JP2009019265A - 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】静的引張法で測定された圧延方向のヤング率が高く、かつ加工性、特に穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％ 、Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％を含有し、Ｔｉ、Ｎが、Ｔｉ−４８／１４×Ｎ≧０．０００５を満足し、ポリゴナルフェライト、ベイナイトの一方又は双方の面積率の合計が９８％以上であるミクロ組織を有し、鋼板の表面からの板厚方向の距離が板厚の１／６である位置の、｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が５以下であり、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が５以上であることを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法に関するものである。

鉄のヤング率と結晶方位との相関は非常に強く、例えば、＜１１１＞方向のヤング率は、理想的には２８０ＧＰａを超え、＜１１０＞方向のヤング率は約２２０ＧＰａである。一方、＜１００＞方向のヤング率は、１３０ＧＰａ程度であり、結晶方位によってヤング率は変化する。また、鋼材の結晶方位が、特定の方位への配向を有さない場合、即ち集合組織がランダムである鋼板のヤング率は、約２０５ＧＰａである。

これまでに、鋼板の集合組織を制御し、圧延方向に対して直角な方向（幅方向という。）のヤング率を高めた鋼板に関して、多数の技術が提案されている。また、鋼板の圧延方向と幅方向のヤング率を同時に高める技術については、一定方向への圧延に加え、それと直角方向の圧延を施す厚鋼板の製造方法が提案されている（例えば、特許文献１）。このような、圧延の方向を途中で変化させる方法は、厚鋼板の圧延工程では比較的簡単に行うことができる。

しかし、厚鋼板を製造する場合でも、鋼板の幅及び長さによっては、圧延方向を一定にせざるを得ないこともある。また、特に薄鋼板の場合は、鋼片を連続的に圧延して鋼帯とする連続熱延プロセスによって製造されることが多いため、圧延の方向を途中で変化させる技術は現実的ではない。更に、連続熱延プロセスによって製造される薄鋼板の幅は最大でも２ｍ程度である。高ヤング率鋼板を、自動車の衝突時の補強部材等へ適用することを考えた場合、その成形方法は、プレス加工のみならず、ロール成形により圧延方向に沿って部材が加工されることも考えられるから、圧延方向におけるヤング率を向上させることが必要となる。

このような要求に対して、本発明者らの一部は、鋼板の表層部に剪断歪みを与え、表層部の圧延方向のヤング率を高める方法を提案している（例えば、特許文献２〜５）。特許文献２〜５に提案されている方法によって得られる鋼板は、表層部に圧延方向のヤング率を高める集合組織を発達させたものである。そのため、これらの鋼板は表層部のヤング率が高く、振動法によって測定したヤング率が２３０ＧＰａ超という高い数値を示す。

ヤング率の測定法の一つである振動法は、周波数を変化させながら鋼鈑に曲げ変形を与えて、共振が起こる周波数を求め、それをヤング率に換算する測定方法である。このような方法で測定されたヤング率は動的ヤング率とも呼ばれ、曲げ変形時に得られるヤング率であり、曲げモーメントの大きい表層部の寄与が大きい。

しかし、例えば、長尺の梁や柱などの建材や、自動車の構造部材であるピラーやメンバーのような長尺のフレーム部材に荷重が負荷される場合、これらに作用する応力は引張応力及び圧縮応力であり、曲げ応力ではない。また、自動車の構造部材には衝突安全性の観点から、圧縮変形を受けた際の高い衝撃吸収エネルギー能が要求される。そのため、部材としての衝撃吸収エネルギーを向上させるには、引張応力及び圧縮応力に対する剛性を確保することが必要である。このような要求に対して、部材の長手方向の、引張応力及び圧縮応力に対するヤング率を高めることが有効である。

したがって、このような引張応力及び圧縮応力が作用する部材のヤング率については、振動法ではなく、静的引張法で測定されたヤング率、即ち静的ヤング率を高めることが極めて重要となる。静的ヤング率は、引張試験を行った際に得られる応力―歪曲線の弾性変形領域での傾きから求められるヤング率であり、ヤング率の高い層と低い層の厚みの比のみで決まる材料全体としてのヤング率である。

圧延方向の静的ヤング率を高めるには、表層から板厚方向の深い部位までの集合組織を制御する必要がある。なお、表層から板厚中心部位までの全板厚での集合組織を制御することが、より好ましい。しかし、特許文献２〜５に提案されている方法では、圧延時に板厚の中央部まで剪断歪みを導入することは困難であった。また、成分や製造条件によっては、板厚中心部の集合組織には圧延方向のヤング率を低下させる方位が発達する可能性もある。そのため、振動法で測定したヤング率については、２３０ＧＰａ以上にまで高めることができているものの、静的引張法で測定したヤング率は、必ずしも高いものではない。即ち、静的引張法で測定される圧延方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上である鋼板は存在しなかった。

さらに、自動車用鋼板への適用を念頭にした場合、加工性が重要となる。この場合、最大引張強度は高く、かつ高い均一伸びに加え、優れた伸びフランジ成形性を有することが望ましいが、前記特許文献２〜５には、優れた伸びフランジ成形性を得るための鋼板のミクロ組織及び製造時の冷却条件については開示していない。

特開平４−１４７９１７号公報 特開２００５−２７３００１号公報 国際公開第０６／０１１５０３号 特開２００７−４６１４６号公報 特開２００７−１４６２７５号公報

自動車用鋼板は複雑な形状に加工され、穴広げ加工が施されることがある。本発明は、自動車部材など、長尺で、長手方向の静的引張法で測定されるヤング率が２２０ＧＰａ以上であり、かつ加工性、特に穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法を提供するものである。

結晶方位は通常｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞という表示で示され、｛ｈｋｌ｝が板面方位、＜ｕｖｗ＞が圧延方向を示す。したがって、圧延方向で高いヤング率を得るためには圧延方向の方位である＜ｕｖｗ＞が出来るだけヤング率の高い方向に揃うように制御する必要がある。本発明者らは、この原理に基づき、静的引張法で測定された圧延方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上である高ヤング率鋼板を得るために検討を行った。その結果、圧延方向の静的ヤング率を向上させるには、Ｎｂを添加し、ＴｉとＮを所定量含有させてオーステナイト相（以下、γ相という。）での再結晶を抑制することが重要であり、更にＢを複合添加すると効果が顕著であること、また、熱間圧延においては、圧延温度と、圧延ロールの入側及び出側での板厚と圧延ロールの直径から求められる形状比が重要であり、これらを適正な範囲に制御することによって、鋼板の表面において剪断歪みを付与された層の厚みが増し、表面から板厚方向への距離が板厚の１／６である部位（１／６板厚部という。）の付近に形成される集合組織も最適化されることを新たに見出した。

それと同時に、熱間圧延後、巻取りまでの冷却条件、冷延、焼鈍後の冷却条件を制御することにより、圧延方向のヤング率を低下させることなく、主相をベイナイト、焼戻しベイナイトとするミクロ組織とする、穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板を得ることができることを見出した。

また、熱間加工を受けるγ相の変形挙動に影響を及ぼす積層欠陥エネルギーと変態後の集合組織の間には相関があり、表層から１／６板厚部、及び板厚方向の中央部（１／２板厚部という。）近傍の、集合組織に影響を及ぼす。したがって、表層と板厚中央部の両方において、圧延方向のヤング率が向上する方位を発達させた集合組織を得るには、γ相の積層欠陥エネルギーに影響を及ぼすＭｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒの関係を最適化することが重要であるという知見も得た。

本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ ：０．００５〜０．１００％、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．１０〜３．００％、Ｐ ：０．１５０％以下、Ｓ ：０．０１５０％以下、Ａｌ：０．１５０％以下、Ｎ ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％ 、Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％を含有し、下記（式１）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、ポリゴナルフェライト、ベイナイトの一方又は双方の面積率の合計が９８％以上であるミクロ組織を有し、鋼板の表面からの板厚方向の距離が板厚の１／６である位置の、｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が５以下であり、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が５以上であることを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
Ｔｉ−４８／１４×Ｎ≧０．０００５ ・・・ （式１）
ここで、Ｔｉ、Ｎは各元素の含有量［質量％］である。

（２） 下記（式２）を満足することを特徴とする（１）に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
４≦３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≦１０・・・（式２）
ここで、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。

（３） 質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０．０１〜３．００％、Ｗ ：０．０１〜３．００％、Ｃｕ：０．０１〜３．００％、Ｎｉ：０．０１〜３．００％の１種又は２種以上を含有し、これらの含有量の合計が５．００％以下であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
（４） 質量％で、Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％を含有することを特徴とする（１）〜（３）の何れかに記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
（５） 質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ ：０．００１〜０．１００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（４）の何れかに記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。

（６） 鋼鈑の板厚方向の中央部の、｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）が１５以下、｛２２５｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）が５以上、かつ（Ａ）／（Ｂ）≦１．００を満足することを特徴とする（１）〜（５）の何れかに記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
（７） 鋼鈑の板厚方向の中央部の、｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）が１５以下、｛００１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比との単純平均値（Ｃ）が５以上、かつ（Ａ）／（Ｃ）≦１．１０を満足することを特徴とする（１）〜（６）の何れかに記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
（８） 静的引張法で測定された圧延方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上であることを特徴とする（１）〜（７）の何れかに記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。

