WO2015015738A1 - 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 Download PDF

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less
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秀和 南
横田　毅
瀬戸　一洋
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength, high-Young's modulus steel plate suitable for use mainly in structural parts of automobile bodies and a method for producing the same.
  • the rigidity of the structural part is determined by the plate thickness and Young's modulus of the steel sheet if the cross-sectional shape is the same, it is effective to increase the Young's modulus of the steel sheet in order to achieve both weight reduction and rigidity of the structural part.
  • the Young's modulus is largely governed by the texture of the steel sheet.
  • the Young's modulus In the case of iron having a body-centered cubic lattice, the Young's modulus is high in the ⁇ 111> direction, which is the atomic dense direction, and conversely low in the ⁇ 100> direction where the atomic density is small. It has been known. It is known that the Young's modulus of normal iron having no anisotropy in crystal orientation is about 206 GPa. Also, by giving anisotropy to the crystal orientation and increasing the atomic density in a specific direction, the Young's modulus in that direction can be increased. However, when considering the rigidity of an automobile body, since a load is applied from various directions, a steel sheet having a high Young's modulus in each direction is required in addition to a specific direction.
  • Patent Document 1 in mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 0.3% or less, Mn: 1.0 to 3.5%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 1.0% or less, N: 0.01% or less, and Ti: 0.1 to 1.0%, with the balance being Fe and A slab composed of inevitable impurities is hot-rolled, cold-rolled at a rolling reduction of 20 to 85%, and then recrystallized and annealed to have a ferrite single-phase microstructure, TS of 590 MPa or more, and rolling A high-strength steel sheet with excellent rigidity, characterized by having a Young's modulus in the 90 ° direction relative to the direction of 230 GPa or more and an average Young's modulus in the direction of 0 °, 45 °, and 90 ° relative to the rolling direction of 215 GPa or more. The manufacturing method of this is proposed.
  • Patent Document 2 C: 0.02 to 0.15%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.5 to 4.0%, P: 0.05% or less, S: A slab containing 0.01% or less, Al: 1.5% or less, N: 0.01% or less, and Nb: 0.02 to 0.40%, with the balance being Fe and inevitable impurities,
  • recrystallization annealing has a mixed structure of ferrite and martensite, TS is 590 MPa or more, and the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction is A method for manufacturing a high-rigidity and high-strength steel sheet excellent in workability, characterized by being 225 GPa or more, has been proposed.
  • Patent Document 1 in order to achieve a tensile strength of 780 MPa or more, for example, referring to the examples, addition of V: 0.4 mass% and W: 0.5 mass% is necessary. is there. Moreover, in order to further increase the strength, it is indispensable to use expensive elements such as Cr and Mo, and there is a problem that the alloy cost increases.
  • the technique described in Patent Document 2 is effective for increasing the Young's modulus in only one direction of the steel sheet. However, it cannot be applied to the improvement of the rigidity of automobile structural parts that require steel plates having high Young's modulus in each direction.
  • the present invention has a tensile strength of 780 MPa or more, a rolling direction and a Young's modulus in the direction of 45 ° with respect to the rolling direction of 205 GPa or more, and a Young's modulus in a direction perpendicular to the rolling direction of 220 GPa or more.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength, high-Young's modulus steel plate that has excellent deep drawability and a method for producing the same.
  • the high-strength, high-Young's modulus steel sheet of the present invention is a so-called high-strength, high-Young's modulus cold-rolled steel sheet that is a cold-rolled steel sheet, a so-called high-strength, high-Young's modulus-plated steel sheet that has a plating film on its surface, So-called high strength high Young's modulus hot dip galvanized steel sheet, alloyed hot dip galvanized steel sheet having an alloyed hot dip galvanized film on its surface, so-called high strength high Young's modulus This includes alloyed hot-dip galvanized steel sheets.
  • Nb and V added steel By using Nb and V added steel, and appropriately controlling the composition of the other alloy elements, by precipitating Nb and V as carbides while leaving solid solution C by winding at high temperature after hot rolling Then, by subsequent cold rolling, the texture of ⁇ -fiber and ⁇ -fiber can be developed. Furthermore, during annealing, by controlling the precipitates and the annealing temperature to develop an ⁇ -fiber and ⁇ -fiber texture, the Young's modulus in all directions is improved, and solute C is used to improve ferrite and martensite. The desired strength can be ensured by generating at least a certain ratio. Furthermore, it has been found that it is possible to produce a high-strength, high Young's modulus steel plate that also has good deep drawability.
  • the present invention has been made on the basis of the above findings and has the following gist.
  • a steel slab having the composition according to any one of [1] to [7] is heated to a temperature range of 1150 ° C. to 1300 ° C., and then heated to a temperature range of 850 ° C. to 1000 ° C.
