WO2015059902A1 - 伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2015059902A1
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steel sheet
elongation
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rolling
plane anisotropy
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藤田　耕一郎
雄介 木俣
英之 木村
金子　真次郎
耕造 原田
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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 steel sheet having a small in-plane anisotropy of elongation that is useful for use in automobiles, electric machines, and the like, and a method for producing the same.
  • a high strength steel plate for example, when the yield strength (YP) is 440 MPa class, Ti and Nb are added to an extremely low carbon steel plate having excellent formability to fix solute C and solute N, and IF is formed (Interstitial free). ), And a steel plate to which a solid solution strengthening element such as Si, Mn, or P is added.
  • the yield strength (YP) is 500 MPa or more
  • a composite structure steel sheet is put into practical use, and there are a DP steel sheet having a two-phase structure of ferrite and martensite, and a TRIP steel sheet utilizing residual austenite.
  • the former is characterized by low yield strength and high work hardening ability due to residual strain around the martensite.
  • the latter is characterized by high uniform elongation due to plasticity-induced martensitic transformation.
  • the mechanical properties of high-strength steel plates are evaluated by the tensile properties in a specific direction such as the direction perpendicular to rolling.
  • part formability for example, the height that can be formed by stretch forming or the Erichsen test, is greatly influenced by the in-plane anisotropy of elongation. Therefore, improvement in press formability can be expected by reducing the in-plane anisotropy of elongation.
  • Patent Document 1 discloses a cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability and a small in-plane anisotropy and a manufacturing method thereof.
  • ⁇ r is defined by the amount of C and the rolling reduction during cold rolling, and both in-plane anisotropy and dent resistance can be achieved.
  • it is necessary to start cooling within 2 seconds after hot rolling and to cool at a cooling rate of 70 ° C./s or more over a temperature range of 100 ° C. or more.
  • the in-plane anisotropy here is ⁇ r and does not necessarily match the in-plane anisotropy of elongation.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength steel sheet having a small in-plane anisotropy of elongation and a method for producing the same.
  • a steel sheet is a composite structure steel including martensite having a ferrite phase in an area ratio of 85% or more and 99% or less, and an area ratio of 1% or more and 13% or less.
  • the composite steel containing martensite has a problem in that the yield strength (YP) is low, so that the effect of suppressing deformation at the time of product transportation or accidental dropping becomes small. Even if martensite is included, if the tensile strength (TS) is increased by high alloying, the yield strength (YP) also increases. However, in this case, there is a problem that the manufacturing cost increases.
  • the present invention advantageously solves the above problems, and has a high yield strength (YP) of 300 MPa or more, which is suitable for automobile parts and electrical parts, and reduces the in-plane anisotropy of elongation and press molding.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having excellent properties and a method for producing the same.
  • the rolled texture of a cold-rolled steel sheet develops an ⁇ fiber whose ⁇ 100> direction is parallel to the rolling direction and a ⁇ fiber whose ⁇ 111> direction is parallel to the normal direction.
  • the ⁇ fiber becomes weaker and the ⁇ fiber becomes stronger. Since ⁇ -fiber reduces the elongation in the 45 ° direction with respect to the rolling direction, the cold-rolled steel sheet produced by a normal process has a low elongation in the 45 ° direction with respect to the rolling direction and a strong elongation anisotropy. Become.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows. [1] By mass%, C: 0.040 to 0.090%, Si: 0.20% or less, Mn: 0.50 to 0.99%, P: 0.050% or less, S: 0.03 % Or less, sol.
  • a steel slab having the composition described in [1] is prepared, the steel slab is heated, held at a temperature range of 1150 ° C. or higher for 60 minutes or more, then subjected to rough rolling, and then finished.
  • a method for producing a high-strength steel sheet having a small in-plane anisotropy of elongation in which the hot-rolled steel sheet is subjected to pickling and cold rolling and then annealed.
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength steel sheet having a small in-plane anisotropy of elongation and excellent press formability. Moreover, since the yield strength (YP) is high, deformation at the time of product transportation or accidental dropping is suppressed.
  • the high-strength steel sheet of the present invention can be applied to automotive parts and electrical parts, and is extremely useful.
  • C 0.040 to 0.090%
  • C is an element necessary for refining the crystal and increasing the strength. Moreover, it has the effect of forming a precipitate with Nb, which will be described later, and increasing the yield strength (YP). If the amount of C is less than 0.040%, the effect of increasing the strength due to fine graining is low, and therefore it is necessary to contain 0.040% or more. On the other hand, when the amount of C exceeds 0.090%, it becomes easy to form the second phase, and the elongation decreases. Therefore, the C content is in the range of 0.040 to 0.090%. Preferably it is 0.040 to 0.060% of range.
  • Si 0.20% or less
  • Si has the effect of improving the surface quality by delaying the scale formation in hot rolling in a small amount.
  • the Si content is 0.20% or less.
  • Mn 0.50 to 0.99%
  • Mn is an element useful for increasing the strength of a steel sheet through solid solution strengthening and crystal grain refining effects. If the amount of Mn is less than 0.50%, the effect of solid solution strengthening and refining is low, so 0.50% or more is required. On the other hand, when the amount of Mn exceeds 0.99%, it becomes easy to form a martensite phase and the yield strength (YP) decreases. Therefore, the amount of Mn is set to a range of 0.50 to 0.99%. Preferably it is 0.61 to 0.79% of range.
  • the P content is 0.050% or less. Preferably, it is 0.040% or less.
  • S 0.03% or less S has an effect of improving the peelability of the primary scale of the steel sheet and improving the appearance quality.
  • the amount of S increases, the amount of MnS precipitated in the steel increases.
  • ductility such as elongation of a steel plate and stretch flangeability, is reduced, and press formability is reduced.
  • the hot ductility at the time of hot-rolling a slab is reduced, and surface defects are likely to occur.
  • the S amount is set to 0.03% or less.
  • it is 0.01% or less, More preferably, it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.002% or less.
  • sol. Al 0.01 to 0.09% sol.
  • Al has the effect of fixing solid solution N present as an impurity and improving formability. For this reason, sol.
  • the amount of Al is 0.01% or more.
  • the Al content is in the range of 0.01 to 0.09%. Preferably, the content is 0.02 to 0.07%.
  • N 0.005% or less If the amount of N is too large, the moldability is deteriorated and a large amount of Al is required to fix the solid solution N. For this reason, it is preferable to reduce as much as possible. From such a viewpoint, the N amount is set to 0.005% or less.
  • Nb 0.015 to 0.040%
  • Nb is an element necessary for refining the crystal and increasing the strength.
  • the above-mentioned C and precipitates are formed, and in particular, it has the effect of increasing the yield strength (YP).