（９） （１）〜（８）の何れかに記載の高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率溶融亜鉛メッキ鋼板。
（１０） （１）〜（８）の何れかに記載の高ヤング率鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
（１１） （１）〜（１０）の何れかに記載の高ヤング率鋼板、高ヤング率溶融亜鉛メッキ鋼板又は高ヤング率合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率鋼管。

（１２） （１）〜（５）の何れかに記載の化学成分を有する鋼片に、１１００℃以下、最終パスまでの圧下率を４０%以上とし、下記（式３）によって求められる形状比Ｘが２．３以上である圧延を２パス以上とし、最終パスの温度をＡｒ₃変態点［℃］以上９００℃以下とする熱間圧延を施し、熱間圧延を終了後、５〜１５０℃／ｓの冷却速度で３００℃超〜６５０℃まで冷却して巻き取ることを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板の製造方法。
形状比Ｘ＝ｌ_d／ｈ_m ・・・（式３）
ここで、ｌ_d（圧延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈ_in−ｈ_out）／２）
ｈ_m ：（ｈ_in＋ｈ_out）／２
Ｌ ：圧延ロールの直径
ｈ_in：圧延ロール入側の板厚
ｈ_out：圧延ロール出側の板厚

（１３） 下記（式５）によって計算される有効ひずみ量ε^*が０．４以上となるように前記熱間圧延を行うことを特徴とする請求項１２に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板の製造方法。

ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、ε_jはｊ番目のスタンドで加えられたひずみ、ε_nはｎ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔ_iはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間［ｓ］、τ_iは気体常数Ｒ（＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延温度Ｔｉ［Ｋ］によって下記（式６）で計算できる。

（１４） 前記熱間圧延を実施する際にロール径が７００ｍｍ以下の圧延ロールを少なくとも１つ以上使用することを特徴とする（１２）又は（１３）に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板の製造方法。
（１５） 前記熱間圧延の、少なくとも１パス以上の異周速率を１％以上とすることを特徴とする（１２）〜（１４）の何れかに記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板の製造方法。
（１６） 巻き取り後、さらに、最高加熱温度がＡｃ₁［℃］以下の温度範囲で焼鈍することを特徴とする（１２）〜（１５）の何れかに記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板の製造方法。

（１７） （１２）〜（１６）の何れかに記載の製造方法で製造した穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛メッキを施すことを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
（１８） 前記溶融亜鉛メッキを、熱間圧延に続く連続ラインにて施すことを特徴とする（１７）に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
（１９） （１７）又は（１８）記載の溶融亜鉛メッキを施した後、４５０〜６００℃までの温度範囲で５ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
（２０） （１２）〜（１９）のいずれかに記載の製造方法により得られた高ヤング率鋼板、高ヤング率溶融亜鉛メッキ鋼板又は高ヤング率合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率鋼管の製造方法。

本発明により、静的引張法で測定された圧延方向の静的ヤング率が向上し、かつ加工性、特に穴広げ性の良好な高ヤング率鋼板を得ることができる。

初めに、ヤング率の向上に重要な熱間圧延中の集合組織の形成について説明する。
鋼板の板厚方向で集合組織が変化し、表層と板厚方向の中央部での集合組織が異なる場合、引張変形と曲げ変形では剛性、即ちヤング率が必ずしも一致しない。これは、引張変形の剛性が鋼板の板厚全面の集合組織に影響される特性であり、曲げ変形の剛性が鋼板の表層部の集合組織に影響される特性であることに起因する。

本発明は、表面から板厚方向への距離が板厚の１／６である部位までの集合組織を最適化し、圧延方向のヤング率を高めた鋼板である。したがって、圧延方向のヤング率に寄与する集合組織が、少なくとも、１／８板厚部よりも深い位置である１／６板厚部まで発達している。圧延方向のヤング率を高めた領域の厚みを増すことにより、曲げ変形だけでなく、引張変形及び圧縮変形に対するヤング率も高めることができる。また、表層だけでなく、１／６板厚部まで剪断歪みを導入するため、１パスの熱間圧延の前後の鋼板の板厚と圧延ロールの直径によって決まる形状比を高めることによって製造されるものである。

本発明の鋼板は、少なくとも表層から１／６板厚部までの部位に、圧延方向のヤング率を高める方位を集積させ、ヤング率を低下させる方位の集積を抑制するものであり、表層だけでなく、１／６板厚部までの圧延方向の静的ヤング率が高く、引張変形での剛性が高い。また、表層から１／６板厚部までの部位に、圧延方向のヤング率を高める方位を集積させることで、ヤング率を低下させる方位の集積も抑制されている。

本発明の鋼板は、具体的には、１／６板厚部の、｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が５以下であり、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が５以上である。本発明の鋼板は、熱間圧延において、鋼板の表層から少なくとも１／６板厚部までに剪断力を作用させることによって得られる。

熱間圧延の剪断力を鋼板の１／６板厚部まで作用させるためには、熱間圧延の全パス数のうち、少なくとも２パスで、次式で規定する形状比Ｘが２．３以上を満足する必要があることを本発明者らは見出した。形状比Ｘは、下記（式３）に示すように、ロールと鋼鈑の接触弧張と平均板厚の比である。この形状比Ｘの値が大きいほど、鋼板の板厚方向のより深い部分にまで、剪断力が作用することは、本発明者らが新たに得た知見である。

形状比Ｘ＝ｌ_d／ｈ_m ・・・（式３）
ここで、ｌ_d（圧延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈ_in−ｈ_out）／２）
ｈ_m：（ｈ_in＋ｈ_out）／２
Ｌ：圧延ロールの直径
ｈ_in：圧延ロール入側の板厚
ｈ_out：圧延ロール出側の板厚

上記（式３）によって求められる形状比Ｘが２．３以上であるパス数が１パスでは、剪断歪みが１／６板厚部まで導入されない。そのため、剪断歪みが導入された層（剪断層という。）の厚みが不十分であり、１／６板厚部の近傍での集合組織も劣化し、静的引張法で測定されるヤング率が低下する。したがって、形状比Ｘが２．３以上であるパス数を２パス以上とすることが必要である。このパス数は多い方がより好ましく、全パスの形状比Ｘを２．３以上としても良い。剪断層の厚みを増加させるためには、形状比Ｘの値も大きい方が好ましく、２．５以上、より好ましくは３．０以上とする。

また、形状比Ｘが２．３以上である圧延は、高温で行うと、その後の再結晶によって、ヤング率を高める集合組織が破壊されることがある。そのため、形状比Ｘを２．３以上とするパス数を限定する圧延は、１１００℃以下で行うことが必要である。また、圧延温度が低いほど、形状比の効果が顕著であるため、形状比Ｘが２．３以上である圧延を最終に近い圧延スタンドで行うことが好ましい。

更に、表面から板厚中心までの全厚の集合組織を最適化するために、成分を限定して熱間圧延の加熱によって生成するオーステナイト相の積層欠陥エネルギーを最適な範囲とし、剪断変形が深く入る条件で圧延を行うことが好ましい。これにより、板厚中心部で発達するヤング率を低下させる方位を抑制することもでき、板厚全体としての静的ヤング率を向上させることができる。積層欠陥エネルギーの違いが面心立方構造を有するγ相の加工集合組織に大きな影響を及ぼすことはこれまでにも知られている。また、熱延中にγ相の加工を受けた後、冷却されてフェライト相（α相という。）に変態する際には、α相は変態前のγ相の結晶方位と一定の方位関係を有する方位にフェライト変態する。これは、バリアント選択といわれる現象である。

本発明者らは、熱間圧延によって導入される歪の種類による集合組織の変化が、γ相の積層欠陥エネルギーの影響を受けることを見出した。即ち、剪断歪が導入される表層と、圧縮歪が導入される中心層とでは、γ相の積層欠陥エネルギーによって集合組織が変化する。例えば、積層欠陥エネルギーが高くなると、鋼板の表層部では圧延方向のヤング率を最も高める方位である｛１１０｝＜１１１＞方位の集積度が高くなり、板厚中心部では圧延方向のヤング率を低下させる｛３３２｝＜１１３＞方位が発達する。一方、積層欠陥エネルギーが下がると、表層から１／６板厚部では｛１１０｝＜１１１＞方位の集積度が高まらず、特に１／６板厚部近傍ではヤング率を下げる方位である｛１００｝＜００１＞と＜１１０＞＜００１＞が発達し易くなる。これに対して、積層欠陥エネルギーが下がると、板厚中心部では圧延方向のヤング率に対して比較的有利な方位である｛２２５｝＜１１０＞方位や、｛００１｝＜０１１＞方位と｛１１２｝＜１１０＞方位が発達する。