  • Hot rolled at a finishing temperature wound in a temperature range of 500 ° C. or higher and 800 ° C. or lower, and then cold-rolled sheet obtained through a process of cold rolling at a cold rolling reduction ratio of 40% or higher is 450 ° C. or higher and 800 ° C. or higher.
  • a method for producing a high-strength, high-Young's modulus steel sheet characterized in that it is a cold-rolled steel sheet.
  • a steel slab having the component composition according to any one of [1] to [7] is heated to a temperature range of 1150 ° C. to 1300 ° C., and then heated to a temperature range of 850 ° C. to 1000 ° C.
  • Hot rolled at a finishing temperature wound in a temperature range of 500 ° C. or higher and 800 ° C. or lower, and then cold-rolled sheet obtained through a process of cold rolling at a cold rolling reduction ratio of 40% or higher is 450 ° C. or higher and 800 ° C. or higher.
  • Heat to a temperature range of °C ° C. or less hold for 300 s or more in the temperature range, then heat to 750 ° C. or more and 950 ° C. or less, and then cool the temperature range of 550 ° C. to 700 ° C. at an average cooling rate of 3 ° C./s or more
  • producing a hot galvanized steel sheet by hot dip galvanizing is produced by hot dip galvanizing.
  • a steel slab having the composition according to any one of [1] to [7] is heated to a temperature range of 1150 ° C. to 1300 ° C., and then heated to a temperature range of 850 ° C. to 1000 ° C.
  • Hot rolled at a finishing temperature wound in a temperature range of 500 ° C. or higher and 800 ° C. or lower, and then cold-rolled sheet obtained through a process of cold rolling at a cold rolling reduction ratio of 40% or higher is 450 ° C. or higher and 800 ° C. or higher.
  • the tensile strength is 780 MPa or more
  • the rolling direction and the Young's modulus in the direction of 45 ° with respect to the rolling direction are 205 GPa or more
  • the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction is 220 GPa or more
  • the average r value is 1.
  • a high-strength, high Young's modulus steel sheet having a drawing ratio of 05 or more and a limit drawing ratio (LDR) of 2.03 or more is obtained.
  • the high-strength and high Young's modulus steel sheet of the present invention and the manufacturing method thereof will be described in detail by dividing them into their component composition, microstructure and manufacturing method.
  • C forms a precipitate (carbide) with Nb and V, thereby controlling grain growth during annealing, contributing to a higher Young's modulus, and using the strengthening of the structure by martensite. It is an indispensable element for adjusting the rate and hardness. If the C content is less than 0.060%, the ferrite grain size becomes coarse, and it becomes difficult to obtain martensite having a required area ratio, and the martensite is not cured, so that sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.150%, it is necessary to increase the amounts of Nb and V accordingly, and this will saturate the effect of carbides and increase the alloy cost. Therefore, the C content is 0.060% or more and 0.150% or less, preferably 0.080% or more and 0.130% or less.
  • Si 0.50% or more and 2.20% or less
  • Si is one of the important elements in the present invention.
  • Si a ferrite stabilizing element, improves Young's modulus, average r value and LDR by promoting ferrite transformation in the cooling process during annealing, and stabilizes austenite by concentrating C in austenite. Since the generation of the low temperature transformation phase can be promoted, the strength of the steel can be increased as necessary. Further, Si dissolved in ferrite improves work hardening ability and increases the ductility of the ferrite itself. In order to obtain such an effect, the Si amount needs to be 0.50% or more.
  • the Si content exceeds 2.20%, the weldability of the steel sheet is deteriorated, and the generation of firelite is promoted on the surface of the slab during heating before hot rolling. Helps generate surface defects. Furthermore, when used as a cold-rolled steel sheet, Si oxide generated on the surface deteriorates the chemical conversion processability. Further, when used as a hot dip galvanized steel sheet, Si oxide generated on the surface induces non-plating. Therefore, the Si content is 0.50% or more and 2.20% or less, preferably 0.80% or more and 2.10% or less.
  • Mn contributes to increasing the strength by enhancing the hardenability and promoting the formation of a low-temperature transformation phase in the cooling process during annealing, and further contributes to increasing the strength as a solid solution strengthening element.
  • the amount of Mn needs to be 1.00% or more.
  • the amount of Mn exceeds 3.00%, the generation of ferrite necessary for improving Young's modulus, average r value and LDR is remarkably suppressed during the cooling process during annealing, and the low temperature transformation phase increases. Steel becomes extremely strong and workability deteriorates. Such a large amount of Mn also deteriorates the weldability of the steel sheet. Therefore, the Mn content is 1.00% or more and 3.00% or less, preferably 1.50% or more and 2.80% or less.
