／（Ａ）≧５｝及び｛（Ｂ）＞（Ｃ）｝を満足する、冷延鋼板。
０．０７≦（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．２・・・・・（１）
上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
Ｓｉ：０〜１．０％、
Ａｌ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜〜０．０４０％
Ｍｏ：０〜０．５００％、
Ｃｒ：０〜３．０００％、
Ｗ ：０〜３．０００％、
Ｃｕ：０〜３．０００％、
Ｎｉ：０〜３．０００％
Ｃａ：０〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０〜０．１０００％、
Ｖ ：０〜０．１００％
Ｐ ：０．１５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎ ：０．００６％以下、
であり、
下記（１）式を満足し、
残部が鉄及び不純物であり、
板厚１／４の厚さ位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３以下、｛５５７｝＜９ １６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、
｛（Ｂ）／（Ａ）≧５｝及び｛（Ｂ）＞（Ｃ）｝を満足する、冷延鋼板。
０．０７≦（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．２・・・・・（１）
上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
【０００８】
上記（２）式において、
ｌｄ（熱延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈｉｎ−ｈｏｕｔ）／２）、
ｈｍ：（ｈｉｎ＋ｈｏｕｔ）／２、
Ｌ：ロール直径（ｍｍ）、
ｈｉｎ：圧延ロール入側の板厚（ｍｍ）、
ｈｏｕｔ：圧延ロール出側の板厚（ｍｍ）、
である。
Ａ３（℃）＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１３６．３Ｔｉ−１９．１Ｎｂ＋１２４．８Ｖ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５．０Ｂ・・・・・（３）
上記（３）式において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ．Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの含有を意図していない鋼板については、これらの、含有率を０％として計算する。
［００２０］
［１１］
［１０］に記載の方法で製造した鋼板の表面に電気亜鉛系めっきを施す、電気亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法。
［００２１］
［１２］
［１０］に記載の方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す、溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
［００２２］
［１３］
［１０］に記載の方法で製造した鋼板の表面に、溶融亜鉛めっきを施した後、さらに、４５０〜６００℃までの温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行う、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
発明の効果
［００２３］
本発明の冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板
上記（２）式において、
ｌｄ（熱延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈｉｎ−ｈｏｕｔ）／２）、
ｈｍ：（ｈｉｎ＋ｈｏｕｔ）／２、
Ｌ：ロール直径（ｍｍ）、
ｈｉｎ：圧延ロール入側の板厚（ｍｍ）、
ｈｏｕｔ：圧延ロール出側の板厚（ｍｍ）、
である。
Ａ３（℃）＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１３６．３Ｔｉ−１９．１Ｎｂ＋１２４．８Ｖ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５．０Ｂ・・・・・（３）
上記（３）式において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ．Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの含有を意図していない鋼板については、これらの、含有率を０％として計算する。
［００２０］
［１１］
［１０］に記載の方法で製造した鋼板の表面に電気亜鉛系めっきを施す、電気亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法。
［００２１］
［１２］
［１０］に記載の方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す、溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
［００２２］
［１３］
［１０］に記載の方法で製造した鋼板の表面に、溶融亜鉛めっきを施した後、さらに、４５０〜６００℃までの温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行う、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
発明の効果
［００２３］
本発明の冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板
Claims (13)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．００４５％、
Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
Ｓｉ：０〜１．０％、
Ａｌ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜〜０．０４０％
Ｍｏ：０〜０．５００％、
Ｃｒ：０〜３．０００％、
Ｗ ：０〜３．０００％、
Ｃｕ：０〜３．０００％、
Ｎｉ：０〜３．０００％
Ｃａ：０〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０〜０．１０００％、
Ｖ ：０〜０．１００％
Ｐ ：０．１５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎ ：０．００６％以下、
であり、
下記（１）式を満足し、