したがって、静的ヤング率を向上させるためには、板厚表層と中心部の双方のヤング率が高くなる適度な積層欠陥エネルギー範囲に制御すること、具体的には、下記（式２）を満足することが好ましい。
４≦３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≦１０
・・・（式２）
ここで、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。

上記（式２）は、γ相を有するオーステナイト系ステンレスの積層欠陥エネルギーに及ぼす各元素の影響を数値化した式を基に、本発明者らが試験を行って更に検討を加え、修正したものである。具体的には、０．０３％Ｃ−０．１％Ｓｉ−０．５％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００１２％Ｓ−０．０３６％Ａｌ−０．０１０％Ｎｂ−０．０１５％Ｔｉ−０．００１２％Ｂ−０．００１５％Ｎを基本の成分組成とし、Ｍｎ量、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ添加量を種々変化させた場合の、圧延方向の静的ヤング率を調査した。

熱間圧延は、最終パスの温度をＡｒ₃変態点以上、９００℃以下とし、１１００℃から最終パスまでの圧下率を４０％以上とし、形状比を２．３以上とする圧延を２パス以上行った。なお、Ａｒ₃変態温度は、下記（式４）よって計算した。
Ａｒ₃＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ
−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ） ・・・（式４）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉは、各元素の含有量［質量％］であり、含有量が不純物程度である場合は０とする。また、圧延後、７００℃以下での巻き取りを模擬するため、６５０℃で２時間保持する熱処理を行った。

鋼板から、圧延方向を長手方向として、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の１３号試験片を採取し、各鋼板の降伏強度の１／２に相当する引張応力を付与して静的ヤング率の測定を行った。測定は５回行い、応力−歪み線図の傾きに基づいて算出したヤング率のうち、最大値及び最小値を除いた３つの計測値の平均値を静的引張法によるヤング率とした。
結果を図１に示す。図１より本発明者らが見出したこの関係式の値が４以上１０以下の場合には２２０ＧＰａを超える高い圧延方向率静的ヤング率が得られるのに対し、４又は１０超となると値が著しく低下することがわかる。

以下、本発明の鋼板のＸ線ランダム強度比とヤング率について説明する。
１／６板厚部における｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和：
｛１００｝＜００１＞方位及び｛１１０｝＜００１＞方位は、圧延方向のヤング率を著しく低下させる方位である。振動法で鋼板のヤング率を測定する場合には、最表層の集合組織の影響が大きく、板厚方向内部の集合組織の影響は小さい。しかし、静的引張法で鋼板のヤング率を測定する場合には、表層だけでなく、板厚方向の内部の集合組織も影響を及ぼす。

引張法で測定されたヤング率を高めるためには、少なくとも表層から１／６板厚部までのヤング率を高めることが必要である。したがって、引張法で測定された圧延方向のヤング率を高めるためには、１／６板厚部での、｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和を５以下にしなければならない。この観点では３以下であることがより好ましい。

なお、｛１００｝＜００１＞方位及び｛１１０｝＜００１＞方位は、鋼板の表層のみに剪断歪みが付与された際に、１／６板厚部の近傍で発達しやすい。一方、剪断歪みを１／６板厚部の近傍にまで導入させると、この部位での｛１００｝＜００１＞方位及び｛１１０｝＜００１＞方位の発達が抑制され、以下に説明する｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群と｛２１１｝<１１１>方位が発達する。

１／６板厚部における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝<１１１>方位のＸ線ランダム強度比の和：
これらは圧延方向のヤング率を高めるために有効な結晶方位であり、熱延時に導入される剪断歪みによって発達する。１／６板厚部における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝<１１１>方位のＸ線ランダム強度比の和が５以上であることは、鋼板の表面から１／６板厚部まで、圧延方向のヤング率を高める集合組織が発達していることを意味する。これにより、引張法で測定された、圧延方向の静的ヤング率が２２０ＧＰａ以上となる。好ましくは１０以上、さらに好ましくは１２以上である。

｛１００｝＜００１＞方位、｛１１０｝＜００１＞方位、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群及び｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図を基に級数展開法で計算した、３次元集合組織を表す結晶方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ、ＯＤＦという。）から求めればよい。なお、Ｘ線ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。

図２に、本発明の結晶方位が表示されるφ₂＝４５°断面のＯＤＦを示す。図２は、３次元集合組織を結晶方位分布関数によって示すＢｕｎｇｅの表示であり、オイラー角φ₂を４５°とし、特定の結晶方位である（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］を、結晶方位分布関数のオイラー角φ１、Φで示している。図２のΦ＝９０°の軸上の点で示したように、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群は、厳密にはΦ＝９０°、φ₁＝３５．２６〜５４．７４°の範囲を指すものである。しかし、試験片加工や試料のセッティングに起因する測定誤差を生じることがあるため、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値は、図中の斜線部で示した、Φ＝８５〜９０°、φ₁＝３５〜５５°の範囲内での最大のＸ線ランダム強度比とする。

同様の理由から３次元集合組織のφ₂＝４５°の断面において、図２の点で示した位置を中心として、｛２１１｝＜１１１＞方位はφ₁＝８５〜９０°、Φ＝３０〜４０°の範囲、｛１００｝＜００１＞方位はφ₁＝４０〜５０°、Φ＝０〜５°の範囲、｛１１０｝＜００１＞方位はφ₁＝８５〜９０°、Φ＝８５〜９０°の範囲での最大値をそれぞれその方位の強度比として代表させる。

ここで、結晶の方位は通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は個々の結晶面を指す。即ち、本発明においては体心立方構造（ｂｏｄｙ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ、ｂ．ｃ．ｃ．構造という。）を対象としているため、例えば（１１１）、(−１１１)、(１−１１)、(１１−１)、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面は等価であり区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。

なお、ＯＤＦは、対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、一般的にはφ₁＝０〜３６０°、Φ＝０〜１８０°、φ₂＝０〜３６０°で表現され、個々の方位が［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示される。しかし、本発明では、対称性の高いｂ．ｃ．ｃ．構造を対象としているため、Φとφ₂については０〜９０°の範囲で表現される。また、φ₁は計算を行う際に変形による対称性を考慮するか否かによって、その範囲が変化するが、本発明においては、対称性を考慮しφ₁＝０〜９０°で表記する、即ちφ₁＝０〜３６０°での同一方位の平均値を０〜９０°のＯＤＦ上に表記する方式を選択する。この場合は、［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。したがって、例えば、図１に示した、φ₂＝４５°断面におけるＯＤＦの（１１０）[１−１１]のＸ線ランダム強度比は｛１１０｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比である。

Ｘ線回折用試料の作製は次のようにして行う。鋼板を機械研磨や化学研磨などによって板厚方向に所定の位置まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、１／６板厚部が測定面となるように調整する。なお、測定面を正確に１／６板厚部とすることは困難であるので、目標とする位置を中心として板厚に対して３％の範囲内が測定面となるように試料を作製すればよい。また、Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により統計的に十分な数の測定を行っても良い。

板厚方向の、より深い位置まで、｛１００｝＜００１＞方位及び｛１１０｝＜００１＞方位の発達を抑制し、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群及び｛２１１｝＜１１１＞方位を発達させると更にヤング率が向上する。そのため、１／６板厚部よりも深い位置まで、好ましくは１／４板厚部、更に望ましくは１／３板厚部まで表層と同様な集合組織とすることにより、圧延方向の静的ヤング率は著しく向上する。しかし、本発明のように、表層から、通常より深い位置まで剪断歪を導入しても、板厚中心部に剪断歪を導入することは不可能である。そのため、１／２板厚部に、表層と同じ集合組織を発達させることはできず、板厚中心層には表層とは異なる集合組織が発達する。したがって、さらに、静的ヤング率を向上させるためには、表層から１／６板厚部までの集合組織に加えて、１／２板厚部の集合組織も圧延方向のヤング率に対して有利な方位に改善することが好ましい。

板厚中心部における｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）及び｛２２５｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）並びに（Ａ）/（Ｂ）：
｛３３２｝＜１１３＞方位は、板厚中心部に発達する代表的な結晶方位であり、圧延方向ヤング率を下げる方位であるのに対し、｛２２５｝＜１１０＞方位は圧延方向のヤング率に対して比較的有利な方位である。したがって、板厚中心部の圧延方向の静的ヤング率を向上させるためには、板厚中心部での｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）が１５以下、かつ｛２２５｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）が５以上を満足することが好ましい。加えて、圧延方向ヤング率を低下させる方位（Ａ）が、圧延方向のヤング率を向上させる方位（Ｂ）と同等以下にすること、具体的には、（Ａ）/（Ｂ）を１．００以下にすることが好ましい。この観点からは（Ａ）/（Ｂ）を０．７５以下にすることがより好ましく、更に好ましくは０．６０以下である。上記の条件を満足することで動的ヤング率と静的ヤング率の差を１０ＧＰａ以内にすることもできる。