  • P 0.100% or less
  • P has an effect of strengthening solid solution, can be added according to a desired strength, and further promotes ferrite transformation, and is an element effective for complex organization. However, if the content exceeds 0.100%, spot weldability is deteriorated. In addition, when the alloying treatment of galvanizing is performed, the alloying speed is reduced and the plating property is impaired. Therefore, the P amount needs to be 0.100% or less.
  • the amount of P is preferably 0.001% or more and 0.100% or less.
  • S 0.0100% or less
  • S is present as a sulfide and lowers local deformability. Therefore, the content is preferably reduced as much as possible. Therefore, the S content should be 0.0100% or less, preferably 0.0050% or less.
  • S is preferably set to 0.0001% as the lower limit. Therefore, the S content is 0.0100% or less, preferably 0.0001% or more and 0.0100% or less, more preferably 0.0001% or more and 0.0050% or less.
  • Al 0.010% or more and 2.500% or less
  • the Al content is preferably 0.010% or more.
  • Al which is a ferrite-forming element, promotes ferrite formation in the cooling process during annealing, stabilizes austenite by concentrating C in austenite, and promotes the formation of a low-temperature transformation phase. Accordingly, the strength of the steel can be increased.
  • the Al content is more preferably 0.020% or more.
  • the Al content is 0.010% or more and 2.500% or less, preferably 0.020% or more and 2.500% or less.
  • N is an element that degrades the aging resistance of steel.
  • the N content should be 0.0100% or less, preferably 0.0060% or less. Further, depending on production technology restrictions, an N content with a lower limit of about 0.0005% may be allowed.
  • Nb is one of the important elements in the present invention. Nb forms fine precipitates at the time of hot rolling or annealing, generates ferrite having an orientation that is advantageous for improving Young's modulus, average r value, and LDR at the time of annealing, and the coarseness of recrystallized grains It contributes to the improvement of strength.
  • the austenite phase generated by reverse transformation during annealing is refined, so that the microstructure after annealing is also refined and the strength is increased. In order to obtain such an effect, the Nb amount needs to be 0.001% or more.
  • the Nb content exceeds 0.200%, the carbonitride cannot be completely dissolved at the time of normal slab reheating, and coarse carbonitrides remain, which increases the strength and suppresses recrystallization. The effect is not obtained.
  • the Nb content is 0.001% or more and 0.200% or less, preferably 0.005% or more and 0.200% or less.
  • V is one of the important elements in the present invention.
  • V forms precipitates with C, generates ferrite with an orientation that is advantageous for improving Young's modulus, average r value, and LDR during annealing, suppresses the coarsening of recrystallized grains, Contributes effectively to improvement.
  • the V amount needs to be 0.001% or more.
  • the amount of V exceeds 0.200%, carbonitrides cannot be completely dissolved during normal slab reheating, and coarse carbonitrides remain, which increases strength and suppresses recrystallization. The effect is not obtained.
  • the V amount is 0.001% or more and 0.200% or less, preferably 0.005% or more and 0.200% or less.
  • C * showing the amount of solute C shall be 500 mass ppm or more and 1300 mass ppm or less like the said (1) Formula.
  • C in the steel forms precipitates such as Nb, V, NbC, and VC.
  • the amount of solute C in the steel can be determined by the above-mentioned C * in consideration of such precipitation.
  • the high strength and high Young's modulus steel sheet of the present invention further includes Cr: 0.05% to 1.00%, Mo: 0.05% to 1.00%, Ni: 0 0.05% or more and 1.00% or less, and Cu: 0.05% or more and 1.00% or less, at least one element selected from B: 0.0003% or more and 0.0050% or less, Ca : At least one element selected from 0.0010% to 0.0050%, Mg: 0.0005% to 0.0100%, and REM: 0.0003% to 0.0050%, At least one element selected from Ta: 0.0010% or more and 0.1000% or less, Sn: 0.0020% or more and 0.2000% or less, and Sb: 0.0020% or more and 0.2000% or less.
  • Alone, Rui is preferably contained in combination.
  • Cr, Mo, Ni, and Cu not only serve as solid solution strengthening elements, but also stabilize austenite in the cooling process during annealing and facilitate complex formation.
  • the Cr content, the Mo content, the Ni content, and the Cu content must each be 0.05% or more.
  • the Cr content, the Mo content, the Ni content, and the Cu content each exceed 1.00%, the formability and spot weldability deteriorate. Therefore, when adding Cr, Mo, Ni, and Cu, the content is 0.05% or more and 1.00% or less, respectively.
  • B suppresses the formation of pearlite and bainite from austenite, stabilizes the austenite and promotes the formation of martensite, and is therefore effective in securing strength. This effect is obtained when the B content is 0.0003% or more. On the other hand, even if B is added in excess of 0.0050%, the effect is saturated and the productivity during hot rolling is reduced. Therefore, when adding B, the content is made 0.0003% or more and 0.0050% or less.
