WO2021205943A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2021205943A1
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hot
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泰明 田中
仁之 二階堂
裕之 川田
杉浦　夏子
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Nippon Steel Corp
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    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
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    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet.
  • the high-strength steel sheets to be applied are required to have excellent formability.
  • most of the lid members include draw-molded processed elements in the corners (corner ends), door handle embossed portions, etc. Therefore, the material steel plate is required to have high strength and a high r value.
  • Patent Document 1 discloses a cold-rolled steel sheet in which the contents of Al and Nb are controlled in relation to the contents of N and C, respectively, and P, Si and Mn are added.
  • Patent Document 2 proposes a high-strength steel plate composed of a ferrite phase and a hard second phase, which are excellent in r value and hole expandability.
  • Patent Document 3 discloses a high-strength steel plate in which the ratio of the accumulated strength of ⁇ -fiber to the accumulated strength of ⁇ -fiber is 1 or more.
  • Patent Document 4 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet having crystal orientations integrated in ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> and having excellent rigidity, deep drawing property, and hole expansion property.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 56-139654 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-264323 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2016-141859 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2009-114523
  • the strength (TS) of the steel sheet obtained by the technique of Patent Document 1 remains less than 500 MPa. Further, in the technique of Patent Document 2, it is necessary to reduce the carbon content in order to develop ⁇ -fiber, and the obtained strength remains at about 650 MPa.
  • Patent Document 3 discloses a high-strength steel sheet of 780 MPa class. However, in order to obtain the steel sheet disclosed by this technique, it is indispensable to perform annealing twice to create an texture and a high-strength structure after cold rolling, which causes a problem that the cost increases. Further, Patent Document 4 discloses a steel sheet having a tensile strength of 890 MPa or more, a high average r value and Young's modulus, and excellent hole expandability. However, since it is necessary to contain expensive Mo and W as essential elements in order to obtain a desired texture, there is a problem that the alloy cost and the hot spread load increase, and there is room for improvement. ..
  • lid members generally have a shape similar to a large rectangle. From the viewpoint of ensuring the material yield, it is common to collect the member from the material steel sheet so that the longitudinal direction of the member and the rolling direction or the width direction of the material steel sheet coincide with each other. As described above, since most of the lid members include draw-molded processing elements in the corners, the r value in the 45 ° direction with respect to the rolling direction (hereinafter, also referred to as “r 45 value”) is increased. Is especially important.
  • the present invention solves the above problems, and an object thereof is to provide a steel sheet having high tensile strength, r 45 values, and the ultimate deformability.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the following steel sheets are the gist of the present invention.
  • the chemical composition is mass%. C: 0.03 to 0.25%, Si: 0.1-2.0%, Mn: 1.0-3.0%, P: 0.200% or less, S: 0.0500% or less, Al: 0.01-1.00%, N: 0.0100% or less, Ti: 0.01-0.25%, Remaining: Fe and impurities,
  • the metal structure is% of the area, Ferrite: Contains 50-85%
  • the balance is one or more selected from martensite, bainite and retained austenite.
  • the integrated intensity of ⁇ -fiber exceeds 4.0 times in random intensity ratio, and the average KAM value of crystal grains having a crystal orientation within 10 ° from the ⁇ -fiber is 1.30 ° or less. Steel plate.
  • the chemical composition is, instead of a part of the Fe, in mass%.
  • Cr 0.50% or less
  • Ni 0.50% or less
  • Cu 0.50% or less
  • the chemical composition is, instead of a part of the Fe, in mass%.
  • Nb 0.050% or less
  • V 0.15% or less
  • Zr 0.15% or less
  • Mo 0.15% or less
  • W 0.15% or less
  • the chemical composition is, instead of a part of the Fe, in mass%. Contains at least 0.100% in total of one or more selected from Sn, Sb and Te.
  • the steel sheet according to any one of (1) to (3) above.
  • the chemical composition is, instead of a part of the Fe, in mass%. Contains one or more selected from Ca, Mg and REM in a total of 0.0050% or less.
  • the steel sheet according to any one of (1) to (4) above.
  • the chemical composition is, instead of a part of the Fe, in mass%.
  • tensile strength of at least 700 MPa, r 45 value of 1.20 or more, and an intrinsic deformability it is possible to obtain a steel sheet with a 0.80 or more excellent formability.
  • the present inventors have found that a tensile strength is how to improve the r 45 value and the intrinsic deformability of high-strength steel sheet is not less than 700 MPa, the result of investigations and experiments, and found the following knowledge.
  • the rolling conditions of the final three stages including the final pass are controlled, and the austenite grains before transformation are made flat. Subsequently, it is cooled and wound at a low temperature to undergo bainite transformation or martensitic transformation. As a result, it is possible to obtain a hot-rolled plate having a developed ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> orientation. Then, by performing a cold rolling step on the obtained hot-rolled plate under appropriate conditions, strong accumulation in ⁇ -fiber can be generated.
  • strain is applied to the metal structure by cold rolling, but if excessive cold rolling strain remains in the final structure, the ultimate deformability is deteriorated.
  • the subsequent annealing step if the annealing temperature and the subsequent cooling rate are appropriately controlled, it is possible to avoid randomization of the texture, accumulate ⁇ -fiber extremely strongly, and reduce cold rolling strain. can. Then, thereafter by precipitating a low temperature transformation phase, and achieve both high ultimate deformability and r 45 value, and it is possible to obtain a steel sheet having a high strength.