板厚中心部における｛００１｝＜０１１＞方位と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比の単純平均値（Ｃ）並びに（Ａ）／（Ｃ）：
圧延方向の静的ヤング率を２２０ＧＰａ以上にするためには、板厚中心部で発達する圧延集合組織も制御し、この部分の圧延方向のヤング率として２１５ＧＰａを超える値にすることが望ましい。｛００１｝＜０１１＞方位と｛１１２｝＜１１０＞方位は、αファイバーと呼ばれる圧延方向に＜１１０＞方向が揃った代表的な方位である。この方位は、圧延方向のヤング率に対して比較的有利な方位であり、板厚中心部の圧延方向の静的ヤング率を向上させるためには、板厚中心部での｛００１｝＜０１１＞方位と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比の平均値（Ｃ）が５以上を満足することが好ましい。加えて、圧延方向ヤング率を低下させる方位（Ａ）を、圧延方向のヤング率を向上させる方位（Ｃ）と同等以下にすること、具体的には、（Ａ）／（Ｃ）を１．１０以下にすることが好ましい。

１／２板厚部におけるＸ線回折用試料も、１／６板厚部の試料と同様に、研磨して歪みを除去し、１／２板厚部の３％の範囲内が測定面となるように調整して作製すれば良い。なお、板厚中心部で偏析等の異常が認められる場合には板厚の７／１６〜９／１６の範囲内で、偏析部分を避けて試料を作製すれば良い。

しかし、１／６板厚部と同様、試験片加工や試料のセッティング等に起因する測定誤差を生じることがある。そのため、図２に示した３次元集合組織のφ₂＝４５°の断面において、｛００１｝＜１１０＞方位と｛２２５｝＜１１０＞方位は、それぞれ、φ₁＝０〜５°、Φ＝０〜５°の範囲と、φ₁＝０〜５°、Φ＝２５〜３５°の範囲、｛３３２｝＜１１３＞方位はφ₁＝８５〜９０°、Φ＝６０〜７０°の範囲での最大値をそれぞれその方位の強度比として代表させることとする。また、｛１１２｝＜１１０＞方位は、φ１＝０〜５°、Φ＝３０〜４０°の範囲とする。そのため、例えば、φ１＝０〜５°において、Φ＝３０〜３５°の範囲での最大値が、Φ＝２５〜３０°及びΦ＝３５〜４０°よりも大きくなる場合は、｛２２５｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比とを、同じ数値として評価する。

静的引張法によるヤング率の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を用いて、鋼板の降伏強度の１／２に相当する引張応力を付与して行う。即ち、降伏強度の１／２に相当する引張応力を加えて、得られた応力−歪み線図の傾きに基づいて、ヤング率を算出する。測定のバラツキを排除するため、同じ試験片を用いて５回の計測を実施し、得られた結果のうち最大値及び最小値を除いた３つの計測値の平均値として算出した値をヤング率とする。

次に、穴広げ性を優れたものとするための鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の鋼板のミクロ組織において、ポリゴナルフェライトとベイナイトの一方又は双方の面積率の合計は９８％以上である。これにより、優れた穴広げ性を発現する。ポリゴナルフェライトとベイナイトは混在していても構わない。ここで定義するベイナイトとは、形態はベイナイトと類似しているがセメンタイトを含まないか殆ど含まない針状のフェライト組織（アシキュラーフェライト、又はベイニティックフェライトと呼ばれる場合もある）も含める。これに対して、比較的多角形に近い形態をしている粒によって構成されている組織をポリゴナルフェライト組織と呼ぶ（日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会編、「鋼のベイナイト写真集１」、日本鉄鋼協会、１９９２年６月出版、参照）。

ポリゴナルフェライトとベイナイトの一方又は双方の残部は、パーライト、マルテンサイト、セメンタイトの何れか１以上であり、全てを含むこともある。穴広げ性の低下は、硬質のパーライト、マルテンサイト、セメンタイトと、これらよりも軟質のポリゴナルフェライトとベイナイトとの界面でボイドが発生し易いことに起因する。したがって、ポリゴナルフェライトとベイナイトの一方又は双方の体積率の合計を９８％以上とした。また、硬質相が少ないほど、穴広げ性が向上するため、ポリゴナルフェライトとベイナイトの一方又は双方の体積率の合計を、９９．８％以上にすることが更に好ましい。

また、ポリゴナルフェライトとベイナイトの一方又は双方の面積率の合計が９８％以上であっても、残部のうち、特に、セメンタイトの面積率が高くなると、他の硬質組織よりもポリゴナルフェライトとベイナイトとの界面でボイドが発生し易くなる。したがって、セメンタイトの面積率は０％であることが好ましい。

このような組織を得るには、熱延後の冷却中に変態組織制御を行うことが必要である。熱延後の巻取り温度は極めて重要であり、３００℃超〜６５０℃とすることが必要である。巻取り温度の上限を６５０℃とするのは、６５０℃超で巻取ると、ベイナイト組織が生成せずにパーライト組織が生成し、穴広げ性を劣化させてしまうためである。また、下限値を３００℃超としたのは、３００℃以下ではマルテンサイトが生成してしまい穴広げ性を劣化させるためである。マルテンサイトの生成を抑制するには、下限を３５０℃以上にすることが好ましい。

また、熱延後の冷却速度は、パーライトの生成を抑制するために、５℃／ｓ以上にすることが必要である。更に、巻取りまでの冷却時間を短縮し、生産性を向上させるためには、熱延仕上げ後の冷却速度を１０℃／ｓ以上にすることが好ましい。冷却速度の上限は、特に制限に意味は無いが製造上１５０℃／ｓ以上にすることは困難である。なお、冷却速度を５〜１５０℃／ｓとする制御冷却は、水冷、ミスト冷却によって行うことができる。

更に、本発明において鋼組成を限定する理由について説明する。なお、元素の含有量の％は質量％を意味する。

Ｎｂは本発明において重要な元素であり、熱間圧延において、γ相を加工した際の再結晶を著しく抑制し、γ相での加工集合組織の形成を著しく促す。この観点からＮｂは０．００５％以上添加することが必要である。また、０．０１０％以上の添加が好ましく、０．０１５％以上添加することが更に好ましい。しかしながらＮｂの添加量が０．１００％を超えると圧延方向のヤング率が低下するため、上限は０．１００％とする。Ｎｂの添加によって圧延方向のヤング率が低下する理由は定かではないが、Ｎｂがγ相の積層欠陥エネルギーに影響を及ぼしているものと推測される。この観点からは、Ｎｂの添加量を０．０８０％以下とすることが好ましく、０．０６０％以下とすることが更に好ましい。

Ｔｉも本発明において重要な元素である。Ｔｉはγ相高温域で窒化物を形成し、熱間圧延において、γ相を加工した際の再結晶を抑制する。更に、Ｂを添加した場合にはＴｉの窒化物の形成によって、ＢＮの析出が抑制されるため、固溶Ｂを確保することができる。これにより、ヤング率の向上に好ましい集合組織の発達が促進される。この効果を得るためには、Ｔｉを０．００２％以上添加することが必要である。一方、Ｔｉを０．１５０％を超えて添加すると加工性が著しく劣化することからこの値を上限とする。この観点からは０．１００％以下にすることが好ましい。更に好ましくは０．０６０％以下である。

Ｎは不純物であり、下限は特に設定しないが０．０００５％未満とするにはコストが高くなり、それほどの効果が得られないため、０．０００５％以上とすることが好ましい。また、Ｎは、Ｔｉと窒化物を形成し、γ相の再結晶を抑制するため、積極的に添加しても良いが、Ｂの再結晶抑制効果を低減させることから０．０１００％以下に抑える。この観点から好ましくは０．００５０％以下、更に好ましくは０．００２０％以下とする。

更に、ＴｉとＮは、下記（式１）を満足することが必要である。
Ｔｉ−４８／１４×Ｎ≧０．０００５ ・・・ （式１）
ここで、Ｔｉ，Ｎは、これらの元素の含有量〔質量％〕である。
これにより、ＴｉＮ析出によるγ相の再結晶抑制効果が発揮され、かつＢ添加の場合にはＢＮの形成を抑制することができ、ヤング率の向上に好ましい集合組織の発達が促進される。

Ｃは、強度を増加させる元素であり、０．００５％以上の添加が必要である。また、ヤング率の観点からは、Ｃ量の下限を０．０１０％以上とすることが好ましい。これは、Ｃ量が０．０１０％未満に低下するとＡｒ₃変態温度が上昇し、低温での熱延が困難となり、ヤング率が低下することがあるためである。更に、溶接部の疲労特性の劣化を抑制するためには、０．０２０％以上とすることが好ましい。

一方、Ｃ量が０．１００％を超えると溶接性を損なうことがあったり、硬質組織の増加により加工性が極端に劣化することあったりするため、上限を０．１００％とする。また、Ｃ量が０．０８０％を超えると成形性が劣化するため、Ｃ量を０．０８０％以下とすることが好ましい。また、Ｃ量が０．０６０％を超えると圧延方向のヤング率が低下することがあるため、０．０６０％以下とすることが更に好ましい。