  • Ca, Mg, and REM are elements used for deoxidation, and are effective elements for spheroidizing the shape of the sulfide and improving the adverse effect of the sulfide on local ductility.
  • the Ca content must be 0.0010% or more
  • the Mg content must be 0.0005% or more
  • the REM content must be 0.0003% or more.
  • the Ca amount and the REM amount are each 0.0050%, and the Mg amount is more than 0.0100%, the inclusions and the like are increased to cause surface and internal defects.
  • the Ca amount is 0.0010% or more and 0.0050% or less
  • the Mg amount is 0.0005% or more and 0.0100% or less
  • the REM amount is 0.0003% or more and 0. 0050% or less.
  • Ta like Nb and V, generates alloy carbide and alloy carbonitride and contributes to high strength. In addition, it partially dissolves in Nb carbide and Nb carbonitride to produce a composite precipitate such as (Nb, Ta)-(C, N), thereby significantly suppressing the coarsening of the precipitate. It is thought that there is an effect of stabilizing the contribution to strength by strengthening. For this reason, it is preferable to contain Ta.
  • the effect of stabilizing the precipitates described above can be obtained by setting the Ta content to 0.0010% or more. On the other hand, even if Ta is added excessively, the precipitate stabilizing effect is saturated and the alloy cost also increases. Therefore, when Ta is added, the content is within the range of 0.0010% to 0.1000%.
  • C * showing the amount of solute C shall be 500 mass ppm or more and 1300 mass ppm or less like the said (2) formula.
  • C in the steel forms precipitates with Nb, V and Ta.
  • the amount of solute C in the steel can be determined by the above-mentioned C * in consideration of such precipitation.
  • Sn and Sb are added as necessary from the viewpoint of suppressing decarburization in the region of several tens of ⁇ m of the steel sheet surface layer caused by nitriding and oxidation of the steel sheet surface.
  • Sn and Sb can prevent a reduction in the amount of martensite produced on the steel sheet surface and improve fatigue characteristics and aging resistance.
  • the Sn amount and the Sb amount must each be 0.0020% or more.
  • the toughness is reduced. Therefore, when adding Sn and Sb, the content is within the range of 0.0020% or more and 0.2000% or less, respectively.
  • the balance other than the components whose contents are shown above consists of Fe and inevitable impurities. In addition, if it is a range which does not impair the effect of this invention, it does not refuse inclusion of components other than the above.
  • the content of oxygen (O) is preferably suppressed to 0.003% or less because non-metallic inclusions are generated and the steel plate quality is adversely affected.
  • Ferrite has a texture development effect that is advantageous for improving Young's modulus, average r value, and LDR.
  • the area ratio of ferrite needs to be 20% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably 30% or more.
  • the ferrite here includes bainitic ferrite, polygonal ferrite, and acicular ferrite that do not include precipitation of carbide.
  • the area ratio of ferrite and martensite is 3 vol.
  • ferrite has a gray structure (underground structure)
  • martensite has a white structure.
  • the average crystal grain size of ferrite is set to 20.0 ⁇ m or less. Further, although there is no particular limitation, since the ductility tends to decrease when the average crystal grain size of ferrite is less than 1 ⁇ m, the average crystal grain size of ferrite is preferably 1 ⁇ m or more.
  • the average crystal grain size of ferrite is the crystal grain through which the line segment drawn on the image passes the value obtained by correcting the length of the line segment drawn on the image to the actual length using the above-mentioned Adobe Photoshop. Calculated by dividing by the number of.
  • the total area ratio of ferrite and martensite is preferably 90% or more.
  • carbides such as tempered martensite, bainite, tempered bainite, pearlite, cementite, and the like are included in an area ratio of 10% or less. The effect is not impaired.
  • ⁇ -fiber is a fiber texture whose ⁇ 110> axis is parallel to the rolling direction
  • ⁇ -fiber is a fiber texture whose ⁇ 111> axis is parallel to the normal direction of the rolling surface.
  • the body-centered cubic metal is characterized in that ⁇ -fiber and ⁇ -fiber are strongly developed by rolling deformation, and a texture belonging to them is formed even by recrystallization.
  • the inverse strength ratio of ⁇ -fiber to ⁇ -fiber in ferrite and martensite is obtained by polishing a plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate, and then the position of the plate thickness 1/4 (from the steel plate surface).
  • the crystal orientation was measured using the SEM-EBSD (Electron Back-Scatter Diffraction) method in the depth direction (position corresponding to 1/4 of the plate thickness), and the obtained data was used as AMETEK.
  • SEM-EBSD Electromatter Diffraction
  • a high strength and high Young's modulus steel sheet is obtained by controlling the steel having the above composition to the above microstructure.
  • the high strength and high Young's modulus steel sheet of the present invention may be a cold rolled steel sheet, and has a plating film such as a hot dip galvanized film, an alloyed hot dip galvanized film, an electrogalvanized film, and an Al plated film on the surface. It may be a plated steel plate or a hot rolled steel plate.