  • C 0.03 to 0.25%
  • C is an element necessary for ensuring strength. If the C content is less than 0.03%, a tensile strength of 700 MPa or more cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.25%, the martensite is excessively hardened, the toughness is deteriorated, and the weldability is impaired. Therefore, the C content is set to 0.03 to 0.25%.
  • the C content is preferably 0.05% or more, preferably 0.18% or less, and more preferably 0.15% or less.
  • Si 0.1-2.0%
  • Si is an element that contributes to the improvement of strength.
  • productivity is lowered due to poor descaling during hot rolling. Therefore, the Si content is set to 0.1 to 2.0%.
  • the Si content is preferably 0.5% or more. Further, in the case of generating retained austenite to improve ductility, it is preferable that the total content of Si and Al described later is 1.0% or more.
  • Mn 1.0 to 3.0% Mn has the effect of stabilizing austenite, facilitating the formation of a low-temperature transformation phase, and contributing to ensuring strength. On the other hand, if it is contained in an excessive amount, the volume fraction of ferrite decreases and the ductility deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 1.0 to 3.0%.
  • the Mn content is preferably 2.1% or more, and preferably 2.8% or less.
  • P 0.200% or less Since P has an effect of increasing the strength, it may be positively contained. However, if it is contained in excess, embrittlement occurs due to grain boundary segregation. Therefore, when it is contained, the content is set to 0.200% or less.
  • the P content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.050% or less. It is not necessary to set a lower limit for the P content, and it may be 0%. However, since excessive reduction causes an increase in manufacturing cost, the P content is preferably 0.001% or more. Normally, in the steelmaking stage, an impurity level of about 0.010% is mixed.
  • S 0.0500% or less S forms sulfide-based inclusions and reduces ductility, so the content thereof is suppressed to 0.0500% or less.
  • the S content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • Al 0.01-1.00%
  • Al is an element used for deoxidation. However, excessive content makes stable continuous casting difficult. Therefore, the Al content is set to 0.01 to 1.00%. Further, when the Al content is high, austenite at a high temperature becomes unstable and it becomes necessary to raise the finish rolling temperature in hot rolling excessively. Therefore, the content should be 0.60% or less. Is preferable.
  • the Al content means the content of acid-soluble Al (sol.Al). When the residual austenite is generated to improve the ductility, the total content of Al and the above-mentioned Si is preferably 1.0% or more.
  • N 0.0100% or less Since N is an element that lowers the strength-ductility balance, its content shall be 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0060% or less. It is not necessary to set a lower limit for the N content, and it may be an impurity level. Usually, about 0.0020% is mixed in at the steelmaking stage.
  • Ti 0.01-0.25%
  • Ti is precipitated as carbide in the hot-rolled sheet structure, has the effect of reducing solid solution carbon and facilitating the acquisition of ⁇ -fiber in the cold-rolled steel sheet. In addition, it has the effect of suppressing the recrystallization and coarsening of austenite, promoting the flattening of austenite in the hot-rolling process, and facilitating the ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> orientation of the hot-rolled plate.
  • the Ti content is set to 0.01 to 0.25%.
  • the Ti content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more, and preferably 0.20% or less.
  • the steel sheet of the present invention is further selected from Cr, Ni, Cu, Nb, V, Zr, Mo, W, Sn, Sb, Te, Ca, Mg, REM and B.
  • the above elements may be contained.
  • Ni 0.50% or less
  • Cu 0.50% or less
  • the content of each of these elements is set to 0.50% or less.
  • Nb 0.050% or less Nb is precipitated as carbide or nitride, suppresses recrystallization and coarsening of austenite, promotes flattening of austenite in the hot spreading process, and ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252 of the hot rolled plate. > It has the effect of making it easier to obtain the orientation. In addition, it has the effect of suppressing recrystallization during annealing and suppressing randomization of the texture. Therefore, it may be contained as needed. However, if it is excessively contained, a large amount of coarse carbides are generated during heating before hot spreading, which hinders the strength-ductility balance. Therefore, the Nb content is set to 0.050% or less. The Nb content is preferably 0.030% or less. When the above effect is desired, the Nb content is preferably 0.010% or more.
  • V 0.15% or less
  • Mo 0.15% or less
  • W 0.15% or less
  • V, Zr, Mo and W suppress recrystallization and coarsening of austenite and flatten. Since it has the effect of promoting the above-mentioned and making it easier to obtain the ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> orientation of the hot-rolled plate, it may be contained as necessary. However, if it is contained in an excessive amount, it not only forms coarse carbides and impairs the strength-ductility balance, but also increases the alloy cost.
  • the content of each of these elements is 0.15% or less, preferably 0.12% or less. When the above effect is desired, it is preferable to contain 0.01% or more of each of one or more selected from the above elements.
  • One or more selected from Sn, Sb and Te 0.100% or less in total Sn, Sb and Te segregate on the surface of steel, suppress decarburization of the surface layer of the steel sheet, and reduce the strength in the annealing process. Has the effect of suppressing. Further, even when it is desired to positively form a decarburized layer on the surface layer of the steel sheet, excessive decarburization due to abnormal oxidation can be prevented by containing these elements. Therefore, one or more selected from Sn, Sb and Te may be contained as required. However, if it is excessively contained, segregation occurs at the grain boundaries and the toughness is lowered. Therefore, the total content thereof is 0.100% or less, preferably 0.050% or less. When the above effects are to be obtained, it is preferable that the total content thereof is 0.005% or more.