Ｓｉは脱酸元素であり、下限は規定しないが、０．００１％未満とするには製造コストが高くなる。また、Ｓｉは、固溶強化により強度を増加させる元素である。そのため、狙いとする強度レベルに応じて積極的に添加しても良いが、添加量が２．５０％超となるとプレス成形性が劣化するため、２．５０％を上限とする。また、Ｓｉ量が多いと化成処理性が低下するので、１．２０％以下とすることが好ましい。更に、溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生ずることがあるため、Ｓｉ量を１．００％以下とすることが好ましい。ヤング率の観点からはＳｉ量を０．６０％以下とすることがより好ましく、更に好ましくは０．３０％以下である。

Ｍｎは、本発明において重要な元素である。Ｍｎは、熱間圧延時に高温に加熱された際、γ相からフェライト相に変態する温度であるＡｒ₃変態点を低下させる元素であり、Ｍｎの添加によって、γ相が低温まで安定になり、仕上圧延の温度を低下させることができる。この効果を得るには、Ｍｎを０．１０％以上添加することが必要である。また、Ｍｎは、後述するように、γ相での積層欠陥エネルギーとの相関があり、γ相での加工集合組織形成及び変態時のバリアント選択に影響を与え、変態後に圧延方向のヤング率を高める結晶方位を発達させ、逆にヤング率を低くする方位の形成は抑制する効果がある。この観点からＭｎを１．００％以上添加することが好ましい。更に好ましくは１．５％以上添加する。一方、Ｍｎの添加量が３．００％を超えても、著しいヤング率向上効果が得られないだけでなく、強度が高くなりすぎて延性が低下するため、上限を３．００％とする。また、Ｍｎ量が２．００％を超えると、亜鉛めっきの密着性が阻害されることがあるので２．００％以下とすることが好ましい。

Ｐは不純物であるが、強度を増加する必要がある場合には積極的に添加しても良い。また、Ｐは熱延組織を微細にし、加工性を向上する効果も有する。ただし、添加量が０．１５０％を超えると、スポット溶接後の疲労強度が劣化し、降伏強度が増加してプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛めっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加工性も劣化する。したがって、その上限を０．１５０％とする。

Ｓは、不純物であり、０．０１５０％超では熱間割れの原因となったり、加工性を劣化させるので、０．０１５０％を上限とする。

Ａｌは脱酸元素であり、下限は特に限定しないが、脱酸の観点からは０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌは変態点を著しく高める元素であり、０．１５０％超を添加すると、低温でのγ域圧延が困難となるので、上限を０．１５０％とする。なお、γ域圧延とは、金属組織がオーステナイト単相である温度で行う熱間圧延である。

更に、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｒｅｍ、Ｖを選択的に添加しても良い。なお、以下に説明する好ましい範囲よりも少量の含有は、特に悪影響を及ぼすことはないので、不純物として許容できる。

板厚表層と中心部の双方の静的ヤング率を高めるためには、下記（式２）を満足するのが好ましい。
４≦３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≦１０
・・・（式２）
ここで、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。なお、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒの添加量が、好ましい下限値未満である場合は、０として上記（式２）の関係式の計算を行う。上記（式２）を満足すると、鋼板の表層の剪断層や板厚の中心部近傍で圧延方向のヤング率を高める方位が集積し、圧延方向のヤング率を低下させる方位の集積が抑制される。

また、上記（式２）の関係式の数値とともに、圧延方向のヤング率が高くなることから、好ましくは４．５以上更に好ましくは５．５以上になるように、Ｍｎ及び、必要に応じてＭｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒの１種又は２種を添加する。ただし、（式２）を満足せず、関係式の値が１０を超えると機械的性質が劣化すると共に、板厚中心部の集合組織が劣化し、圧延方向の静的ヤング率が低下することがあるため、関係式の値を１０以下にすることが好ましい。この観点からは８以下にすることがより好ましい。

Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉは、熱間圧延時のγ相の積層欠陥エネルギーに影響を及ぼす元素であり、１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上添加することが好ましい。なお、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上とＭｎとを複合添加すると、加工集合組織形成に影響を与え、表層から１／６板厚部において、圧延方向のヤング率を高める結晶方位である｛１１０｝＜１１１＞、｛２１１｝＜１１１＞を発達させ、ヤング率を低くする方位である｛１００｝＜００１＞や｛１１０｝＜００１＞の形成を抑制する効果を発現する。

また、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上を、上記（式２）を満足するように、Ｍｎと複合添加することが好ましい。これは、板厚中心部において、圧延方向のヤング率を低下させる｛３３２｝＜１１３＞方位の集積を抑制し、圧延方向のヤング率を高める｛２２５｝＜１１０＞方位や、｛００１｝＜０１１＞方位及び｛１１２｝＜１１０＞方位の集積を高めることができる。特にＭｏ及びＣｕは、上記（式２）の係数が高く、微量添加でもヤング率を高める効果を発揮することから、Ｍｏ及びＣｕの一方又は双方を添加することが更に好ましい。

一方、Ｍｏの添加により、強度が上昇し、加工性を損なうことがあるため、Ｍｏの添加量の上限を１．００％とすることが好ましい。また、コストの観点からは０．５０％以下のＭｏの添加が好ましい。また、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上の上限は、加工性の観点から、３．００％とすることが好ましい。なお、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉの更に好ましい上限は、それぞれ質量％で、１．４０％、０．３５％、１．００％である。

ＢはＮｂと複合添加することによって再結晶を著しく抑制すると共に、固溶状態で焼き入れ性を高める元素であり、オーステナイトからフェライトへの変態時の結晶方位のバリアント選択性に影響を及ぼすと考えられる。したがって、ヤング率を上げる方位である｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群の発達を促すと同時に、ヤング率を下げる方位である｛１００｝＜００１＞方位や｛１１０｝＜００１＞方位の発達を抑制すると考えられる。この観点から０．０００５％以上添加することが好ましい。一方、Ｂを０．０１００％超添加しても更なる効果は得られないため、上限を０．０１００％とする。また、Ｂを０．００５％超添加すると、加工性が劣化することがあるため、０．００５０％以下が好ましい。更に好ましくは０．００３０％以下である。

Ｃａ、Ｒｅｍ及びＶは機械的強度を高めたり材質を改善したりする効果があるので、必要に応じて、１種又は２種以上を含有することが好ましい。Ｃａ及びＲｅｍの添加量が０．０００５％未満、Ｖの添加量が０．００１％未満では十分な効果が得られないことがある。一方、Ｃａ及びＲｅｍの添加量が０．１０００％超、Ｖの添加量が０．１００％超になるように添加すると、延性を損なうことがある。したがって、Ｃａ、Ｒｅｍ及びＶはそれぞれ、０．０００５〜０．１０００％、０．０００５〜０．１０００％及び０．００１〜０．１００％の範囲で添加することが好ましい。

次に、上述の熱間圧延の形状比、熱延後の冷却速度及び巻取り温度以外の製造条件の限定理由について述べる。

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

また、通常、鋼片は鋳造後、冷却し、熱間圧延を行うために、再度、加熱する。この場合、熱間圧延を行う際の鋼片の加熱温度は１１００℃以上とすることが好ましい。これは、鋼片の加熱温度が１１００℃未満であると、熱間圧延の仕上温度をＡｒ₃変態点以上とすることが難しくなるためである。鋼片を効率良く均一に加熱するためには、加熱温度を１１５０℃以上とすることが好ましい。加熱温度の上限は規定しないが、１３００℃超に加熱すると、鋼板の結晶粒径が粗大になり、加工性を損なうことがある。また、溶製した鋼を鋳造後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスを採用しても良い。

本発明の鋼板の製造においては、１１００℃以下での熱間圧延の条件は重要であり、形状比の規定については、上述したとおりである、なお、圧延ロールの直径は、室温で測定したものであり、熱延中の扁平を考慮する必要はない。各圧延ロールの入側及び出側板厚は放射線等を用いてその場で測定してもよいし、圧延荷重より、変形抵抗等を考慮して計算で求めても良い。また、１１００℃を超える温度における熱間圧延は、特に規定せず、適宜行っても構わない。即ち、鋼片の粗圧延については特に限定せず、常法によって行えば良い。

熱間圧延において、１１００℃以下、最終パスまでの圧下率は４０％以上とする。これは、１１００℃超で熱間圧延しても加工後の組織が再結晶し、１／６板厚部における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比を高める効果が得られないためである。

１１００℃以下、最終パスまでの圧下率は、１１００℃における鋼板の板厚と最終パス後の鋼板の板厚との差を、１１００℃における鋼板の板厚で除した値を百分率で表した数値である。この圧下率を４０％以上とするのは、４０％未満では圧延方向のヤング率を高める集合組織が十分発達しないためである。この観点からは５０％以上が好ましい。上限は特に設けないが、１１００℃以下、最終パスまでの圧下率を９５％超にすることは圧延機の負荷を高めるばかりか、集合組織にも変化を及ぼしヤング率が低下し始めることから９５％以下にすることが好ましい。この観点からは９０％以下が更に好ましい。