  • Nb precipitates are finely precipitated in the finish rolling step of the hot rolling process to partially suppress recrystallization of the steel, and Nb has the effect of increasing the ⁇ fiber after cold rolling and annealing. It is the most important element of the invention. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain Nb amount 0.015% or more.
  • the Nb content is in the range of 0.015 to 0.040% or less. Preferably, it is 0.030% or less.
  • the following elements are elements that have particularly high hardenability and facilitate the formation of a martensite phase. Therefore, the following range is preferable.
  • Cr 0.05% or less Cr, like Mn, is an element that easily forms a martensite phase, and yield strength (YP) decreases when the martensite phase is generated. For this reason, the Cr content is 0.05% or less. Preferably it is 0.02% or less, More preferably, it is 0.01% or less. Since excessive reduction causes an increase in cost, the lower limit is preferably set to 0.001%.
  • Mo 0.05% or less Mo, like Mn, is an element that easily forms a martensite phase. When a martensite phase is generated, yield strength (YP) decreases. For this reason, the Mo amount is 0.05% or less. Preferably it is 0.02% or less, More preferably, it is 0.01% or less. Since excessive reduction causes an increase in cost, the lower limit is preferably set to 0.001%.
  • the components other than the above are Fe and inevitable impurities. However, as long as the effects of the present invention are not impaired, the inclusion of components other than those described above is not rejected.
  • the microstructure of the steel sheet of the present invention is a ferrite + pearlite structure or a structure made of cementite or the like, and does not include a martensite phase and a retained austenite phase.
  • the martensite phase and the retained austenite phase are based on the entire structure.
  • the volume fraction is 1% or less. Moreover, it can control by a manufacturing condition mentioned later that a martensite phase and a retained austenite phase are not included.
  • the pole figure represents a statistical crystal orientation distribution regarding a large number of crystal grains, and is therefore a method suitable for determining the preferred orientation.
  • the texture of polycrystalline materials often exhibits a number of preferred orientations as well as a single preferred orientation.
  • a fiber texture such as an ⁇ fiber or ⁇ fiber that is an orientation group rotated around a crystal axis
  • the evaluation of the three-dimensional crystal orientation distribution function it is obtained by the series expansion method from the incomplete pole figures (200), (211), and (110) obtained by the reflection method.
  • FIG. 1 shows the relationship between the average crystal orientation densities I ⁇ and I ⁇ thus obtained and the absolute value of ⁇ E1 (hereinafter sometimes simply referred to as
  • the average crystal orientation density I ⁇ is 2.0 or more and 4.0 or less and the average crystal orientation density I ⁇ is 2.0 or more and 10 or less.
  • is 2.0%.
  • El 0 , El 45 and El 90 are values of elongation at break measured in directions of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction of the steel sheet.
  • the yield ratio YR is preferably 0.79 or more. If the tensile strength is higher than the yield strength, the press load becomes higher than necessary, and a large press must be introduced. For this reason, it is preferable that the tensile strength TS is 560 MPa or less.
  • the yield strength YP is preferably 300 MPa or more. By increasing the yield strength, deformation during product transportation or accidental dropping is suppressed. In order to obtain this effect, the yield strength YP is preferably 300 MPa or more. On the other hand, if it is too high, the spring back becomes large and it is difficult to maintain the component shape.
  • the steel slab to be used is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macro segregation of components.
  • the slab is manufactured and then cooled to room temperature and then reheated, it is charged directly into the heating furnace without being cooled and placed in a heating furnace and hot rolled, or a little heat retention
  • an energy saving process such as direct rolling which is immediately hot rolled can be applied without any problem.
  • Slab heating temperature Hold for 60 minutes or more in a temperature range of 1150 ° C or higher
  • Nb precipitates are completely dissolved and finely precipitated in the finish rolling step of the hot rolling process to recrystallize the steel.
  • the heating temperature is high and the holding time is long. From such a viewpoint, in the present invention, the slab heating temperature is maintained for 60 minutes or more in a temperature range of 1150 ° C. or more.
  • the heating temperature is preferably 1300 ° C. or less, and the holding time is 500 minutes or less. It is preferable.
  • the steel slab heated under the above conditions is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling.
  • the steel slab is made into a sheet bar by rough rolling.
  • the conditions for rough rolling need not be specified, and may be performed according to a conventional method.
  • it is effective to use a so-called sheet bar heater or edge heater that heats the sheet bar for the purpose of preventing troubles during hot rolling or improving temperature unevenness in the width direction.
  • the finish rolling entry temperature is preferably 1050 ° C. or lower.
  • the sheet bar is preferably water-cooled before finish rolling in order to cool to 1050 ° C. on the finish rolling entry side.
  • excessively low temperature increases the load during hot rolling, and is preferably 930 ° C. or higher.
  • Finish rolling temperature 820-920 ° C
  • the sheet bar is finish-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the finish rolling temperature that is, the finish rolling exit temperature (FT) is set to 820 to 920 ° C. This is for obtaining a texture preferable for in-plane anisotropy of elongation after cold rolling and recrystallization annealing.
  • the FT is less than 820 ° C., not only the load during hot rolling becomes high, but in some component systems, rolling occurs in the ferrite region, and the texture changes greatly.
  • the finish rolling temperature is 820 to 920 ° C., more preferably 820 to 890 ° C.
  • Final rolling ratio of finish rolling 15-25% Texture formation by rolling in the austenite region during finish rolling enhances the ⁇ fiber after cold rolling and annealing. This effect is most strongly influenced by the final pass of finish rolling.
  • the final pass rolling ratio of the finish rolling is less than 15%, the texture formation by rolling in the austenite region is insufficient, and the ⁇ fiber after cold rolling and annealing does not become strong, so the content is made 15% or more.
  • it exceeds 25% the load during rolling becomes high, so it is 25% or less.
  • Time until start of water cooling after finish rolling within 2 seconds Since it is necessary to transform austenite in a partially recrystallized state after finish rolling, holding in the austenite region is not preferable. Therefore, water cooling is started within 2 seconds after finish rolling. More preferably, it is within 0.5 seconds.
  • the cooling rate from finish rolling to coil winding is not particularly specified. In order to suppress recrystallization in the austenite region during cooling, it is preferably 20 ° C./second or more. Moreover, since excessive cooling tends to cause temperature unevenness in the plate thickness direction and in-plane direction, it is preferably 200 ° C./second or less. More preferably, it is 99 degrees C / second or less, More preferably, it is 40 degrees C / second or less.
  • the coil winding temperature is not particularly specified.
  • CT coil winding temperature
  • CT exceeds the upper limit, the crystal grains become coarse and the strength is reduced.
  • Pickling is not particularly specified and is performed by a conventional method. In order to suppress scale defects, shot blasting or leveling may be performed before pickling.
  • Cold rolling is not particularly specified.