  • REM refers to the 17 elements of Sc, Y and lanthanoids.
  • the content of REM means the total content of these elements.
  • REM is industrially added in the form of misch metal.
  • B 0.0050% or less B has the effect of suppressing recrystallization and coarsening of austenite, promoting flattening, and facilitating the ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> orientation of the hot-rolled plate. May be contained. Further, since it has the effect of raising the recrystallization temperature at the time of annealing and suppressing the randomization of the texture, it may be added as needed. However, if it is contained in an excessive amount, cracks occur on the surface of the steel material during casting, which hinders productivity. Therefore, the upper limit is set to 0.0050% or less.
  • the B content is preferably 0.0040% or less, more preferably 0.0020% or less. When the above effect is desired, it is preferably contained in an amount of 0.0005% or more.
  • the balance is Fe and impurities.
  • the "impurity” is a component mixed with raw materials such as ore and scrap and various factors in the manufacturing process when steel is industrially manufactured, and is allowed as long as it does not adversely affect the present invention. Means something.
  • Ferrite 50-85% Ferrite is a necessary tissue to express the r 45 value and ductility.
  • the area ratio of ferrite is set to 50 to 85%.
  • the area ratio of ferrite is preferably 55% or more, more preferably 60% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably 80% or less.
  • the ferrite includes, in addition to the polygonal ferrite, a granular vanitic ferrite and an acicular ferrite that precipitate at a low temperature.
  • the remainder other than ferrite is one or more selected from martensite, bainite and retained austenite.
  • the martensite also includes MA (martensite-austenite constituent).
  • martensite and bainite include tempered martensite and bainite, respectively, in addition to as-quenched martensite and bainite.
  • the area ratio of ferrite and the metallographic structure constituting the material are determined by microstructure observation with a scanning electron microscope (SEM). After mirror polishing the cross section of the steel sheet, the microstructure is revealed with 3% nital (3% nitric acid-ethanol solution). Then, at a magnification of 3000 times by SEM, the microstructure in the range of 40 ⁇ m in length (length in the plate thickness direction) ⁇ 40 ⁇ m in width (length in the rolling direction) at a depth position of 1/2 of the plate thickness is observed. However, the area ratio of each tissue can be measured.
  • a test piece having a width of 25 mm (length in the rolling direction), a length of 25 mm (length in the direction perpendicular to rolling), and a thickness of the steel sheet as it is is cut out from the steel sheet. Then, this test piece is chemically polished to reduce the thickness to a depth of 1/2 of the plate thickness to obtain a test piece having a chemically polished surface.
  • An X-ray diffraction analysis is performed on the surface of the test piece using a Co tube with a measurement range of 2 ⁇ of 45 to 105 °.
  • the presence or absence of retained austenite can be confirmed by the presence or absence of some or all of the diffraction peaks of (111), (200), and (220).
  • (C) Accumulation strength of ⁇ -fiber More than 4.0 times in random strength ratio
  • the accumulation strength of ⁇ -fiber means the accumulation strength of the ⁇ 111 ⁇ plane oriented in the normal direction of the rolled surface.
  • the integrated intensity of ⁇ -fiber is preferably 6.0 times or more in a random intensity ratio.
  • the accumulated strength of ⁇ -fiber is measured by the following procedure. First, a cross section parallel to the rolling direction (RD) and the plate thickness direction (ND) of the steel sheet is revealed, and 500 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m at a depth position of 1/2 of the plate thickness by the electron backscatter diffraction (SEM-EBSD) method. The crystal orientation of the region is measured at 1.00 ⁇ m intervals. Next, based on the obtained crystal orientation data, a reverse pole figure with reference to the ND direction is calculated by the spherical harmonic expansion method, and the integrated strength of ⁇ -fiber is obtained from the strength of the (111) pole. When obtaining the inverse pole figure by the spherical harmonic expansion method, the expansion order of the series expansion is set to 22nd order, and the calculation is performed without applying additional smoothing such as the Gauss distribution.
  • SEM-EBSD electron backscatter diffraction
  • the residual degree of cold rolling strain can be determined by local orientation analysis by the SEM-EBSD method.
  • SEM-EBSD the sample is irradiated with an electron beam at regular intervals, and the pseudo-Kikuchi pattern is analyzed to identify the crystal orientation of the measurement point.
  • the azimuth fluctuation exists in the crystal grains and can be detected as a change in the adjacent azimuth measured by the SEM-EBSD method.
  • KAM Kernel Average Missionation
  • a measurement region, a measurement interval, a region size to be compared, and an angle threshold that guarantees that the comparison is within the same grain are required.
  • a region of 100 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m is measured at intervals of 0.05 ⁇ m to 0.10 ⁇ m, and the KAM value is measured using the region within a peripheral radius of 0.20 ⁇ m.
  • the angle threshold is 5 °.
  • the steel sheet according to the present invention may have a decarburized layer on the surface layer.
  • a decarburized layer By having a soft decarburized layer on the surface layer, it is possible to further improve the bending characteristics.
  • the ratio (Rp / t) of the bending radius (Rp) to the steel sheet thickness (t) is 0.5. Even under such severe molding conditions, excellent bending characteristics can be obtained without causing cracks in the bending ridge line.