熱間圧延の最終パスの温度は、Ａｒ₃変態点以上とする。これは、Ａｒ₃変態点未満で圧延すると、１／６板厚部において、圧延方向及び幅方向のヤング率にとって好ましくない｛１１０｝＜００１＞集合組織が発達するためである。また熱間圧延の最終パスの温度が９００℃超では、圧延方向のヤング率の向上に好ましい集合組織を発達させることが困難であり、１／６板厚部における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比が低下する。圧延方向のヤング率を向上させるには、最終パスの圧延温度を低下させることが好ましく、Ａｒ₃変態点以上であることを条件として、好ましくは８５０℃以下、更に好ましくは８００℃以下とする。

なお、Ａｒ₃変態温度は、冷却時の熱膨張変化を測定して求めても良く、下記（式４）よって計算しても良い。
Ａｒ₃＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ
−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ） ・・・（式４）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉは、各元素の含有量［質量％］であり、含有量が不純物程度である場合は０とする。

鋼板の表層から少なくとも１／６板厚部までに、剪断歪を効果的に導入するには、下記（式５）で計算される有効ひずみ量ε*が０．４以上となるようにすることが更に好ましい。

ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、ε_jはｊ番目のスタンドで加えられたひずみ、ε_nはｎ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔ_iはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間［ｓ］、τ_iは気体常数Ｒ（＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延温度Ｔ_i［Ｋ］によって下記（式６）で計算できる。

有効ひずみε*は、熱間圧延の際の転位の回復を考慮した、累積の歪みの指標であり、これを０．４以上とすれば、より効果的に剪断層に導入される歪みを確保できる。有効歪みε*が高いほど剪断層の厚みが増し、ヤング率の向上に好ましい集合組織が発達するので、０．５以上が好ましく、０．６以上であればより好ましい。

有効ひずみε*を０．４以上とする場合には、効果的に剪断層に歪みを導入するため、圧延ロールと鋼板との摩擦係数を０．２超とすることが好ましい。摩擦係数は、圧延荷重、圧延速度、潤滑剤の種類、量を制御して、調整することができる。

熱間圧延を実施する際には圧延ロールの異周速率が１％以上の異周速圧延を少なくとも１パス以上施すと表層近傍での集合組織形成が促進されるため、異周速圧延を実施しない場合の本発明以上にヤング率が向上する。この観点から異周速率は１％以上とし、望ましくは異周速率５％以上、更に望ましくは異周速率１０％以上の異周速圧延を施すことが望ましい。異周速率及び異周速圧延パス数の上限は特に規定しないが、上記の理由からいずれも大きい方が大きなヤング率向上効果が得られることは言うまでもない。しかし、５０％以上の異周速率は現状困難であり、仕上熱延パスは通常８パス程度までである。

ここで本発明における異周速率とは、上下圧延ロールの周速差を低周速側ロールの周速で除した値を百分率で表示したものである。また、本発明の異周速圧延は、上下ロール周速のいずれが大きくてもヤング率向上効果に差はない。

また、仕上熱延に使用する圧延機にロール径が７００ｍｍ以下のワークロールを一つ以上使用すると表層近傍での集合組織形成が促進されるため、使用しない場合の本発明以上にヤング率が向上することからロール径７００ｍｍ以下のワークロールを使用することが望ましい。この観点から、ワークロール径は７００ｍｍ以下とし、６００ｍｍ以下であることが望ましく、５００ｍｍ以下とすることが更に望ましい。ワークロール径の下限は特に規定しないが、３００ｍｍ以下になると通板制御が困難になる。小径ロールを使用するパス数の上限は特に規定しないが、前述のように仕上熱延パスは通常８パス程度までである。

熱延鋼板には、材質を制御するために焼鈍を施しても良いが、焼鈍の最高加熱温度はＡｃ₁［℃］以下とすることが好ましい。これは、熱延鋼板をＡｃ₁［℃］超に加熱すると、組織の一部又は全部がオーステナイト化して熱延で得られた集合組織が破壊され、圧延方向のヤング率が低下することがあるためである。最高加熱温度に到達後、直ちに冷却しても良いが、鋼板の温度を均一にするには、３０秒以上保持することが好ましい。鋼板の材質の均質性と生産性を両立するには、保持時間を３００ｓ以上６００ｓ以下とすることが更に好ましいが、加熱温度で６００秒以上保持しても構わない。焼鈍の際の昇温速度及び冷却速度に制約はない。

また、熱延鋼板には、必要に応じて酸洗、インライン又はオフラインによる圧下率１０％以下のスキンパスを施しても良い。

熱延鋼板には溶融亜鉛メッキ又は合金化溶融亜鉛メッキを施してもよい。鋼板を焼鈍する場合は、冷却後、連続する溶融亜鉛メッキラインにて、そのまま溶融亜鉛メッキを施してもよい。亜鉛メッキの組成は特に限定するものではなく、亜鉛のほか、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉなどを必要に応じて添加しても構わない。

合金化熱処理は、溶融亜鉛メッキを施した後に、４５０〜６００℃の範囲内で行う。４５０℃未満では合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では過度に合金化が進行し、メッキ層が脆化するため、プレス等の加工によってメッキが剥離するなどの問題を誘発する。合金化処理の時間は、５ｓ以上とする。５ｓ未満では合金化が十分に進行しない。上限は特に定めないが、メッキ密着性を考慮すると１０ｓ程度とすることが好ましい。

また、上記の熱延鋼板にはＡｌ系メッキや各種電気メッキを施しても構わない。さらに熱延鋼板及び各種メッキ鋼板には有機皮膜、無機皮膜、各種塗料などの表面処理を目的に応じて行うことができる。

本発明の高ヤング率鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を圧延方向が鋼管の長手方向との間の角度が０〜３０°以内になるように巻いて鋼管にすると、鋼管の長手方向のヤング率が高い高ヤング率鋼管を製造することができる。圧延方向と平行に巻くのが最もヤング率が高くなることからこの角度は出来るだけ小さいことが好ましい。この観点から、１５°以下の角度で巻くことが更に好ましい。圧延方向と鋼管の長手方向の関係が満足されていれば、造管方法はＵＯ管、電縫溶接、スパイラル等、任意の方法をとることができる。もちろん、ヤング率の高い方向を鋼管の長手方向に平行に限定する必要はなく、用途に応じて任意の方向にヤング率の高い鋼管を製造しても何ら問題はない。

次に本発明を実施例にて説明する。

表１に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造した。表１の式１は、Ｔｉ及びＮの含有量［質量％］によって計算した、下記（式１）の左辺の値であり、式２は、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］によって計算した、下記（式２）の左辺の値である。
Ｔｉ−４８／１４×Ｎ≧０．０００５ ・・・ （式１）
３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≧４
・・・ （式２）
Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒの含有量が不純物程度である場合、例えば、表１のＭｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒが空欄である場合は０として上記（式２）の左辺を計算した。

鋼片を加熱して、熱間で粗圧延に続いて、表２，３に示す条件で仕上圧延を行った。仕上圧延のスタンドは全６段からなり、ロール径は６５０〜８３０ｍｍである。また最終パス後の仕上板厚は１．６ｍｍ〜１０ｍｍとした。更に、表２，３において、ＳＲＴ［℃］は鋼片の加熱温度、ＦＴ［℃］は圧延の最終パス後、即ち仕上出側の温度、ＣＲ［℃／ｓ］は冷却中の平均冷却速度であり、ＣＴ［℃］は巻取り温度である。

圧下率は、１１００℃における板厚と仕上板厚との差を１１００℃における板厚で除した値であり、百分率として示した。また、形状比の合否欄には、各パスの形状比の少なくとも２つ以上が２．３を超えている場合は○、超えていない場合は×を示した。

また、これらの鋼板のうち、熱間圧延終了後に溶融亜鉛めっきを施した場合は、「溶融」、５２０℃で１５秒の合金化溶融亜鉛めっきを施した場合は、「合金」と表記した。なお、Ａｒ₃、Ａｃ₁は、鋼板より試料を採取し、熱膨張計を用い、昇温速度及び冷却速度を１０[℃/ｓ]として加熱及び冷却した際の試験片の熱膨張変化を測定することで求めた。

得られた鋼板の組織観察を光学顕微鏡によって行い画像解析によってフェライト面積率、ベイナイト面積率を求めた。更に、残部組織の確認は、光学顕微鏡によって行った。Ｖ_α［％］はポリゴナルフェライトの面積率、Ｖ_B［％］はベイナイトの面積率である。Ｖ_α［％］とＶ_B［％］の合計を１００から除した値が残部の面積率であり、残部の欄には、マルテンサイトをＭ、パーライトをＰ、セメンタイトをＣとして示した。

また、鋼板の１／６板厚部の｛１００｝＜００１＞及び｛１１０｝＜００１＞方位並びに｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群及び｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比を、以下のようにして測定した。まず、鋼板を機械研磨及びバフ研磨後、更に電解研磨して歪みを除去し、１／６板厚部が測定面となるように調整した試料を用いて、Ｘ線回折を行った。なお、特定の方位への集積を持たない標準試料のＸ線回折も同条件で行った。次に、Ｘ線回折によって得られた｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図を基に級数展開法でＯＤＦを得た。このＯＤＦから、｛１００｝＜００１＞及び｛１１０｝＜００１＞方位並びに｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比を求めた。