  • the rolling rate is preferably 30 to 80%. If the rolling rate is less than 30%, recrystallization at the time of annealing becomes unstable and the elongation is lowered. Moreover, when it exceeds 80%, the load at the time of rolling will become high.
  • the annealing temperature is preferably 700 to 900 ° C.
  • the annealing temperature is less than 700 ° C.
  • the crystal is not sufficiently recrystallized and the elongation is lowered.
  • it exceeds 900 degreeC the austenite fraction at the time of annealing will become high, the balance of (alpha) fiber and (gamma) fiber will collapse, and the in-plane anisotropy of elongation will increase.
  • the temperature is preferably 600 to 800 ° C. If it is less than 600 ° C., it will not be sufficiently recrystallized, leading to a decrease in elongation.
  • a plating layer may be formed on the surface of the steel sheet by adding a surface treatment such as electroplating or hot dipping after the cold-rolled steel sheet annealing process.
  • the plating layer is not limited to pure zinc plating or zinc-based alloy plating, but may be various plating layers conventionally applied to the surface of a steel sheet, such as Al plating or Al-based alloy plating. Moreover, you may apply
  • temper rolling or leveler processing may be applied to the cold-rolled annealed sheet or plated steel sheet produced as described above for the purpose of adjusting the shape correction, surface roughness, and the like.
  • the total elongation of temper rolling or leveler processing is preferably in the range of 0.2 to 15%. If it is less than 0.2%, the intended purpose of shape correction and roughness adjustment cannot be achieved. More preferably, it is 1.3% or more. On the other hand, if it exceeds 15%, it tends to cause a significant decrease in ductility, which is not preferable.
  • Molten steel having various compositions shown in Table 1 was melted in a converter and made into a steel slab by a continuous casting method. These steel slabs were hot rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain 3.2 mm thick hot rolled steel sheets. These hot-rolled steel sheets were pickled and then made into 1.6 mm thick as roll material by cold rolling at a reduction rate of 50%. Next, these as roll materials were subjected to continuous annealing at 820 ° C. in a continuous annealing line, and cooled at an average cooling rate of 15 ° C./sec. Furthermore, the obtained cold-rolled annealed steel sheet was subjected to temper rolling with an elongation of 1.3%.
  • the thus obtained cold-rolled annealed sheet and hot-dip galvanized steel sheet were examined for tensile properties, steel structure and texture.
  • ⁇ El was used as an index of in-plane anisotropy of elongation. This ⁇ El indicates the in-plane anisotropy of elongation, and was calculated from the following equation (1).
  • ⁇ El (El 0 ⁇ 2El 45 + El 90 ) / 2 (1)
  • El 0 , El 45 , and El 90 indicate the elongation of the test specimens taken from 0 ° (L direction), 45 ° (D direction), and 90 ° (C direction) directions. If ⁇ El is ⁇ 2.0% to 2.0%, it can be said that the in-plane anisotropy of elongation is excellent.
  • volume fraction of phase The volume fraction of each phase is determined by measuring the area ratio of each phase by the point count method (according to ASTM E562-83 (1988)). The rate was defined as the volume fraction.
  • the area ratio of each phase was obtained by collecting a test piece from each of the obtained cold-rolled annealed plates, and corroding the vertical section (L section) parallel to the rolling direction with nital after polishing, and using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the type of phase was identified by observation at 4000 times, and the area ratio (martensite fraction) of the martensite phase was determined. In the structure photograph, particles with white contrast were martensite.
  • the abundance ratio of residual austenite phase is obtained by performing X-ray diffraction of the plate surface at the 1/4 thickness, and measuring the integrated intensity of ⁇ phase (211) and ⁇ phase (220), Obtained by standardization.
  • B Three-dimensional crystal orientation distribution function (200), (211), (110) obtained by the reflection method by performing X-ray diffraction of the plate surface at the 1/4 thickness of each cold-rolled annealed plate.
  • a steel sheet having I ⁇ of 2.0 or more and 4.0 or less and I ⁇ of 2.0 or more and 10 or less has small in-plane anisotropy of elongation.
  • the steel types D, E, F, H, I, N, O, and R which are steel plates of the present invention, are high strength and high yield ratio steel plates with YP ⁇ 300 MPa and YR ⁇ 0.79. is there. And it has the structure
  • the steel bar E with the sheet bar cooled with water and having a finish rolling entry temperature of 1050 ° C. or lower and a finishing temperature of 890 ° C. or lower is more It can be seen that the in-plane anisotropy of elongation is small.
  • the steel sheets of the present invention when comparing the steel types O and R, the steel type R has lower strength and lower ductility, although they are the same component. This is presumably because the hot rolling cooling rate is high and the structure is non-uniform.
  • the steel types A and J which are steel plates deviating from the component range of the present invention, have a low strength with YP of less than 300 MPa.
  • the steel types G, K, L, and M which are steel plates that deviate from the component range of the present invention, lose the texture balance and increase anisotropy.
  • the steel type G which is a steel sheet including a martensite phase and a retained austenite phase, not only has a large anisotropy but also has a low YR.
  • the steel grades B, C, P, and Q are out of the texture balance because the manufacturing conditions such as the slab heating temperature and the cooling start time do not satisfy the scope of the present invention. As a result, anisotropy increases.