  • the thickness of the decarburized layer is preferably 5.0 ⁇ m or more, and more preferably 6.0 ⁇ m or more.
  • the decarburized layer may be formed only on the surface layer on either one side in the thickness direction, or may be formed on the surface layers on both sides. However, if the decarburized layer becomes too thick, it becomes difficult to secure the strength of the steel sheet as a whole. Therefore, the thickness of the decarburized layer is preferably 20% or less of the total thickness of the steel sheet in total of the surface layers on both sides. When the strength of the steel sheet is to be emphasized, the thickness of the decarburized layer is preferably 20 ⁇ m or less, and more preferably 15 ⁇ m or less per side.
  • the strength of the steel sheet is to be emphasized, it is preferable not to form a decarburized layer. Even if the steel sheet according to the present invention does not have a decarburized layer, it can obtain excellent bending characteristics without cracking at the bending ridge line under molding conditions such that Rp / t is 1.0. Can be done.
  • the thickness of the decarburized layer means the average value of the shortest distances from the steel sheet surface to the hard phase when the metallographic structure is identified from the steel sheet surface to the depth direction.
  • the thickness of the decarburized layer is measured by the following procedure. First, a cross section parallel to the rolling direction and the thickness direction of the steel sheet is cut out, mirror-polished, and then nital-corroded to reveal a metal structure. Subsequently, the structure is observed by SEM, and an SEM image at a magnification of 1000 times is obtained by photographing the cross-sectional structure in the vicinity of the surface layer.
  • FIG. 1 is a schematic diagram for explaining a method of measuring the shortest distance from the surface of a steel sheet to the hard phase.
  • the hard phase is martensite, tempered martensite, bainite and retained austenite.
  • the thickness of the steel plate according to the present invention is not particularly limited, but when used as a material for lid members such as doors and hoods, the thickness of the steel plate is 0.1 to 2.0 mm. It is preferably 0.2 to 1.5 mm, more preferably 0.3 to 1.0 mm.
  • cold rolling is performed at a low rolling ratio, and a preferable texture is formed on the hot-rolled plate so that accumulation on ⁇ -fiber occurs even under low rolling ratio conditions. .. Specifically, the ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> orientation is developed at the stage of the hot-rolled plate, and the texture of the hot-rolled plate is controlled so that ⁇ -fiber is generated even under the condition that the rolling ratio is low.
  • the steel sheet according to the present invention can be obtained, for example, by a manufacturing method including the following steps.
  • Steel pieces to be used for hot rolling may be produced by a conventional method. That is, a slab obtained by continuous casting or casting / slab, a steel plate obtained by strip casting, or the like can be used.
  • Hot rolling is performed on the steel pieces.
  • it is necessary to specify the conditions in the hot rolling process together with the winding process described later. Specifically, it is important to develop a rolled texture in austenite before transformation and to make the shape flat. The conditions in the hot rolling process will be described in detail below.
  • Heating temperature 1050 to 1300 ° C
  • the heating temperature before hot rolling is set to 1050 ° C. or higher.
  • the heating temperature is preferably 1300 ° C. or lower.
  • the total reduction amount in the final three stages is 40% or more at the plate thickness reduction rate.
  • the plate thickness reduction rate is preferably 40% or more.
  • at least the final three-stage rolling including the final stand is performed within a range of 100 ° C. from the finish rolling temperature.
  • Reduction amount of each pass Effective rolling index 1.2 or more If the recrystallization of austenite progresses excessively between the passes during hot rolling, the accumulation of textures weakens and the crystal grains become equiaxed, resulting in the desired textures. It is not possible to obtain a hot-rolled plate with. That is, in order to develop the ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> orientation on the hot-rolled plate, it is preferable to develop the texture of austenite.
  • t ini is the plate thickness (mm) on the F1 entry side
  • t F1 is the plate thickness (mm) after F1 rolling.
  • W Ti is the Ti content (mass%) contained in the steel.
  • dT eff-p When dT eff-p is larger than 2.0, it is determined that recrystallization did not occur in F1, and it is a value related to the time for 50% austenite to recrystallize after F2 rolling from the cumulative rolling strain up to F2.
  • the dT eff-s-a is calculated by the following equation (iv).
  • t F2 is the plate thickness (mm) after F2 rolling.
  • t F3 is the plate thickness (mm) after F3 rolling.
  • the K value is obtained by the following formula (ix) instead of the above formula (ii).
  • W Mo , W V , W W , W Zr and W Nb are the contents (mass%) of Mo, V, W, Zr and Nb contained in the steel, respectively, and if they are not contained, 0 is set. substitute.
  • Finish rolling temperature 800-1000 ° C If the finish rolling temperature exceeds 1000 ° C., surface quality may deteriorate due to scale defects. Therefore, the finish rolling temperature of hot rolling is set to 1000 ° C. or lower, preferably 980 ° C. or lower. On the other hand, if the finish rolling temperature is less than 800 ° C., productivity may be impaired due to an increase in rolling load. Therefore, the finish rolling temperature of hot rolling is set to 800 ° C. or higher, preferably 850 ° C. or higher.
  • Cooling start time More than 0.5 s and 2.0 s or less After the rolling is completed, cooling is performed before the recrystallization of austenite is completed. Therefore, the time from the end of the final rolling to the start of cooling is set to 2.0 s or less. On the other hand, if the cooling start time is excessively short, ferrite is generated around the shear band formed in austenite by hot rolling, so that the metal structure of the obtained hot-rolled plate is mainly ferrite and is mainly bainite. Can't be done. Therefore, the cooling start time is set to more than 0.5 s.