  • the high strength and high Young's modulus steel plate of the present invention having the above has the following characteristics.
  • the Young's modulus in the rolling direction and 45 ° direction with respect to the rolling direction is 205 GPa or more, and Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction is 220 GPa or more]
  • the Young's modulus of the present invention is set to 205 GPa or more in the rolling direction and 45 ° direction with respect to the rolling direction, and 220 GPa or more in the direction perpendicular to the rolling direction. limit.
  • the rolling direction and the 45 ° direction with respect to the rolling direction are 208 GPa or more, and the direction perpendicular to the rolling direction is 223 GPa or more. More preferably, the 45 ° direction with respect to the rolling direction and the rolling direction is 210 GPa or more, and the direction perpendicular to the rolling direction is 225 GPa or more.
  • a high-strength steel sheet having a TS of 780 MPa or more is greatly deteriorated in press formability, particularly deep drawability, as compared with a mild steel sheet. Therefore, in order to correspond to members mainly of drawing molding such as inner and outer plate panels and undercarriages, the average r value of the present invention example is limited to 1.05 or more, preferably 1.07 or more, more preferably 1.10 or more. And
  • LDR Limit drawing ratio
  • a steel slab having the above composition obtained by a continuous casting method is heated to a temperature range of 1150 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower (steel slab heating step), and then 850 ° C. or higher and 1000 ° C.
  • hot rolling process hot rolling process
  • winding in a temperature range of 500 ° C. or higher and 800 ° C. or lower
  • cool at a cold rolling reduction of 40% or higher.
  • the cold-rolled sheet obtained through the step of cold rolling is heated to a temperature range of 450 ° C. or higher and 800 ° C.
  • heating step and held in the temperature range for 300 seconds or longer (holding after heating) Step), and then heated to 750 ° C. or higher and 950 ° C. or lower (reheating step), and then cooled to a temperature range of 300 ° C. or higher and 700 ° C. or lower at an average cooling rate of 3 ° C./s or higher (cooling step after reheating).
  • the steel slab having the above composition is heated to a temperature range of 1150 ° C. to 1300 ° C. (heating process of the steel slab), and then finished in a temperature range of 850 ° C. to 1000 ° C.
  • Step of hot rolling at a temperature hot rolling step
  • winding in a temperature range of 500 ° C. to 800 ° C. winding step
  • cold rolling step cold rolling at a cold rolling reduction of 40% or more
  • the cold-rolled sheet obtained through the rolling step is heated to a temperature range of 450 ° C. or higher and 800 ° C. or lower (heating step), held in the temperature range for 300 seconds or longer (holding step after heating), and then 750 ° C.
  • Hot dip galvanizing process a high-strength, high Young's modulus steel sheet that is a hot-dip galvanized steel sheet, that is, a high-strength, high Young's modulus hot-dip galvanized steel sheet is obtained.
  • the alloying process of galvanization is performed in the temperature range of 470 degreeC or more and 600 degrees C or less (alloying process process).
  • a high-strength, high Young's modulus steel sheet that is an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, that is, a high-strength, high Young's modulus alloyed hot-dip galvanized steel sheet is obtained.
  • each step will be described in detail.
  • Step slab heating process The Nb and V-based precipitates present at the stage of heating the cast steel slab will remain as coarse precipitates in the steel sheet finally obtained as it is, and the strength, Young's modulus, average Does not contribute to r value and LDR. For this reason, when the steel slab is heated, it is necessary to redissolve the Nb and V-based precipitates precipitated during casting. The contribution to strength by this is recognized by heating at 1150 ° C. or higher. Moreover, in order to scale off defects such as bubbles and segregation in the surface layer of the slab and obtain a smooth steel plate surface with few cracks and irregularities, it is preferable to heat to 1150 ° C. or higher.
  • the steel slab is heated to a temperature range of 1150 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower. That is, the slab heating temperature is 1150 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
  • a hot rolling process consists of rough rolling and finish rolling, and the steel slab after a heating turns into a hot-rolled sheet through this rough rolling and finish rolling. If the finishing temperature of this hot rolling exceeds 1000 ° C., the amount of oxide (hot rolling scale) generated increases rapidly, and the interface between the base iron and the oxide becomes rough. Deteriorating the surface quality after the hot rolling process. On the other hand, when the finishing temperature of hot rolling is less than 850 ° C., the rolling load increases and the rolling load increases, and the austenite unrolled state in an unrecrystallized state increases to develop an abnormal texture. .
  • the finishing temperature of hot rolling is 850 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower, preferably 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • the steel slab is made into a sheet bar by rough rolling under normal conditions.
  • the heating temperature is lowered, it is preferable to heat the sheet bar using a bar heater or the like before finish rolling from the viewpoint of preventing troubles during hot rolling.