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Abstract

　自動車部品や電機用部品に好適な降伏強度（ＹＰ）が３００ＭＰａ以上と高強度であり、伸びの面内異方性を低減しプレス成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。　質量％で、Ｃ：０．０４０～０．０９０％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．５０～０．９９％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．０９％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１５～０．０４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まず、鋼板の１／４板厚位置における板面の集合組織において、ＯＤＦ（結晶方位分布関数）で表されるαファイバー（φ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０°～５５°）のうちΦ＝２５°～３５°の範囲での平均結晶方位密度Ｉαが２．０以上４．０以下であり、γファイバー（φ１＝０°～６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０以下である伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。

Description

伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車用、電機用等の使途に有用な、伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２の排出量を抑制するため、自動車の燃費改善が要求されている。加えて、衝突時における乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心とした安全性向上も要求されている。このため、自動車車体の軽量化および強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化とを同時に満たすためには、部品素材を高強度化して、剛性に対して問題とならない範囲で板厚を薄肉化することが効果的であり、最近では高強度鋼板が自動車用部品に積極的に使用されている。また、電機の分野では、製品運搬時や不慮の落下時の変形を抑制する目的で、部品強度を高めるニーズが高く、例えば、降伏強度（ＹＰ）が３００ＭＰａ以上の鋼板を使用する動向にある。
　一方で、鋼板を素材とする自動車部品や電機用部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、鋼板は優れたプレス成形性を有していることが必要である。しかしながら、高強度鋼板は、通常の軟鋼板に比べてプレス成形性、延性が大きく劣化するため、その改善が求められている。
　高強度鋼板としては、例えば降伏強度（ＹＰ）が４４０ＭＰａ級では、成形性に優れる極低炭素鋼板にＴｉ、Ｎｂを、固溶Ｃ、固溶Ｎを固着する量添加し、ＩＦ化（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ　ｆｒｅｅ）した鋼をベースとして、これにＳｉ、Ｍｎ、Ｐなどの固溶強化元素を添加した鋼板がある。
　また、降伏強度（ＹＰ）が５００ＭＰａ以上では、複合組織鋼板が実用化されており、フェライトとマルテンサイトの２相組織を有するＤＰ鋼板や、残留オーステナイトを活用したＴＲＩＰ鋼板がある。前者は、マルテンサイトの周囲における残留歪により、低降伏強度かつ加工硬化能が高いという特徴がある。後者は、塑性誘起マルテンサイト変態により、均一伸びが高くなるという特徴がある。
　一般に、高強度鋼板の機械的特性は、圧延直角方向等の特定方向における引張特性により評価される。しかしながら、実際のプレス成形を解析したところ、部品成形性、例えば張り出し成形やエリクセン試験での成形可能高さは、伸びの面内異方性に大きく影響されることも判明してきた。したがって、伸びの面内異方性を低減することにより、プレス成形性の改善が期待できる。
　面内異方性が小さい鋼板については、例えば特許文献１には、焼付硬化性に優れ、かつ面内異方性が小さい冷延鋼板およびその製造方法が開示されている。この技術は、Ｃ量および冷間圧延時における圧下率によりΔｒを規定し、面内異方性と耐デント性とを両立することができるとしている。また、熱間圧延後２秒以内に冷却を開始し、１００℃以上の温度域にわたり７０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する必要がある。しかしながら、ここでいう面内異方性はΔｒであり、伸びの面内異方性とは必ずしも一致しない。
　伸びの面内異方性に関する鋼板については、例えば特許文献２には、伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板およびその製造方法が開示されている。かかる鋼板は、フェライト相を面積率で８５％以上９９％以下とし、面積率で１％以上１３％以下のマルテンサイトを含む複合組織鋼であり、鋼板の１／４板厚位置における板面のＯＤＦ（結晶方位分布関数）で表されるαファイバー（φ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０～５５°）のうちΦ＝２５～３５°の範囲での平均結晶方位密度Ｉが２．０以上４．０以下であることを特徴としている。しかしながら、マルテンサイトを含む複合組織鋼は、降伏強度（ＹＰ）が低くなるため、製品運搬時や不慮の落下時の変形抑制効果が小さくなるという問題がある。マルテンサイトを含んでいても、高合金化して引張強度（ＴＳ）を高めれば、降伏強度（ＹＰ）も高くなる。しかしながら、この場合、製造コストの上昇を招くという問題がある。
　また、高強度鋼板の異方性を低減する技術として、例えば、特許文献３には、熱間圧延完了後に、好ましくは４００℃／秒以上の冷却速度で、７２０℃まで０．４ｓｅｃ以内に冷却することにより、ｒ値の面内異方性を低減できるとしている。しかしながら、ここでいう面内異方性はΔｒであり、伸びの面内異方性とは必ずしも一致しない。そして、４００℃／秒以上の冷却速度で板厚２ｍｍ以上の熱延鋼板を冷却した場合、鋼板表層と内部との温度差が大きく、組織の不均一を招き材質のバラツキを生じるという問題もある。また、４００℃／秒以上の冷却速度で板厚２ｍｍ以上の熱延鋼板を冷却するためには、大がかりな設備が必要であり、コスト上昇を招く。
特開２００４－１９７１５５号公報 特開２００９－１３２９８１号公報 特開２０１１－１４４４１４号公報
　本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、自動車部品や電機用部品に好適な降伏強度（ＹＰ）が３００ＭＰａ以上と高強度であり、伸びの面内異方性を低減しプレス成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　一般に、冷延鋼板の圧延集合組織は、＜１００＞方向がＲｏｌｌｉｎｇ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎに平行になるαファイバーと、＜１１１＞方向がＮｏｒｍａｌ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎに平行になるγファイバーが発達する。しかし、焼鈍工程で再結晶が進むと、αファイバーが弱くなり、γファイバーが強くなる。αファイバーは、圧延方向に対して４５°方向の伸びを低下させるため、通常の工程で製造した冷延鋼板は、圧延方向に対して４５°方向の伸びが低く、伸びの異方性が強くなる。
　本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、圧延方向に対して４５°方向の伸びを高めて異方性を低減するためには、鋼板の１／４板厚位置における板面の集合組織において、ＯＤＦ（結晶方位分布関数）で表されるαファイバー（φ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０°～５５°）のうちΦ＝２５°～３５°の範囲での平均結晶方位密度Ｉαが２．０以上４．０以下であり、γファイバー（φ１＝０°～６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０以下とすることが重要であることを見出した。また、上記集合組織を得るためには、成分組成の制御、特にＮｂの含有量制御と、製造条件の制御が重要であることを見出した。