  • the term "cooling" as used herein means accelerated cooling by water cooling or the like.
  • Cooling rate 15 ° C./s or higher ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> It is important to cause bainite transformation or martensitic transformation in order to develop the orientation. Therefore, the cooling rate after rolling is set to 15 ° C./s or higher, preferably 30 ° C./s or higher.
  • the cooling rate after rolling means the average cooling rate obtained by dividing the difference between the temperature at the start of cooling after the final rolling and the following winding temperature by the time required during that period.
  • Winding temperature 300 ° C. or higher and lower than 600 ° C. ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> Since bainite transformation or martensitic transformation must occur in order to develop the orientation, the winding temperature is lower than 600 ° C. On the other hand, if the winding temperature is too low, the cold rolling load may increase and productivity may be hindered. Therefore, the lower limit is set to 300 ° C. Considering the temperature controllability of cooling after hot spreading, the temperature is preferably 480 ° C. or higher. Further, from the viewpoint of load reduction during cold rolling, the temperature is more preferably 500 ° C. or higher.
  • the integrated strength in the ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> orientation is 5.0 times or more in the random strength ratio. Under favorable conditions, it is possible to obtain an integrated strength of 6.0 times or more in a random intensity ratio.
  • the metal structure of the hot-rolled plate is mainly bainite. Martensite and / or retained austenite may be mixed in a part of the metallographic structure, but if the total area ratio thereof is 30% or less, the cold rollability is not significantly impaired, which is acceptable.
  • Hot-rolled plate annealing temperature 600 ° C or less
  • the hot-rolled plate may be heat-treated for the purpose of reducing the cold rolling load due to equipment restrictions. If the ⁇ - ⁇ transformation does not occur, the texture of the hot-rolled plate is not significantly destroyed, but in view of the increase in annealing cost, the annealing temperature of the hot-rolled plate is preferably 600 ° C. or lower.
  • Cold rolling rate 40-85% Increase the integration of the favorable gamma-fiber to improve the r 45 value by adding cold rolling after hot rolling. That is, in order to rotate the ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> direction of the hot-rolled sheet to ⁇ -fiber, cold rolling is performed at a cold rolling rate of 40% or more.
  • the cold rolling ratio is preferably 50% or more.
  • the cold rolling ratio is set to 85% or less. Considering the decrease in productivity due to the increase in load during cold rolling, the cold rolling ratio is preferably 80% or less. More preferably, it is 75% or less.
  • ⁇ Annealing process> As described above, when discontinuous recrystallization occurs, randomization of the texture is likely to occur. Therefore, the annealing conditions are controlled so that discontinuous recrystallization does not occur excessively, the ⁇ -fiber formed by cold rolling is taken over after annealing by promoting continuous recrystallization, and the ⁇ -fiber is accumulated in the ⁇ -fiber using phase transformation. To increase. Each condition will be described in detail below.
  • Heating rate 2 ° C./s or more If the heating rate is slow, discontinuous recrystallization of ferrite progresses remarkably during heating, and accumulation in ⁇ -fiber is less likely to occur. Therefore, the heating rate is set to 2 ° C./s or higher.
  • the upper limit of the heating rate is not particularly specified, but it is preferably 30 ° C./s or less in consideration of temperature controllability.
  • the above heating rate means the average heating rate obtained by dividing the difference between the temperature at the start of heating (room temperature) and the following annealing temperature by the time required during that period.
  • Annealing temperature Conditions satisfying the following equation (x)
  • the annealing temperature (RHT) is a condition satisfying the following equation (x).
  • Ac 1 is the temperature at which the transformation from ferrite to austenite ( ⁇ - ⁇ transformation) starts
  • Ac 3 is the temperature at which the ⁇ - ⁇ transformation is completed to become an austenite single phase, respectively (xi). It shall be calculated by the formula and the formula (xii).
  • RHT is low, the (RHT-Ac 1) / ( Ac 3 -Ac 1) the value of less than (x) equation lvalue, the amount of austenite inverse transformation is not sufficient, distortion high near carbide or hard phase It is difficult to obtain the effect of austenite eroding discontinuous recrystallized ferrite having a random orientation that inevitably occurs in the region. In addition, the rolling strain introduced by cold rolling remains in the structure, impairing the ultimate deformability and strength-ductility balance.
  • RHT high (RHT-Ac 1) / If (Ac 3 -Ac 1) the value of exceeds (x) equation rvalue, austenite excessively and become nucleation of new ferrite during the cooling process is that the reverse transformation It becomes prominent, the texture becomes random, and the accumulation in ⁇ -fiber gradually decreases. Therefore, the value of (RHT-Ac 1 ) / (Ac 3 -Ac 1 ) is set to be 0.40 to 0.85.
  • r 45 value be a (RHT-Ac 1) / range of (Ac 3 -Ac 1) value from 0.50 to 0.80 of It is preferably in the range of 0.60 to 0.75, and more preferably in the range of 0.60 to 0.75.
  • Annealing atmosphere is preferably carried out in a reducing atmosphere where the hydrogen concentration is 2% or more in terms of volume fraction and the dew point is less than ⁇ 30 ° C. If the hydrogen concentration is less than 2%, the surface oxide film of the material steel sheet cannot be sufficiently reduced, and the plating wettability is hindered when the hot-dip galvanizing treatment is performed.