  • Cold rolling is performed after the hot rolling step to accumulate ⁇ -fiber and ⁇ -fiber effective for improving Young's modulus, average r value, and LDR. That is, by developing ⁇ -fiber and ⁇ -fiber by cold rolling, even in the structure after the subsequent annealing process, the ferrite with ⁇ -fiber and ⁇ -fiber, especially ⁇ -fiber is increased, Young's modulus, average Increase r value and LDR. In order to obtain such an effect, the cold rolling reduction during cold rolling needs to be 40% or more. Furthermore, from the viewpoint of improving the Young's modulus, average r value, and LDR, the cold rolling reduction ratio is preferably 50% or more. On the other hand, when the cold rolling reduction ratio increases, the rolling load increases and manufacturing becomes difficult.
  • the cold rolling reduction ratio is preferably 80% or less. Therefore, the cold rolling reduction ratio is 40% or more, preferably 40% or more and 80% or less, more preferably 50% or more and 80% or less. In addition, the effect of the present invention is exhibited without particularly defining the number of rolling passes and the cold rolling reduction ratio for each pass.
  • annealing temperature When the annealing temperature at the time of heating is low, an unrecrystallized structure remains, it becomes difficult to accumulate in ⁇ -fiber, and the Young's modulus, average r value, and LDR in each direction decrease. For this reason, annealing temperature shall be 450 degreeC or more. Furthermore, from the viewpoint of improving the Young's modulus, average r value, and LDR, the annealing temperature is preferably set to 550 ° C. or higher. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 800 ° C., the austenite grains become coarse, and it becomes difficult for the ferrite retransformed after annealing to accumulate in ⁇ -fiber and ⁇ -fiber, particularly ⁇ -fiber.
  • the annealing temperature in the heating process is set to 450 ° C. or higher and 800 ° C. or lower. That is, in the heating step, heating is performed in a temperature range of 450 ° C. or higher and 800 ° C. or lower. Preferably it heats to the temperature range of 550 degreeC or more and 800 degrees C or less.
  • Heating process after heating When the holding time in the above temperature range of 450 ° C. or higher and 800 ° C. or lower becomes less than 300 s, an unrecrystallized structure remains and it becomes difficult to accumulate in ⁇ -fiber, and Young's modulus in each direction, average r value, and LDR Decreases. For this reason, holding time shall be 300 s or more.
  • holding time is 100,000 s or less. Accordingly, the holding time is 300 s or more, preferably 300 s or more and 100,000 s or less.
  • the average cooling rate is 80 ° C./s or less. Preferably there is.
  • the annealing temperature during reheating is less than 750 ° C.
  • austenite generation is insufficient.
  • the annealing temperature is set to 750 ° C. or higher.
  • the annealing temperature at the time of annealing exceeds 950 degreeC, the crystal grain of austenite will coarsen and the tensile strength TS of the steel plate finally obtained tends to fall, Therefore It is preferable that it is 950 degreeC or less.
  • the annealing temperature in the reheating step is set to 750 ° C. or more and 950 ° C. or less. That is, in the reheating step, heating is performed in a temperature range of 750 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • the average cooling rate in the region is less than 3 ° C./s, untransformed austenite is transformed into pearlite, and the desired martensite area ratio cannot be secured, making it difficult to secure the desired strength. Therefore, when setting it as a cold-rolled steel plate, the average cooling rate in the temperature range of 300 degreeC or more and 700 degrees C or less shall be 3 degrees C / s or more. Moreover, when setting it as a hot dip galvanized steel plate, the average cooling rate in the temperature range of 550 degreeC or more and 700 degrees C or less shall be 3 degrees C / s or more.
  • the above average cooling rate may be 80 ° C./s or less. preferable. Accordingly, the average cooling rate in the temperature range of 300 ° C. or more and 700 ° C. or less when the cold-rolled steel plate is used, and the temperature range of 550 ° C. or more and 700 ° C. or less when the hot-dip galvanized steel plate is used, is preferably 3 ° C./s or more. Is 3 ° C./s or more and 80 ° C./s or less.
  • Hot dip galvanizing process When performing hot dip galvanization, it is preferable to apply in the temperature range of 420 degreeC or more and 550 degrees C or less, and it can carry out in the cooling process after annealing.
  • a zinc bath containing 0.15 to 0.23% by mass of Al is used in GI (hot dip galvanized steel plate), and Al: 0.005 in GA (alloyed hot dip galvanized steel plate). It is preferable to use a zinc bath containing 12 to 0.20% by weight.
  • the plating adhesion amount is preferably 20 to 70 g / m 2 (double-sided plating) per side, and GA is preferably subjected to the following alloying treatment so that the Fe concentration in the plating layer is 7 to 15% by mass. .