　本発明は、上記の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０４０～０．０９０％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．５０～０．９９％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．０９％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１５～０．０４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まず、鋼板の１／４板厚位置における板面の集合組織において、ＯＤＦ（結晶方位分布関数）で表されるαファイバー（φ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０°～５５°）のうちΦ＝２５°～３５°の範囲での平均結晶方位密度Ｉαが２．０以上４．０以下であり、γファイバー（φ１＝０°～６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０以下である伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
［２］下記（１）式で示されるΔＥｌが－２.０％～２.０％である［１］に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
ΔＥｌ＝（Ｅｌ０－２Ｅｌ４５＋Ｅｌ９０）／２・・・（１）
ただし、Ｅｌ０、Ｅｌ４５およびＥｌ９０は、鋼板の圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向で測定した破断伸びの値とする。
［３］降伏強度ＹＰと引張強度ＴＳの比である降伏比ＹＲ（ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳ）が０．７９以上である［１］または［２］に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
［４］表面に亜鉛系めっき皮膜を有する［１］～［３］のいずれかに記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
［５］［１］に記載の成分組成を有する鋼スラブを準備し、前記鋼スラブを加熱し、スラブ加熱温度１１５０℃以上の温度域で６０分以上保持した後、粗圧延を行い、その後仕上圧延温度を８２０～９２０℃で仕上圧延の最終パス圧延率を１５～２５％で仕上圧延を行い、仕上圧延後２秒以内に水冷を開始して冷却して、熱延鋼板を製造した後、前記熱延鋼板に酸洗および冷間圧延を施し、その後焼鈍を行う伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
［６］前記粗圧延の後水冷により仕上圧延入側温度を１０５０℃以下とした後、前記仕上圧延を行う［５］に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
［７］［５］または［６］に記載の高強度鋼板の製造方法において、焼鈍後の鋼板に亜鉛めっき処理を施す伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
なお、本発明における高強度とは、降伏強度ＹＰが３００ＭＰａ以上をいう。
　本発明によれば、伸びの面内異方性が小さく、プレス成形性に優れた高強度鋼板を得ることができる。また、降伏強度（ＹＰ）が高いため、製品運搬時や不慮の落下時の変形が抑制される。本発明の高強度鋼板は、自動車用部品や電機用部品に適用することができ、極めて有用である。
図１は、αファイバーのうちのΦ＝２５°～３５°における平均結晶方位密度Ｉαと、γファイバーのうちのΦ＝５５°における平均結晶方位密度Ｉγと、ΔＥｌとの関係を示すグラフである。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、成分組成の理由について説明する。なお、各元素の含有量の単位は、特に断りがない限り質量％とする。
　Ｃ：０．０４０～０．０９０％
　Ｃは、結晶を細粒化し、高強度化するために必要な元素である。また、後述のＮｂとの析出物を形成し、特に降伏強度（ＹＰ）を高める効果を有する。Ｃ量が０．０４０％未満では、細粒化による強度上昇効果が低いため、０．０４０％以上含有することを必要とする。一方、Ｃ量が０．０９０％を超えると、第２相を形成しやすくなり、伸びが低下する。したがって、Ｃ量は０．０４０～０．０９０％の範囲とする。好ましくは０．０４０～０．０６０％の範囲である。
　Ｓｉ：０．２０％以下
　Ｓｉは、微量で熱間圧延でのスケール生成を遅延させて表面品質を改善する効果がある。この他に、フェライト相の加工硬化能を上げる効果等がある。このような観点から、０．０１％程度以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｓｉ量が０．２０％を超えると、外観品質が劣化する。したがって、Ｓｉ量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１０％以下とする。
　Ｍｎ：０．５０～０．９９％
　Ｍｎは、固溶強化、結晶の細粒化効果を通じて、鋼板強度を高めるのに有用な元素である。Ｍｎ量が０．５０％未満では、固溶強化、細粒化効果が低いため、０．５０％以上含有することを必要とする。一方、Ｍｎ量が０．９９％を超えると、マルテンサイト相を形成しやすくなり、降伏強度（ＹＰ）が低下する。したがって、Ｍｎ量は０．５０～０．９９％の範囲とする。好ましくは０．６１～０．７９％の範囲である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐ量が０．０５０％を超えると、溶接性の劣化や偏析による表面欠陥が発生する。したがって、Ｐ量は０．０５０％以下とする。好ましくは、０．０４０％以下である。
　Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは、鋼板の１次スケールの剥離性を向上させ、外観品質を向上させる作用がある。しかしながら、Ｓ量が多くなると、鋼中に析出するＭｎＳが多くなる。このため、鋼板の伸びや伸びフランジ性といった延性を低下させ、プレス成形性を低下させる。また、スラブを熱間圧延する際の熱間延性を低下させ、表面欠陥が発生しやすくなる。このような観点から、Ｓ量は０．０３％以下とする。好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．０９％
　ｓｏｌ．Ａｌは、鋼の脱酸元素として有用であるほか、不純物として存在する固溶Ｎを固定して成形性を向上させる作用がある。このため、ｓｏｌ．Ａｌ量は０．０１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．０９％を超えると、コストアップにつながり、さらには表面欠陥を誘発する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ量は０．０１～０．０９％の範囲とする。好ましくは０．０２～０．０７％である。
　Ｎ：０．００５％以下
　Ｎは、量が多すぎると、成形性を劣化させるとともに、固溶Ｎを固定するために多量のＡｌ添加が必要となる。このため、できるだけ低減することが好ましい。このような観点から、Ｎ量は０．００５％以下とする。
　Ｎｂ：０．０１５～０．０４０％
　Ｎｂは、結晶を細粒化し、高強度化するために必要な元素である。また、前述のＣと析出物を形成し、特に降伏強度（ＹＰ）を高める効果を有する。さらに、熱間圧延プロセスの仕上圧延工程においてＮｂ析出物を微細析出させて鋼の再結晶を部分的に抑制し、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーを高める効果を有することから、Ｎｂは本発明の最重要元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂ量を０．０１５％以上含有することが必要である。一方、０．０４０％を超えると、熱間圧延プロセスの仕上げ圧延工程での再結晶を完全に抑制し、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーを高めすぎて伸びの異方性が劣化するとともに、熱間圧延荷重が高くなる。したがって、Ｎｂ量は０．０１５～０．０４０％以下の範囲とする。好ましくは、０．０３０％以下である。
　本発明では、上記成分のほかに、次の元素を含有してもよい。しかし、次の元素は特に焼き入れ性が高く、マルテンサイト相を形成しやすくする元素である。そのため、下記の範囲であることが好ましい。
　Ｃｒ：０．０５％以下
　Ｃｒは、Ｍｎと同様、マルテンサイト相を形成しやすくする元素であり、マルテンサイト相が生成すると降伏強度（ＹＰ）が低下する。このため、Ｃｒ量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。過度な低減はコスト上昇を招くため、その下限は０．００１％とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．０５％以下
　Ｍｏは、Ｍｎと同様、マルテンサイト相を形成しやすくする元素であり、マルテンサイト相が生成すると降伏強度（ＹＰ）が低下する。このため、Ｍｏ量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。過度な低減はコスト上昇を招くため、その下限は０．００１％とすることが好ましい。
　本発明の鋼板において、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
　次に、本発明の鋼板における、鋼組織、集合組織の限定理由を説明する。
　鋼組織：マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まない