  • the annealing furnace includes a heating zone in which the steel sheet is heated to a predetermined annealing temperature, and a tropical region held at the annealing temperature.
  • the atmosphere of the heating zone in the heating step is set so that the hydrogen concentration is 20% or less in terms of volume fraction and the dew point is -30 ° C or more and 20 ° C or less. If the dew point is less than ⁇ 30 ° C., the thickness of the decarburized layer is less than 5 ⁇ m, and a sufficient effect for improving bending characteristics cannot be obtained. On the other hand, if the dew point exceeds 20 ° C., dew condensation occurs in the equipment, which hinders productivity. Further, if the hydrogen concentration exceeds 20% in terms of volume fraction, it becomes difficult to maintain the dew point at 20 ° C. or lower, and as described above, dew condensation occurs in the equipment, which hinders productivity.
  • Annealing retention time 30 s or more If the annealing retention time is short, the ⁇ - ⁇ transformation does not proceed sufficiently, and cold rolling strain remains in the ferrite, impairing the strength-ductility balance. Therefore, the annealing holding time is set to 30 s or more, preferably 60 s or more. On the other hand, although the upper limit of the annealing holding time is not particularly specified, it is preferably 1000 s or less, and more preferably 800 s or less in view of productivity.
  • Cooling conditions after annealing In the cooling after annealing, primary cooling for adjusting the ferrite area ratio and texture and secondary cooling for forming a hard phase are performed. Further, in the primary cooling, ferrite grains having a ⁇ -fiber orientation inherited from the cold-rolled plate by continuous recrystallization can be transformed and grown toward the adjacent austenite side to enhance the accumulation of ⁇ -fiber in the entire structure.
  • Primary cooling rate 3 to 30 ° C / s Ferrite is precipitated by primary cooling. If the average cooling rate (primary cooling rate) of the primary cooling is too low, pearlite transformation occurs from austenite and the strength is impaired. Therefore, the primary cooling rate is set to 3 ° C./s or higher, preferably 5 ° C./s or higher. On the other hand, if the primary cooling rate is too high, metamorphosis accompanied by new nucleation occurs, and the accumulation in ⁇ -fiber due to grain growth becomes insufficient. Therefore, the primary cooling rate is set to 30 ° C./s or less.
  • the end temperature of the primary cooling is not particularly limited, but if it is too low, the amount of ferrite becomes excessive, the proportion of the hard phase decreases, and the strength decreases. Therefore, it is preferable to set the temperature to 600 ° C. or higher.
  • Secondary cooling rate 30 ° C / s or more Secondary cooling is performed following the primary cooling. If the average cooling rate (secondary cooling rate) of the secondary cooling is too low, the untransformed austenite undergoes pearlite transformation, the hard phase decreases, and the strength decreases. Therefore, the secondary cooling rate is set to 30 ° C./s or higher.
  • the upper limit of the secondary cooling rate is not particularly limited, but it is difficult to achieve a cooling rate exceeding 250 ° C./s with ordinary equipment, so it is preferably 250 ° C./s or less.
  • the stop temperature of the secondary cooling it is preferable that the temperature is equal to or lower than the overaging temperature described later.
  • the secondary cooling may be stopped at the overaging temperature and the overaging step may be carried out as it is, or the overaging step may be carried out by reheating after cooling to room temperature. Further, when the overaging step is not carried out, it is preferable to cool to room temperature.
  • Overaging temperature 550 ° C. or less
  • the overaging temperature is preferably 550 ° C. or lower.
  • the heating rate at the time of reheating to the overaging temperature is not particularly limited, but is preferably 2 ° C./s or more.
  • the cooling rate after the overaging treatment is also not particularly limited, but is preferably 30 ° C./s or higher.
  • hot-dip plating may be applied after annealing.
  • the surface of the steel sheet may be coated with Zn, Zn—Al alloy, Al—Si alloy, Fe—Zn alloy or the like.
  • a Zn— (0.1 to 60)% Al bath, a bath to which Si and / or Mg is compounded, and the like can be used.
  • composition of the plating bath of the Al—Si alloy an Al— (7 to 13)% Si bath or the like can be used.
  • 0.1% or less of one or more selected from Fe, V, Mn, Ti, Nb, Ca, Cr, Ni, W, Cu, Pb, Sn, Cd, and Sb is contained in the plating bath. Even if it does, there is no particular problem.
  • the temperature of the plating bath is not particularly limited, but may be appropriately selected from the general temperature range of 430 to 500 ° C, preferably 440 to 480 ° C.
  • an alloying treatment may be performed to apply the alloying hot-dip galvanizing to the surface of the steel sheet.
  • the alloying treatment it is preferable to perform the alloying treatment in the temperature range of 450 to 600 ° C. If the alloying treatment temperature is less than 450 ° C., mutual diffusion of elements between the steel material and the molten metal is unlikely to occur, and alloying may not proceed sufficiently. On the other hand, if the alloying treatment is performed at a temperature exceeding 600 ° C., there is a concern that alloying may proceed excessively and plating peeling may occur due to embrittlement of the plating layer, and the hard phase may be tempered to impair the strength. be. Further, in order to stably achieve the alloying treatment, the alloying treatment time is preferably 10 s or more.