残部が鉄及び不純物であり、
板厚１／４の厚さ位置での｛３３２｝＜１１０＞方位のランダム強度比（Ａ）が３以下、｛５５７｝＜９
１６ ５＞方位のランダム強度比（Ｂ）及び｛１１１｝＜１１２＞方位のランダム強度比（Ｃ）が何れも７以上で、かつ、｛（Ｂ）／（Ａ）≧５｝及び｛（Ｂ）＞（Ｃ）｝を満足する、冷延鋼板。
０．０７≦（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．２ ・・・・・（１）
上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
である。Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。 - 質量％で、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％
の１種又は２種を含有する、請求項１に記載の冷延鋼板。 - 質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
を含有する、請求項１又は２に記載の冷延鋼板。 - 質量％で、
Ｍｏ：０．００５〜０．５００％、
Ｃｒ：０．００５〜３．０００％、
Ｗ ：０．００５〜３．０００％、
Ｃｕ：０．００５〜３．０００％、
Ｎｉ：０．００５〜３．０００％
の１種又は２種以上を含有する、請求項１〜３の何れか１項に記載の冷延鋼板。 - 質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｖ ：０．００１〜０．１００％
の１種又は２種以上を含有する、請求項１〜４の何れか１項に記載の冷延鋼板。 - 圧延直角方向のヤング率が２２５ＧＰａ以上、圧延方向及び圧延方向に対して４５°方向のヤング率が何れも２０６ＧＰａ以上で、かつ、平均ｒ値が１．４以上である、請求項１〜５の何れか１項に記載の冷延鋼板。
- 請求項１〜６の何れか１項に記載の冷延鋼鈑の表面に、電気亜鉛系めっきが施されている、電気亜鉛系めっき冷延鋼板。
- 請求項１〜６の何れか１項に記載の冷延鋼鈑の表面に、溶融亜鉛めっきが施されている、溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
- 請求項１〜６の何れか１項に記載の冷延鋼鈑の表面に、合金化溶融亜鉛めっきが施されている、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
- 質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．００４５％、
Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
Ｓｉ：０〜１．０％、
Ａｌ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜〜０．０４０％
Ｍｏ：０〜０．５００％、
Ｃｒ：０〜３．０００％、
Ｗ ：０〜３．０００％、
Ｃｕ：０〜３．０００％、
Ｎｉ：０〜３．０００％
Ｃａ：０〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０〜０．１０００％、
Ｖ ：０〜０．１００％
Ｐ ：０．１５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎ ：０．００６％以下、
であり、
下記（１）式を満足し、
残部が鉄及び不純物である鋼片を１１５０℃以上に加熱し、次いで、仕上圧延の開始温度を１０００〜１１００℃として、１０００〜９５０℃間の温度範囲で、下記(２)式で決定される形状比（Ｘ）が４．４以下となる圧延を、少なくとも１パス以上行い、次いで、下記（３）式で求められるＡ３変態温度よりも５０℃低い温度以上、９５０℃以下の温度範囲で、下記（２）式で決定される形状比（Ｘ）が３．０〜４．２となる圧延を、少なくとも１パス以上行い、次いで、最終圧延終了後、２ｓ以内に冷却を開始し、７００℃までの温度範囲内を平均冷却速度１５℃／ｓ以上で冷却した後、５００〜６５０℃の温度範囲で巻き取り、次いで、酸洗を行った後、圧下率が５０〜９０％の冷間圧延を施し、室温から６５０℃までの温度範囲を平均加熱速度２〜２０℃/ｓで加熱し、さらに６５０℃〜７００℃間を平均加熱速度２〜１５℃／ｓで加熱し、次いで７００℃以上９００℃以下の温度範囲内で１秒以上保持する焼鈍を行う、冷延鋼板の製造方法。
０．０７≦（Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％））／（Ｂ（ｐｐｍ）−Ｂ＊（ｐｐｍ））≦０．２ ・・・・・（１）
上記（１）式において、
Ｍｎ＊（ｍａｓｓ％）＝５５Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２
Ｂ＊（ｐｐｍ）＝１０（Ｎ（ｍａｓｓ％）−１４Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／４８）／１４×１００００
である。Ｍｎ＊＜０、Ｂ＊＜０の場合は、Ｂ＊を０とする。
Ｘ（形状比）＝ｌｄ／ｈｍ ・・・・・（２）
上記（２）式において、
ｌｄ（熱延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈｉｎ−ｈｏｕｔ）／２）、
ｈｍ：（ｈｉｎ＋ｈｏｕｔ）／２、
Ｌ：ロール直径、
ｈｉｎ：圧延ロール入側の板厚、
ｈｏｕｔ：圧延ロール出側の板厚、
である。
Ａ３（℃）＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１３６．３Ｔｉ−１９．１Ｎｂ＋１２４．８Ｖ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５．０Ｂ ・・・・・（３）
上記（３）式において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ．Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの含有を意図していない鋼板については、これらの、含有率を０％として計算する。 - 請求項１０に記載の方法で製造した鋼板の表面に電気亜鉛系めっきを施す、電気亜鉛系めっき冷延鋼板の製造方法。
- 請求項１０に記載の方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す、溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
- 請求項１０に記載の方法で製造した鋼板の表面に、溶融亜鉛めっきを施した後、さらに、４５０〜６００℃までの温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行う、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
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