　マルテンサイト相および残留オーステナイト相が生成した場合、降伏強度（ＹＰ）が低下し、製品運搬時や不慮の落下時の変形抑制効果が小さくなる。したがって、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まないことを必要とする。なお、本発明の鋼板のミクロ組織は、フェライト＋パーライト組織あるいはさらに、セメンタイト等からなる組織であり、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まないとは、マルテンサイト相および残留オーステナイト相は組織全体に対する体積分率で１％以下をいう。また、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まないことは、後述する製造条件により、制御することができる。
　集合組織：鋼板の１／４板厚位置における板面の集合組織において、ＯＤＦ（結晶方位分布関数）で表されるαファイバー（φ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０°～５５°）のうちΦ＝２５°～３５°の範囲での平均結晶方位密度Ｉαが２．０以上４．０以下であり、γファイバー（φ１＝０°～６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０以下
　従来、集合組織の解析にはＸ線回折（ＸＲＤ）による極点図が用いられてきた。極点図は、多数の結晶粒に関する統計的な結晶方位分布を表していることから、優先方位の決定に適した方法である。しかしながら、多結晶材料の集合組織は単一の優先方位のみならず、多数の優先方位を示すことが多い。例えば、ある結晶軸の周りに回転した方位群であるαファイバーやγファイバーといった繊維集合組織では、極点図から個々の方位の存在割合を正確に評価することは困難である。そのため、極点図の情報に基づいて３次元結晶方位分布関数を作成し、個々の方位の存在割合を評価する。上記３次元結晶方位分布関数の評価に際し、反射法により得られた（２００）、（２１１）、（１１０）の不完全極点図より、級数展開法にて求める。その結果、上記のようにマルテンサイト相や残留オーステナイト相を含まない鋼組織において、αファイバー（φ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０°～５５°）のうちΦ＝２５°～３５°の範囲での平均結晶方位密度Ｉαが２．０以上４．０以下であり、且つ、γファイバー（φ１＝０°～６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０以下とした場合に、伸びの面内異方性が小さくなることが究明された。集合組織を上記の範囲とした場合に伸びの面内異方性が小さくなる理由は、必ずしも明らかではない。理由としては、圧延方向や、圧延方向に対して９０°の方向の伸びを向上させるγファイバーの存在割合と、圧延方向に対して４５°の方向の伸びを向上させるαファイバー（φ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０°～５５°）のうちのΦ＝２５°～３５°の存在割合のバランスが良いと考えられる。
　次に、本発明者らは、本発明の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延鋼板とし、酸洗後、冷間圧延して冷延鋼板とした後、焼鈍を施して冷延焼鈍鋼板とし、さらに調質圧延を施した。かくして得られた各冷延焼鈍鋼板の１／４板厚位置における板面のＸ線回折結果から求められる結晶方位分布関数（以下、ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎという）を作成し、このＯＤＦから、特に伸びなどの加工性に影響すると考えられるαファイバーと呼ばれる集合組織に注目し、このαファイバーと成形性との関係について調査した。その結果、αファイバーの方位群であるΦ＝０°～５５°のうち、特にΦ＝２５°～３５°の範囲における平均結晶方位密度Ｉα、および、γファイバーの平均結晶方位密度Ｉγが、ΔＥｌと相関が強いことが判明した。本発明では、ΔＥｌの値が－２.０％～２.０％である場合、伸びの面内異方性は小さいとされプレス成形性が良好であると判断した。なお、ΔＥｌは次式（１）で求められる。
ΔＥｌ＝（Ｅｌ０－２Ｅｌ４５＋Ｅｌ９０）／２・・・（１）
ただし、Ｅｌ０、Ｅｌ４５およびＥｌ９０は、冷延焼鈍鋼板から圧延方向に対して０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｄ方向）、９０°方向（Ｃ方向）にＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠してクロスヘッド速度１０ｍｍ／分で引張試験を行って測定した破断伸びの値である。
　このようにして得られた平均結晶方位密度ＩαおよびＩγと、ΔＥｌの絶対値（以下、単に｜ΔＥｌ｜と称することもある。）との関係を図１に示す。図１より、平均結晶方位密度Ｉαが２．０以上４．０以下であり、平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０以下である場合に、｜ΔＥｌ｜の値が２.０％以下という良好な結果が得られた。つまり、αファイバー（φ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０°～５５°）のうちΦ＝２５°～３５°の範囲での平均結晶方位密度Ｉαが２．０以上４．０以下であり、γファイバー（φ１＝０°～６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０以下である集合組織をもつ高強度鋼板が、伸びの面内異方性が小さいことが判明した。したがって、本発明の鋼板は、下記（１）式で示されるΔＥｌが－２.０％以上２.０％以下であることが好ましい。
ΔＥｌ＝（Ｅｌ０－２Ｅｌ４５＋Ｅｌ９０）／２・・・（１）
ただし、Ｅｌ０、Ｅｌ４５およびＥｌ９０は、鋼板の圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向で測定した破断伸びの値とする。
　本発明ではさらに、降伏強度、降伏比について次のような限定を加えることができる。
　降伏強度ＹＰと引張強度ＴＳの比である降伏比ＹＲ（ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳ）が０．７９以上
　降伏比ＹＲは０．７９以上であることが好ましい。なお、降伏強度に対して引張強度が高くなると、プレス荷重が必要以上に高くなり、大型プレス機を導入しなければならなくなる。このため、引張強度ＴＳは５６０ＭＰａ以下であることが好ましい。
　また、降伏強度ＹＰは３００ＭＰａ以上であることが好ましい。降伏強度を高めることによって、製品運搬時や不慮の落下時の変形が抑制される。この効果を得るためには、降伏強度ＹＰが３００ＭＰａ以上であることが好ましい。一方、あまり高すぎるとスプリングバックが大きくなり、部品形状を維持することが困難になるため、４８０ＭＰａ以下であることが好ましい。
　次に、本発明の製造方法を説明する。
　まず、使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましい。なお、造塊法や薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、スラブを製造したあと、一旦室温まで冷却し、その後、再度加熱する従来法に加え、冷却せず温片のまま加熱炉に装入し、熱間圧延する直送圧延や、わずかの保熱を行った後、直ちに熱間圧延する直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　次に、熱間圧延工程の条件について説明する。
　スラブ加熱温度：１１５０℃以上の温度域で６０分以上保持
　スラブ加熱では、Ｎｂ析出物を完全に溶解して、熱間圧延プロセスの仕上圧延工程においてＮｂ析出物を微細析出させて鋼の再結晶を部分的に抑制し、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーを高めるために、加熱温度は高く、また、保持時間は長い方が好ましい。このような観点から、本発明ではスラブ加熱温度１１５０℃以上の温度域で６０分以上保持する。一方、スラブ加熱温度が高すぎたり、保持時間が長すぎる場合、酸化重量の増加に伴うスケールロスが増大するため、加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましく、保持時間は５００分以下であることが好ましい。
　上記の条件で加熱された鋼スラブに、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施す。ここで、鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行えばよい。また、熱間圧延時のトラブルを防止したり、幅方向の温度ムラを改善する目的で、シートバーを加熱するいわゆるシートバーヒータやエッジヒーターを活用することが有効である。