  • a cross section parallel to the rolling direction and the thickness direction was cut out, mirror-polished, and then nital-corroded to reveal the metal structure, which was observed using SEM. Further, a test piece having a width of 25 mm (length in the rolling direction), a length of 25 mm (length in the direction perpendicular to rolling), and a thickness as the thickness of the steel sheet is cut out from the steel sheet to a depth of 1/2 of the sheet thickness.
  • the plane parallel to the rolled surface of No. 1 was revealed by mechanical grinding and chemical polishing, and (200), (110), and (211) semi-pole diagrams were taken by X-ray diffractometry.
  • the accumulation strength in the ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> orientation was determined from the accumulation strength of (2-5-2). These crystal orientations are equivalent in the measurement / analysis of the BCC structure and the center of plate thickness.
  • the random strength ratio It shows the accumulation strength of ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> orientation of 5.0 times or more.
  • the hot rolling numbers H-27 to H-29 which are suitable for hot rolling conditions, also have an accumulated strength in the ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> direction, which is 5.0 times or more the random strength ratio. Shown.
  • the accumulation strength in the ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> direction is reduced. This is because the diffusion transformation at high temperature produced ferrite and / or pearlite in the winding process, and the transformation variant selection did not work properly. Among them, at hot rolling numbers H-13 and H-19 having an effective rolling index of less than 1.2, the accumulated strength in the ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> orientation is significantly reduced.
  • the accumulated strength in the ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> direction is lowered even though the hot rolling conditions are appropriate. It is considered that this is because ferrite is generated by diffusion transformation during cooling after rolling due to Mn deficiency, so that variant selection at the time of ⁇ - ⁇ transformation does not work properly and the integrated strength is weakened.
  • the metal structure was mainly hard martensite.
  • Table 4 shows the conditions for cold rolling and heat treatment.
  • the inside of the annealing furnace was set to an atmosphere of wet hydrogen nitrogen gas containing a hydrogen concentration of 10%, and the dew point was set to ⁇ 40 ° C.
  • test numbers CR-9, CR-12, CR-17 and CR-18 the hot rolled plate was annealed in a muffle furnace kept at 600 ° C for 1.0 h and then cooled. Rolled.
  • the crystal orientation was measured at intervals of 0.05 ⁇ m in a region of 100 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m with a magnification of 1500 times by the SEM-EBSD method. Based on the obtained crystal orientation, OIM ver., which is a crystal orientation analysis application of EDAX TEXSEM. Using 7.3, tissues having a crystal orientation with an angle of 10 ° or less from ⁇ -fiber were extracted, and the KAM value of those tissues was determined.
  • test No. CR-21 since the cold-rolling reduction is too low, insufficient integration intensity of gamma-fiber, results rolling strain cold remained in the tissue, resulted in 45 values ductility and r is reduced .
  • test number CR-22 the cold rolling ratio was too high and the primary cooling rate was low, so that the strength decreased as a result of pearlite precipitation during cooling. Furthermore, the discontinuous recrystallization is accelerated, and decreases integration strength of randomization advances gamma-fiber texture, it resulted in r 45 value is reduced.
  • test number CR-23 the annealing time was short, and quenching was performed without performing two-stage cooling. Therefore, sufficient ferrite could not be obtained, and cold spreading strain remained in the ferrite, resulting in a decrease in strength-ductility balance. .. Incidentally, from this specimen it was difficult to measure the r 45 value and the intrinsic deformability.
  • Test numbers CR-33 to CR-37 are comparative examples in which the chemical composition satisfies the provisions of the present invention, but the production conditions deviate from the preferable conditions. Specifically, in Test No. CR-33, because of the high cold rolling reduction, due to the shear bands during cold rolling, texture is randomized, it resulted in r 45 value is reduced.
  • test number CR-34 the annealing time was short and strain remained in the tissue, resulting in a deterioration of the strength-ductility balance.
  • test number CR-35 the primary cooling rate was too low, so that pearlite was deposited on the metal structure, a hard phase was not formed, and the strength was lowered.
  • test number CR-36 the primary cooling rate was too high, so that the accumulation in ⁇ -fiber due to grain growth was inhibited, resulting in a decrease in r45 value.
  • test number CR-37 the secondary cooling rate was too low, so that pearlite was deposited on the metal structure, a hard phase was not formed, and the strength was lowered.
  • Example 2 A part of the hot-rolled steel sheet produced in Example 1 was pickled, the scale on the surface was removed, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having the plate thickness shown in Table 6. Subsequently, a wet hydrogen nitrogen gas containing a hydrogen concentration of 20% was subjected to a heat treatment simulating annealing in an atmosphere having a dew point of ⁇ 40 ° C. by a lab plating simulator. For some examples (test numbers G-3 and G-5), hot rolled sheet was annealed in a muffle furnace kept at 600 ° C. for 1.0 h and then cold rolled.
  • Hot-dip galvanized steel sheet was produced. Some of the steel sheets are subjected to an alloying treatment in which the above-mentioned plating treatment is followed by an alloying treatment in which heating is performed at various temperatures for 30 s using an infrared heating furnace, and then cooled to room temperature at 3 ° C./s. An alloyed hot-dip galvanized steel sheet was produced. Table 6 shows the conditions for cold rolling, heat treatment and alloying treatment.