鋼板の１／２板厚部の、｛３３２｝＜１１３＞方位及び｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比は、１／６板厚部の試料と同様にして、１／２板厚部が測定面となるように調整した試料を用いて、Ｘ線回折を行い、ＯＤＦから求めた。

得られた鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、引張強度を測定した。穴広げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法に従って評価した。ヤング率の測定は静的引張法と振動法の両法により測定した。

静的引張法によるヤング率の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を用いて、鋼板の降伏強度の１／２に相当する引張応力を付与して行った。測定は５回行い、応力−歪み線図の傾きに基づいて算出したヤング率のうち、最大値及び最小値を除いた３つの計測値の平均値を静的引張法によるヤング率とし、引張ヤング率として表４，５に示した。

振動法はＪＩＳ Ｚ ２２８０に準拠した常温での横共振法にて行った。即ち試料を固定せずに振動を加え、発振機の振動数を徐々に変化させて一次共振振動数を測定し、その振動数より動的ヤング率を計算によって求めた。

結果を表４，５に示す。なお、ヤング率の欄のＲＤは圧延方向（Ｒｏｌｌｉｎｎｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）、ＴＤは圧延方向と直角の方向である幅方向（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）をそれぞれ意味する。また、表１〜１１において、下線は本発明範囲外又は好ましい範囲外であることを意味する。

表４，５から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延した場合には、圧延方向、圧延直角方向のいずれも静的引張法によるヤング率が２２０ＧＰａ超とすることができ、かつ高い強度‐穴広げ値バランスを満足することができた。特に、板厚中心層の集合組織の条件を同時に満足する場合には静的引張法によるヤング率が高く、かつ振動法との差が小さくなることが分かる。

一方、熱延Ｎｏ．３４〜４１は、化学成分が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．Ｙ〜ＡＥを用いた比較例である。熱延Ｎｏ．３４及び３５は、Ｃ量が多い鋼Ｎｏ．Ｙを用いた例であり、それぞれ、パーライト、セメンタイトの面積率が増加したため、加工性が劣化している。熱延Ｎｏ．３６は、Ｓｉが過剰に添加した鋼Ｎｏ．Ｚを用いた例であり、加工性が劣化している。熱延Ｎｏ．３７は、Ｍｎ量が過剰である鋼Ｎｏ．ＡＡを用いた例であり、偏析によって穴広げ性が劣化している。

熱延Ｎｏ．３８は、（式１）を満足しない鋼Ｎｏ．ＡＢを用いた例であり、ＴｉＮの析出が不十分になり、ヤング率の向上に有利な集合組織が発達せず、圧延方向のヤング率が低下している。また、熱延Ｎｏ．３９は、Ｎｂを含有しない鋼Ｎｏ．ＡＣを用いた例であり、熱延Ｎｏ．４０は、Ｔｉを含有しない鋼Ｎｏ．ＡＤを用いた例であり、熱延Ｎｏ．４１は、Ｎｂ及びＴｉを含有しない鋼Ｎｏ．ＡＥを用いた例である。これらは、十分な再結晶抑制効果が得られず、ヤング率向上に好ましい集合組織が発達しなかったため、圧延方向のヤング率が低下した例である。

また、熱延Ｎｏ．３、９、１３、１６、１８、２０、２８は、成分が本発明の範囲内である鋼Ｂ、Ｆ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｓを用い、製造条件を本発明の範囲外とした比較例である。熱延Ｎｏ．３は巻取り温度が高いため、熱延Ｎｏ．２８は冷却速度が低いため、パーライトが増加して、強度と穴広げ率のバランスの指標であるＴＳ×λの値が低下した例である。熱延Ｎｏ．１３は、巻取り温度が低いためマルテンサイトが増加し、ＴＳ×λが低下した例である。

更に、熱延Ｎｏ．９は、ＦＴ［℃］をＡｒ₃より低くした例であり、｛１１０｝＜００１＞方位の集積度が上がったため、圧延方向のヤング率が低下している。熱延Ｎｏ．２０はＦＴ［℃］が高く、１／６板厚部において、圧延方向のヤング率の向上に好ましい｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比と｛２１１｝＜１１１＞方位の和が低下し、板厚方向の全てにおいて集合組織が発達しないことから、幅方向のヤング率も低下している。熱延Ｎｏ．１６は、熱間圧延の圧下率が小さく、圧延中に十分なせん断歪が導入されず、集合組織が発達しなかったためヤング率が低下した例である。また、熱延Ｎｏ．１８のように、形状比が２．３以上であるパスが少ないと振動法では高いヤング率が得られても、静的引張法で測定したヤング率は低下している。

表１に示した鋼ＡとＥを用いて、表６に示す条件で熱間圧延を行った。表６に示した熱延Ｎｏ．４３及び４６〜４８は、全６段からなる仕上げ圧延スタンドの最終の３段、即ち、４パス、５パス及び６パスでの異周速率を変化させた異周速圧延を行った例である。なお、表６で表示されていない熱延条件は全て実施例１と同様である。また、熱延Ｎｏ．４５、４６及び４８は、有効ひずみε*を０．４以上とした例である。

実施例１と同様に、引張特性、穴広げ試験、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定を行った。結果を表７に示す。これから明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際に１％以上の異周速圧延を１パス以上加えると、表層近傍での集合組織形成が促進され、更にヤング率が向上する。

また、熱延Ｎｏ．４５は普通圧延であるが、有効ひずみを０．４以上とすることでヤング率が向上している。熱延Ｎｏ．４８は異周速圧延を行い、更に有効ひずみを０．４以上とすることで２４０ＧＰａ程度の非常に高いヤング率に達する。

表１に示した鋼Ｊを用いて、表８に示す条件で熱間圧延を行った。表９に示した熱延Ｎｏ．５１〜５３は、全６段からなる仕上げ圧延スタンドの最終の３段、即ち、４パス、５パス及び６パスで、直径７００ｍｍ以下のロールを使用して圧延を行った例である。なお、表８で表示されていない熱延条件は全て実施例１と同様である。また、熱延Ｎｏ．４８、５１は、有効ひずみε*を０．４以上とした例である。

実施例１と同様に、引張特性、穴広げ試験、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定を行った。結果を表９に示す。これから明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を熱間圧延する際に小径ロールを使用することで、表層のせん断ひずみ量が増加し、よりヤング率を高めることが可能となる。

また、熱延Ｎｏ．５０は中径ロールを用いた圧延であるが、有効ひずみを０．４以上とすることでヤング率が向上している。熱延Ｎｏ．５３は小径ロールによる圧延を行い、更に有効ひずみを０．４以上とすることで圧延方向のヤング率が２４０ＧＰａ程度の非常に高い値に達する。

鋼Ｎｏ．Ｋの発明例である熱延Ｎｏ．１７の熱延鋼板、有効ひずみを０．４以上とした熱延Ｎｏ．４３の熱延鋼板、異周速圧延を行った熱延Ｎｏ．４５の熱延鋼板、及び小径ロールにより圧延を行った熱延Ｎｏ．５０を用いて、表１０に示す条件で連続式焼鈍炉又はバッチ式焼鈍炉を用いて熱延板焼鈍を行った。実施例１と同様に、ミクロ組織、引張特性、穴広げ試験、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定及び穴広げ試験を行った。結果を表１１に示す。

焼鈍Ｎｏ．１〜７に示したように、本発明の熱間圧延条件によって製造された熱延鋼板に、更に焼鈍を行うことにより、高いヤング率を保ったまま、更に加工性、特に穴広げ性を高めることが可能となる。一方、焼鈍Ｎｏ．８は、鋼Ｎｏ．Ｋの比較例である熱延Ｎｏ．１８の熱延鋼板を用いた例である。焼鈍Ｎｏ．８は、熱延板の熱延条件が適切でないため、適正な条件で焼鈍しても圧延方向のヤング率は２２０ＧＰａ未満である。

また、焼鈍Ｎｏ．９〜１１に示したように、異周速圧延や小径ロールを用いた圧延、有効ひずみの高い熱延鋼板でも、適切な条件で焼鈍することにより、高いヤング率を保ったまま、穴広げ性を高めることができる。

表１２に示す組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、鋼片を加熱して、熱間で粗圧延に続いて、表１３に示す条件で仕上圧延を行った。仕上圧延のスタンドは全６段からなり、ロール径は７００〜８３０ｍｍである。また最終パス後の仕上板厚は１．６ｍｍ〜１０ｍｍとした。式１の欄の「−」は、Ｔｉを添加していない比較例であることを意味する。表１３の「溶融」は、熱間圧延終了後に溶融亜鉛めっきを施した鋼板であり、「合金」は、溶融亜鉛めっき後、更に、５２０℃で１５秒の合金化処理を施した鋼板である。Ａｒ₃、Ａｃ₁は、実施例１と同様にして、熱膨張計を用いて測定した。