　仕上圧延工程においてＮｂ析出物を微細に析出させるためには、低温で仕上圧延を行うことが好適であり、仕上圧延入側温度が１０５０℃以下であることが好ましい。本発明では、スラブを１１５０℃以上と高温で加熱しているため、仕上圧延入側で１０５０℃まで冷却するために、仕上圧延前にシートバーを水冷することが好ましい。一方で過度の低温化は、熱間圧延時の負荷が高くなるため、９３０℃以上であることが好ましい。
　仕上圧延温度：８２０～９２０℃
　次いで、シートバーを仕上圧延して熱延鋼板とする。このとき、仕上圧延温度、すなわち仕上圧延出側温度（ＦＴ）は８２０～９２０℃とする。これは、冷間圧延および再結晶焼鈍後における伸びの面内異方性に好ましい集合組織を得るためである。ＦＴが８２０℃未満では、熱間圧延時の負荷が高くなるだけでなく、一部の成分系ではフェライト域での圧延となり、集合組織が大きく変化する。一方、ＦＴが９２０℃を超えると、組織が粗大化するだけでなく、オーステナイトが部分再結晶状態で圧延できず、冷延焼鈍後、伸びの面内異方性が大きくなる。このため、仕上圧延温度は８２０～９２０℃、より好ましくは８２０～８９０℃とする。
　仕上圧延の最終パス圧延率：１５～２５％
　仕上圧延中のオーステナイト域での圧延による集合組織形成が、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーを高める。この効果は、仕上圧延の最終パスが最も強く影響する。仕上圧延の最終パス圧延率が１５％未満の場合は、オーステナイト域での圧延による集合組織形成が不十分であり、冷間圧延および焼鈍後のαファイバーが強くならないため、１５％以上とする。一方、２５％超えでは、圧延時の負荷が高くなるため２５％以下とする。
　仕上圧延後水冷開始までの時間：２秒以内
　仕上圧延後、オーステナイトを部分再結晶状態のまま変態させる必要があるため、オーステナイト域での保持は好ましくない。したがって、仕上圧延後には２秒以内に水冷を開始する。より好ましくは、０．５秒以内である。
　仕上圧延後コイル巻取までの冷却速度は、特に規定するものではない。なお、冷却中のオーステナイト域での再結晶抑制のために２０℃／秒以上であることが好ましい。また、過度の冷却は板厚方向、面内方向の温度ムラが生じやすくなるため、２００℃／秒以下であることが好ましい。より好ましくは９９℃／秒以下、さらに好ましくは、４０℃／秒以下である。
　コイル巻取温度（ＣＴ）は、特に規定するものではない。なお、４００℃以上７２０℃以下とすることが好ましい。特に、ＣＴが上限を超えると、結晶粒が粗大化し、強度低下を招くこととなる。
　その後、酸洗、冷間圧延、焼鈍を行うことにより、本発明の高強度鋼板を得ることができる。
　酸洗は、特に規定するものではなく、常法により行う。スケール性欠陥抑制のため、酸洗前にショットブラストやレベリングを施しても良い。
　冷間圧延は、特に規定するものではない。なお、圧延率は３０～８０％とすることが好ましい。圧延率が３０％未満では、焼鈍時の再結晶が不安定になり伸びの低下を招く。また、８０％を超えると、圧延時の負荷が高くなる。
　焼鈍は、特に規定するものではない。なお、連続焼鈍では、焼鈍温度を７００～９００℃とすることが好ましい。焼鈍温度が７００℃未満では十分に再結晶せず、伸びの低下を招く。また、９００℃を超えると、焼鈍時のオーステナイト分率が高くなってαファイバーとγファイバーとのバランスが崩れ、伸びの面内異方性が増大する。バッチ焼鈍の場合は、６００～８００℃とすることが好ましい。６００℃未満では十分に再結晶せず、伸びの低下を招く。また、８００℃を超えると、スティッキングが生じて鋼板形状が劣化する。
焼鈍後の冷却が速い場合には、マルテンサイト相が生成しやすくなるため、５０℃/sec以下の平均冷却速度で冷却することが望ましい。
　以上、本発明の製造方法の基本工程について説明した。なお、次の工程を加えても良い。
　上記の冷延鋼板焼鈍工程の後に電気めっき処理、あるいは溶融めっき処理などの表面処理を施す工程を加えて、鋼板表面にめっき層を形成してもよい。なお、めっき層は純亜鉛めっきや亜鉛系合金めっきに限らず、ＡｌめっきやＡｌ系合金めっきなど、従来鋼板表面に施されている各種めっき層とすることも可能である。また、めっき後に耐食性や耐指紋性を向上させる目的で、化成処理皮膜を塗布してもよい。
　さらに、上記のように製造した冷延焼鈍板あるいはめっき鋼板に、形状矯正、表面粗度等の調整の目的で調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。調質圧延あるいはレベラー加工の伸び率は合計で０．２～１５％の範囲内であることが好ましい。０．２％未満では、形状矯正、粗度調整の所期の目的が達成できない。より好ましくは、１．３％以上である。一方、１５％を超えると、顕著な延性低下をもたらす傾向があるため好ましくない。
　以下、実施例により、本発明をさらに詳しく説明する。
　表１に示す種々の組成になる溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。これらの鋼スラブを表２に示す条件で熱間圧延を施して３．２ｍｍ厚の熱延鋼板とした。これらの熱延鋼板を、酸洗した後、５０％の圧下率の冷間圧延により１．６ｍｍ厚のａｓ　ｒｏｌｌ材とした。次いで、これらのａｓ　ｒｏｌｌ材に連続焼鈍ラインにて、８２０℃で連続焼鈍を施し、１５℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却した。さらに、得られた冷延焼鈍鋼板に伸び率１．３％の調質圧延を施した。また、一部のａｓ　ｒｏｌｌ材は、連続溶融亜鉛めっきラインにて８１０℃での焼鈍後溶融亜鉛めっきを施し、伸び率１．３％の調質圧延を実施した。また、この時の平均冷却速度は１０℃／ｓｅｃであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　かくして得られた冷延焼鈍板、溶融亜鉛めっき鋼板について、引張特性、鋼組織および集合組織を調査した。
　（１）引張特性
　得られた各冷延焼鈍板の圧延方向に対して０°（Ｌ方向）、４５°（Ｄ方向）および９０°（Ｃ方向）方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠してクロスヘッド速度１０ｍｍ／分で引張試験を行い、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。ここで、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、降伏比（ＹＰ／ＴＳ）の代表値は、０°方向から採取した試験片の値とした。降伏強度３００ＭＰａ以上を合格とする。
また、伸びの面内異方性の指標として、ΔＥｌを用いた。このΔＥｌは、伸びの面内異方性を示すものであり、次式（１）より算出した。
ΔＥｌ＝（Ｅｌ０－２Ｅｌ４５＋Ｅｌ９０）／２・・・（１）
ただし、Ｅｌ０、Ｅｌ４５、Ｅｌ９０は、０°（Ｌ方向）、４５°（Ｄ方向）および９０°（Ｃ方向）方向から採取した試験片の伸びを示す。
ΔＥｌが－２.０％～２.０％であれば、伸びの面内異方性に優れていると言える。
　（２）鋼組織、集合組織
（ａ）相の体積分率
　各相の体積分率は、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ　Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により各相の面積率を測定し、その面積率を、体積分率とした。各相の面積率は、得られた各冷延焼鈍板から試験片を採取し、圧延方向に平行な垂直断面（Ｌ断面）について、研磨後ナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、４０００倍で観察して相の種類を同定するとともに、マルテンサイト相の面積率（マルテンサイト分率）を求めた。なお、組織写真で、白いコントラストの付いている粒子をマルテンサイトとした。また、残留オーステナイト相の存在率（残留γ分率）は、板厚１／４面における板面のＸ線回折を行い、α相（２１１）、γ相（２２０）の積分強度を測定し、規格化して求めた。
（ｂ）３次元結晶方位分布関数
　得られた各冷延焼鈍板の板厚１／４面における板面のＸ線回折を行い、反射法により得られた（２００）、（２１１）、（１１０）の不完全極点図より、級数展開法にて３次元結晶方位分布関数を求め、αファイバー（φ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０°～５５°）のうちΦ＝２５°～３５°の範囲での平均結晶方位密度Ｉα、および、γファイバー（φ１＝０°～６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγを求め、評価した。Ｉαが２．０以上４．０以下、Ｉγが２．０以上１０以下である鋼板が、伸びの面内異方性が小さい。
　結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　表３から明らかなように、本発明の鋼板である鋼種Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｈ、Ｉ、Ｎ、Ｏ、Ｒは、ＹＰ≧３００ＭＰａ、ＹＲ≧０．７９と高強度かつ高降伏比鋼板である。そして、マルテンサイト相、残留オーステナイト相を含まず、フェライト＋パーライト＋セメンタイトからなる組織を有している。Ｉαが２．０以上４．０以下、Ｉγが２．０以上１０以下を満たすため、△Ｅｌが－２.０％～２.０％と伸びの面内異方性が小さいことが分かる。また、本発明の鋼板のなかでも、鋼種ＤとＥを比べると、シートバーを水冷して仕上圧延入側温度が１０５０℃以下であり、仕上温度が８９０℃以下である鋼種Ｅのほうが、より伸びの面内異方性が小さいことが分かる。また、本発明の鋼板のなかでも、鋼種ＯとＲを比べると、同成分であるにもかかわらず、鋼種Ｒのほうが低強度で低延性になっている。これは、熱間圧延の冷却速度が高く、組織が不均一になっているためと考えられる。