  • the alloying treatment temperature during the alloying treatment is less than 470 ° C., there is a problem that alloying does not proceed. On the other hand, when the alloying temperature exceeds 600 ° C., the ferrite crystal grains are coarsened, and it is difficult to ensure a desired strength. Therefore, the alloying treatment temperature is set to 470 ° C. or more and 600 ° C. or less. That is, the alloying treatment of galvanization is performed in a temperature range of 470 ° C. or more and 600 ° C. or less.
  • a reheating step is performed after a holding step after heating
  • a holding step first annealing
  • CAL continuous annealing line
  • molten zinc is performed without performing a cooling step.
  • a reheating step is performed in the plating line (CGL) to perform reheating (second annealing).
  • the hot dip galvanizing is performed after the cooling step after the reheating described above in the cooling process after the reheating. Thereafter, an alloying treatment is appropriately performed.
  • the elongation rate of skin pass rolling is preferably in the range of 0.1% to 1.5%. If it is less than 0.1%, the effect of shape correction is small and control is difficult, so this is the lower limit of the good range. Moreover, since productivity will fall remarkably when it exceeds 1.5%, this is made the upper limit of a favorable range.
  • the skin pass rolling may be performed inline or offline. Further, a skin pass having a desired elongation rate may be performed at once, or may be performed in several steps.
  • the average cooling rate after reheating (second annealing) in Table 2 is the average cooling rate in the temperature range of 300 to 700 ° C for CR, and the average cooling rate in the temperature range of 550 to 700 ° C for GI and GA. It's about speed.
  • the hot dip galvanizing bath uses a zinc bath containing Al: 0.18% by mass in GI, uses a zinc bath containing Al: 0.15% by mass in GA, and the bath temperature is 470 ° C. did.
  • the plating adhesion amount was 45 g / m 2 per side (double-sided plating), and GA had an Fe concentration of 9 to 12% by mass in the plating layer.
  • the tensile test was performed using a JIS No. 5 test piece defined in JIS Z 2201 (1998), which was taken from a steel sheet subjected to temper rolling with an elongation of 0.5% so that the tensile direction was the rolling direction of the steel sheet.
  • the tensile strength TS and the total elongation EL were measured according to JIS Z 2241 (1998).
  • Young's modulus measurement is a test of 10 mm ⁇ 50 mm from three directions of the rolling direction (L direction) of the steel sheet, the 45 ° direction (D direction) with respect to the rolling direction of the steel sheet, and the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet (C direction). A piece was cut out, and Young's modulus was measured using a lateral vibration type resonance frequency measuring device according to the American Society to Testing Materials standard (C1259).
  • the average r-value measurement is performed according to JIS Z from three directions: a rolling direction of the steel plate (L direction), a 45 ° direction (D direction) with respect to the rolling direction of the steel plate, and a direction perpendicular to the rolling direction of the steel plate (C direction).
  • L direction a rolling direction of the steel plate
  • D direction a 45 ° direction
  • C direction a direction perpendicular to the rolling direction of the steel plate
  • the respective plastic strain ratios r L , r D , and r C are obtained in accordance with the provisions of JIS Z 2254, and the average r value is calculated by the following formula. did.
  • Average r value (r L + 2r D + r C ) / 4
  • the average r value is determined to be good when the average r value ⁇ 1.05.
  • the deep drawing test was performed by a cylindrical drawing test, and the deep drawing property was evaluated by a limit drawing ratio (LDR).
  • LDR limit drawing ratio
  • a cylindrical punch having a diameter of 33 mm ⁇ was used for the test, and a die having a die diameter of 36.6 mm was used as the material having a plate thickness of 1.2 mm.
  • the test was performed with a wrinkle holding force of 1.5 ton (14.71 kN). Since the sliding state of the surface changes depending on the plating state or the like, the test was performed under a high lubrication condition by placing a polyethylene sheet between the sample and the die so that the sliding state of the surface does not affect the test.
  • the blank diameter was changed at a pitch of 1 mm, and the ratio (D / d) of blank diameter D to punch diameter d (D / d) that was not ruptured and squeezed out was defined as LDR.
  • LDR the ratio of blank diameter D to punch diameter d
  • the tensile strength TS is 780 MPa or more
  • the Young's modulus in the 45 ° direction with respect to the rolling direction and the rolling direction is 205 GPa or more
  • the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction has an excellent deep drawability of an average r value of 1.05 or more and a limit drawing ratio (LDR) of 2.03 or more, and desired mechanical properties. Obtained.
  • LDR limit drawing ratio
  • one or more of strength, Young's modulus in each direction, average r value, and LDR are inferior.
  • the embodiment of the present invention has been described above.
  • the present invention is not limited to the description that forms part of the disclosure of the present invention according to the present embodiment. That is, other embodiments, examples, operational techniques, and the like made by those skilled in the art based on the present embodiment are all included in the scope of the present invention.