実施例１と同様にして、得られた鋼板の引張強度、穴広げ試験及びヤング率の測定を行い、鋼板の１／６板厚部及び鋼板の１／２板厚部の集合組織を測定した。なお、１／２板厚部では、｛００１｝＜０１１＞方位と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比も測定し、平均値を求めた。

結果を表１４に示す。表１４から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延した場合には、圧延方向、圧延直角方向のいずれも静的引張法によるヤング率が２２０ＧＰａ超とすることができた。特に、板厚中心層の集合組織の条件を同時に満足する場合には静的引張法によるヤング率が高く、かつ振動法との差が小さくなることが分かる。

一方、熱延Ｎｏ．７５〜７８は、化学成分が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．ＡＴ〜ＡＶを用いた比較例である。熱延Ｎｏ．７５は、Ｔｉ量が少ない鋼ＡＴを用いた例であり、熱延Ｎｏ．７６は、Ｎｂ量が少ない鋼ＡＵを用いた例であり、ヤング率が低い。熱延Ｎｏ．７７は、Ｃ量が多い鋼ＡＶを用いた例であり、パーライト分率が高いため、穴広げ性が低下している。

一方、熱延Ｎｏ．５５、５７は、熱間圧延の条件が本発明の範囲外である比較例である。熱延Ｎｏ．５５は形状比Ｘが２．３以上を満足するパスが一パスであるため、せん断歪みが十分に鋼板に導入されず、ヤング率が低い。熱延Ｎｏ．５７は１１００℃以下、最終パスまでの圧下率が４０％未満であるため、集合組織が発達せず、ヤング率が低い。

一方、熱延Ｎｏ．５９、６８、７４は、熱間圧延仕上げ温度（ＦＴ）、又は巻取り温度（ＣＴ）が本発明の範囲外である比較例である。熱延Ｎｏ．５９は、ＦＴが高く、ヤング率を高める結晶方位の集積が不十分になり、ヤング率が低い。熱延Ｎｏ．６８は、ＣＴが高く、パーライト組織分率が高いため、熱延Ｎｏ．７４は、ＣＴが低く、マルテンサイト組織分率が高いため、何れも、穴広げ性が低下している。

表１２に示した鋼ＡＩとＡＬを用いて、表１５に示す条件で熱間圧延を行った。表１５に示した熱延Ｎｏ．７９及び８２〜８４は、全６段からなる仕上げ圧延スタンドの最終の３段、即ち、４パス、５パス及び６パスでの異周速率を変化させた異周速圧延を行った例である。なお、表１５で表示されていない熱延条件は全て実施例５と同様である。また、熱延Ｎｏ．８１、８２及び８４は、有効ひずみε*を０．４以上とした例である。

実施例１と同様に、引張特性、穴広げ試験、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定を行った。結果を表１６に示す。これから明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際に１％以上の異周速圧延を１パス以上加えると、表層近傍での集合組織形成が促進され、更にヤング率が向上する。

また、熱延Ｎｏ．８１は、有効ひずみを０．４以上とした例であり、ヤング率が向上している。熱延Ｎｏ．８４は異周速圧延を行い、更に有効ひずみを０．４以上とした例であり、２４０ＧＰａ程度の非常に高いヤング率に達する。

表１２に示した鋼ＡＦを用いて、表１７に示す条件で熱間圧延を行った。表１７に示した熱延Ｎｏ．８７〜８９は、全６段からなる仕上げ圧延スタンドの最終の３段、即ち、４パス、５パス及び６パスで、直径７００ｍｍ以下のロールを使用して圧延を行った例である。なお、表１７で表示されていない熱延条件は全て実施例５と同様である。また、熱延Ｎｏ．８６、８９は、有効ひずみε*を０．４以上とした例である。

実施例１と同様に、引張特性、穴広げ試験、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定を行った。結果を表１８に示す。これから明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を熱間圧延する際に小径ロールを使用することで、表層のせん断ひずみ量が増加し、よりヤング率を高めることが可能となる。

また、熱延Ｎｏ．８６は、有効ひずみを０．４以上とすることでヤング率が向上した例である。熱延Ｎｏ．８９は小径ロールによる圧延を行い、更に有効ひずみを０．４以上とした例であり、圧延方向のヤング率が２４０ＧＰａ程度の非常に高い値に達する。

（式２）とヤング率との関係を示す図である。 φ２＝４５°断面でのＯＤＦと主な方位を示す図である。

Claims (20)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．００５〜０．１００％、
   Ｓｉ：２．５０％以下、
   Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
   Ｐ ：０．１５０％以下、
   Ｓ ：０．０１５０％以下、
   Ａｌ：０．１５０％以下、
   Ｎ ：０．０１００％以下、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１００％ 、
   Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％
   を含有し、下記（式１）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、ポリゴナルフェライト、ベイナイトの一方又は双方の面積率の合計が９８％以上であるミクロ組織を有し、鋼板の表面からの板厚方向の距離が板厚の１／６である位置の、｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が５以下であり、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が５以上であることを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
   Ｔｉ−４８／１４×Ｎ≧０．０００５ ・・・ （式１）
   ここで、Ｔｉ、Ｎは各元素の含有量［質量％］である。
2. 下記（式２）を満足することを特徴とする請求項１に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
   ４≦３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≦１０・・・（式２）
   ここで、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。
3. 質量％で、
   Ｍｏ：０．０１〜１．００％
   Ｃｒ：０．０１〜３．００％、
   Ｗ ：０．０１〜３．００％、
   Ｃｕ：０．０１〜３．００％、
   Ｎｉ：０．０１〜３．００％
   の１種又は２種以上を含有し、これらの含有量の合計が５．００％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
4. 質量％で、
   Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％
   を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
5. 質量％で、
   Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、
   Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、
   Ｖ ：０．００１〜０．１００％
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
6. 鋼鈑の板厚方向の中央部の、｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）が１５以下、｛２２５｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）が５以上、かつ（Ａ）／（Ｂ）≦１．００を満足することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
7. 鋼鈑の板厚方向の中央部の、｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）が１５以下、｛００１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比との単純平均値（Ｃ）が５以上、かつ（Ａ）／（Ｃ）≦１．１０を満足することを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
8. 静的引張法で測定された圧延方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板。
9. 請求項１〜８の何れか１項に記載の高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率溶融亜鉛メッキ鋼板。
10. 請求項１〜８の何れか１項に記載の高ヤング率鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
11. 請求項１〜１０の何れか１項に記載の高ヤング率鋼板、高ヤング率溶融亜鉛メッキ鋼板又は高ヤング率合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率鋼管。
12. 請求項１〜５の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片に、１１００℃以下、最終パスまでの圧下率を４０%以上とし、下記（式３）によって求められる形状比Ｘが２．３以上である圧延を２パス以上とし、最終パスの温度をＡｒ₃変態点［℃］以上９００℃以下とする熱間圧延を施し、熱間圧延を終了後、５〜１５０℃／ｓの冷却速度で３００℃超〜６５０℃まで冷却して巻き取ることを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板の製造方法。
    形状比Ｘ＝ｌ_d／ｈ_m ・・・（式３）
    ここで、ｌ_d（圧延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈ_in−ｈ_out）／２）
    ｈ_m ：（ｈ_in＋ｈ_out）／２
    Ｌ ：圧延ロールの直径
    ｈ_in：圧延ロール入側の板厚
    ｈ_out：圧延ロール出側の板厚
13. 下記（式５）によって計算される有効ひずみ量ε^*が０．４以上となるように前記熱間圧延を行うことを特徴とする請求項１２に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板の製造方法。
    

    

    ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、ε_jはｊ番目のスタンドで加えられたひずみ、ε_nはｎ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔ_iはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間［ｓ］、τ_iは気体常数Ｒ（＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延温度Ｔｉ［Ｋ］によって下記（式６）で計算できる。
    

    
14. 前記熱間圧延を実施する際にロール径が７００ｍｍ以下の圧延ロールを少なくとも１つ以上使用することを特徴とする請求項１２又は１３に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板の製造方法。
15. 前記熱間圧延の、少なくとも１パス以上の異周速率を１％以上とすることを特徴とする請求項１２〜１４の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板の製造方法。
16. 巻き取り後、さらに、最高加熱温度がＡｃ₁［℃］以下の温度範囲で焼鈍することを特徴とする請求項１２〜１５の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板の製造
    方法。
17. 請求項１２〜１６の何れか１項に記載の製造方法で製造した穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛メッキを施すことを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
18. 前記溶融亜鉛メッキを、熱間圧延に続く連続ラインにて施すことを特徴とする請求項１７に記載の穴広げ性に優れた高ヤング率溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
19. 請求項１７又は１８記載の溶融亜鉛メッキを施した後、４５０〜６００℃までの温度範囲で５ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
20. 請求項１２〜１９のいずれか１項に記載の製造方法により得られた高ヤング率鋼板、高ヤング率溶融亜鉛メッキ鋼板又は高ヤング率合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする穴広げ性に優れた高ヤング率鋼管の製造方法。

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