　一方、本発明の成分範囲から外れる鋼板である鋼種Ａ、Ｊは、ＹＰが３００ＭＰａ未満と低強度になってしまう。また、本発明の成分範囲から外れる鋼板である鋼種Ｇ、Ｋ、Ｌ、Ｍは、集合組織バランスが崩れてしまい、異方性が大きくなってしまう。特に、マルテンサイト相や残留オーステナイト相を含む鋼板である鋼種Ｇは、異方性が大きいだけでなく、ＹＲが低くなってしまう。
　また、本発明の成分範囲内であっても鋼種Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｑは、スラブ加熱温度や冷却開始時間などの製造条件が本発明の範囲を満たしていないため、集合組織バランスが崩れてしまい、異方性が大きくなってしまう。

Claims (7)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０４０～０．０９０％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．５０～０．９９％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．０９％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１５～０．０４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を含まず、鋼板の１／４板厚位置における板面の集合組織において、ＯＤＦ（結晶方位分布関数）で表されるαファイバー（φ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０°～５５°）のうちΦ＝２５°～３５°の範囲での平均結晶方位密度Ｉαが２．０以上４．０以下であり、γファイバー（φ１＝０°～６０°、φ２＝４５°、Φ＝５５°）の平均結晶方位密度Ｉγが２．０以上１０以下である伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
  2. 　下記（１）式で示されるΔＥｌが－２.０％～２.０％である請求項１に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
    ΔＥｌ＝（Ｅｌ０－２Ｅｌ４５＋Ｅｌ９０）／２・・・（１）
    ただし、Ｅｌ０、Ｅｌ４５およびＥｌ９０は、鋼板の圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向で測定した破断伸びの値とする。
  3. 　降伏強度ＹＰと引張強度ＴＳの比である降伏比ＹＲ（ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳ）が０．７９以上である請求項１または２に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
  4. 　表面に亜鉛系めっき皮膜を有する請求項１～３のいずれか１項に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板。
  5. 　請求項１に記載の成分組成を有する鋼スラブを準備し、前記鋼スラブを加熱し、スラブ加熱温度１１５０℃以上の温度域で６０分以上保持した後、粗圧延を行い、その後仕上圧延温度を８２０～９２０℃で仕上圧延の最終パス圧延率を１５～２５％で仕上圧延を行い、仕上圧延後２秒以内に水冷を開始して冷却して、熱延鋼板を製造した後、前記熱延鋼板に酸洗および冷間圧延を施し、その後焼鈍を行う伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
  6. 　前記粗圧延の後、水冷により仕上圧延入側温度を１０５０℃以下とした後、前記仕上圧延を行う請求項５に記載の伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
  7. 　請求項５または６に記載の高強度鋼板の製造方法において、焼鈍後の鋼板に亜鉛めっき処理を施す伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板の製造方法。
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Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20180135146A1 (en) * 2015-05-26 2018-05-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet and method of production of same
US10941461B2 (en) 2016-03-31 2021-03-09 Jfe Steel Corporation Steel sheet, coated steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing coated steel sheet
EP4339304A1 (de) * 2016-09-20 2024-03-20 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zum herstellen von stahlflachprodukten und stahlflachprodukt
JP6414246B2 (ja) 2017-02-15 2018-10-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR102648242B1 (ko) * 2018-12-19 2024-03-18 주식회사 포스코 전기 저항 점용접성이 우수한 고강도 아연도금강판 및 그 제조방법
CN113718167B (zh) * 2020-05-25 2022-07-15 上海梅山钢铁股份有限公司 一种屈服强度330MPa级液晶背板用热镀铝锌钢板

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012021225A (ja) * 2010-06-16 2012-02-02 Nippon Steel Corp 圧延方向に対して４５°の方向の均一伸びが極めて高い高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2013015428A1 (ja) * 2011-07-27 2013-01-31 新日鐵住金株式会社 伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
WO2013047760A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4042560B2 (ja) 2002-12-18 2008-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性に優れ、かつ面内異方性の小さい自動車外板パネル部品用冷延鋼板およびその製造方法
JP2007162089A (ja) * 2005-12-15 2007-06-28 Jfe Steel Kk 燃料タンク用表面処理鋼板の製造方法
JP5217395B2 (ja) * 2007-11-30 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5477002B2 (ja) * 2010-01-13 2014-04-23 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP5678695B2 (ja) 2011-01-31 2015-03-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5533765B2 (ja) * 2011-04-04 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 局部変形能に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012021225A (ja) * 2010-06-16 2012-02-02 Nippon Steel Corp 圧延方向に対して４５°の方向の均一伸びが極めて高い高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2013015428A1 (ja) * 2011-07-27 2013-01-31 新日鐵住金株式会社 伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
WO2013047760A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

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