  • the equipment for performing the heat treatment on the steel sheet is not particularly limited.
  • the present invention can be applied to steel plates such as hot-rolled steel plates and electrogalvanized steel plates without plating to obtain high strength and high Young's modulus steel plates, and the same effect can be expected.

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Abstract

　ＴＳ７８０ＭＰａ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、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を提供する。　質量％で、Ｃ：０．０６０～０．１５０％、Ｓｉ：０．５０～２．２０％、Ｍｎ：１．００％～３．００％、Ｎｂ：０．００１～０．２００％、Ｖ：０．００１～０．２００％を含有し、Ｃ、ＮｂおよびＶの含有量に基づき、所定の式にて求める固溶Ｃ量（Ｃ＊）が下記（１）式を満たし、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、フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍ以下、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が、それぞれ１．００以上であるミクロ組織を有する高強度高ヤング率鋼板； ５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（１） ここで、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。

Description

高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法
　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：０．０２～０．１５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５～４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１．５％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＮｂ：０．０２～０．４０％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２２５ＧＰａ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。
特開２００７－０９２１３０号公報 特開２００６－１８３１３１号公報
　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。
　Ｎｂ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、Ｎｂ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、Ｎｂ：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、ＮｂおよびＶ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－（１２．０／９２．９）×Ｎｂ－（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。
　［２］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］に記載の高強度高ヤング率鋼板。
　［３］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］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、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］～［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、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］～［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、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下を含有し、Ｃ、Ｎｂ、ＶおよびＴａの含有量が上記（１）式に代えて下記（２）式を満たす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；
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（２）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ－（１２．０／９２．９）×Ｎｂ－（１２．０／５０．９）×Ｖ－（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。
　［７］さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下、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］～［６］のいずれか１つに記載の高強度高ヤング率鋼板。
　［８］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］～［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、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］～［７］のいずれか１つに記載の高強度高ヤング率鋼板。
　［１０］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［９］に記載の高強度高ヤング率鋼板。
　［１１］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［９］に記載の高強度高ヤング率鋼板。
　［１２］前記［１］～［７］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。
　［１３］前記［１］～［７］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。
　［１４］前記［１］～［７］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。
　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、Ｎｂ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、それに応じてＮｂおよびＶ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。
　［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。
　［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。
　［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。
　［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。
　［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。
　［Ｎｂ：０．００１％以上０．２００％以下］
　Ｎｂは、本発明において重要な元素の１つである。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。
　また、本発明では、上記したＣ、ＮｂおよびＶ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－（１２．０／９２．９）×Ｎｂ－（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、ＮｂおよびＶとＮｂＣ、ＶＣ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、ＮｂやＶ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、Ｎｂ、ＶおよびＴａの含有量が上記（１）式に代えて下記（２）式を満たす必要がある。
５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（２）
ここで、Ｃ＊＝（Ｃ－（１２．０／９２．９）×Ｎｂ－（１２．０／５０．９）×Ｖ－（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（２）式のように５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下とする。なお、上記したように、鋼中のＣは、Ｎｂ、ＶおよびＴａと析出物を形成する。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。
　［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。
　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。
　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。
　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。
　［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。
　［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。
　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。
　［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Ｎｂ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、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Ｎｂ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。
　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Ｎｂ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。
　［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。
　［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℃以下であることが好ましい。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。
　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。
　［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。
　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、本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。
　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、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。
　［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。
　［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。
　［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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (14)

  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、Ｎｂ：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、ＮｂおよびＶ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－（１２．０／９２．９）×Ｎｂ－（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。
  2. 　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に記載の高強度高ヤング率鋼板。
  3. 　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または２に記載の高強度高ヤング率鋼板。
  4. 　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１～３のいずれか１項に記載の高強度高ヤング率鋼板。
  5. 　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１～４のいずれか１項に記載の高強度高ヤング率鋼板。
  6. 　さらに、質量％で、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下を含有し、Ｃ、Ｎｂ、ＶおよびＴａの含有量が上記（１）式に代えて下記（２）式を満たす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；
    ５００≦Ｃ＊≦１３００・・・（２）
    ここで、Ｃ＊＝（Ｃ－（１２．０／９２．９）×Ｎｂ－（１２．０／５０．９）×Ｖ－（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。
  7. 　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１～６のいずれか１項に記載の高強度高ヤング率鋼板。
  8. 　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１～７のいずれか１項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、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１～７のいずれか１項に記載の高強度高ヤング率鋼板。
  10. 　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９に記載の高強度高ヤング率鋼板。
  11. 　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９に記載の高強度高ヤング率鋼板。
  12. 　請求項１～７のいずれか１項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。
  13. 　請求項１～７のいずれか１項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。
  14. 　請求項１～７のいずれか１項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。
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