  • Test No. G-1 ⁇ G-4 satisfy the requirements of the present invention, while having a more high tensile strength 700 MPa, have excellent r 45 value and intrinsic deformability There is.
  • Test No. G-5 the cooling rate after annealing was low and two-stage cooling was not performed, so that ferrite became excessive and pearlite was precipitated, the tensile strength was low, and the strength-ductility balance was improved. Deteriorated.
  • test number G-6 since the accumulated strength of the hot-rolled plate used in the ⁇ 223 ⁇ ⁇ 252> direction was low, the accumulated strength of ⁇ -fiber could not be increased, resulting in a decrease in the r45 value. became. In addition, the alloying heat treatment temperature was too high, resulting in a decrease in strength.
  • Example 1 A part of the hot-rolled steel sheet produced in Example 1 was pickled, the scale on the surface was removed, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having the plate thickness shown in Table 8, which was annealed by a lab plating simulator.
  • a simulated heat treatment was performed.
  • the atmospheres corresponding to the annealing heating zone and the solitary tropics were controlled separately.
  • the dew point and the hydrogen concentration shown in Table 8 were set as the atmosphere corresponding to the heating zone.
  • gas replacement was performed, and the atmosphere was adjusted so that the atmosphere was equivalent to the average tropics, with a hydrogen concentration of 20% and a dew point of ⁇ 40 ° C., and cooling was performed in the same atmosphere.
  • test numbers DC-6 to DC-8 after annealing and primary cooling, secondary cooling is performed to the hot-dip plating bath temperature of 470 ° C. to stop cooling, soak for 3 seconds, then lifted, and the amount of adhesion is determined by gas wiping.
  • a hot-dip galvanized steel sheet was prepared after adjusting to 50 g / m 2 per side.
  • DC-7 and DC-8 are subjected to an alloying treatment in which the above-mentioned plating treatment is followed by heating at 550 ° C. for 30 s using an infrared heating furnace, and then cooled to room temperature at 3 ° C./s. , Alloyd hot-dip galvanized steel sheet was prepared.
  • Table 8 shows the conditions for cold rolling, heat treatment and alloying treatment.
  • Example 1 Regarding the obtained cold-rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet, and alloyed hot-dip galvanized steel sheet, the metallographic structure was measured and the mechanical properties were evaluated in the same manner as in Example 1.
  • a cross section parallel to the rolling direction and the thickness direction of the steel sheet is cut out, mirror-polished, and then nital corroded to reveal the metal structure.
  • a 1000x SEM image was acquired. Then, in the obtained SEM image, five lines extending in the thickness direction at intervals of 20 ⁇ m in the rolling direction are drawn, the shortest distance from the steel plate surface to the hard phase is measured on each line, and the average value is taken as the average value of the decarburized layer. It was made thick.
  • the decarburized layer is formed on the surface layers on both sides of the steel sheet, and the thickness of the decarburized layer means the thickness per one side.
  • ⁇ Bending test> A strip-shaped test piece was cut out from each steel plate, burrs were carefully removed, and then the test piece was subjected to a bending test. The test piece was cut out so that the length in the direction along the bending ridge line was 20 mm, the length in the direction orthogonal to the bending ridge line was 45 mm, and the angles formed by the bending ridge line in the rolling direction were 0 °, 45 °, and 90 °. ..
  • the Rp / t was 0. Even under severe molding conditions such as 5, the bending ridge line was not cracked, and the result showed excellent bending characteristics.
  • the steel plate according to the present invention can be suitably used as a material for lid members such as doors and hoods.

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Abstract

化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．２５％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ａｌ：０．０１～１．００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０１～０．２５％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、金属組織が、面積％で、フェライト：５０～８５％を含み、残部がマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトから選択される１種以上であり、γ－ｆｉｂｅｒの集積強度がランダム強度比で４．０倍を超え、かつγ－ｆｉｂｅｒからの角度が１０°以内の結晶方位を有する結晶粒における平均ＫＡＭ値が１．３０°以下である、鋼板。

Description

鋼板
　本発明は、鋼板に関する。
　エネルギー問題を背景とした軽量化ニーズの高まりにより、自家用車およびトラックの部材には、板厚の低減が可能な高強度鋼板の適用が多岐に進みつつあり、ドアおよびフードといった蓋物部材ならびに外板にまで及びつつある。
　これら自動車車体用の部品の多くはプレス加工により成形されるため、適用される高強度鋼板には優れた成形性が求められる。特に、蓋物部材の多くはコーナー部（角端部）またはドアハンドルエンボス部等に絞り成形の加工要素を含み、そのため素材鋼板には高強度であるとともにｒ値が高いことが求められる。
　薄鋼板における従来のｒ値向上技術の多くは、実質的にフェライト単相組織である軟鋼を対象に確立されたものである。それら技術を総括すると、冷間圧延前に固溶炭素および／または固溶窒素を極力低減し、冷間圧延工程および焼鈍工程で不連続再結晶を起こさせて、材料の結晶方位を圧延板面に｛１１１｝面が揃うように、すなわちγ－ｆｉｂｅｒを高めるよう集合組織を制御することである。代表的な鋼種として、極低炭素鋼にＴｉおよび／またはＮｂを含有させたＩＦ（Interstitial Free）鋼があり、これに固溶強化元素を添加することによって高強度化が検討されてきた。
　例えば、特許文献１にはＡｌおよびＮｂの含有量を、それぞれＮおよびＣの含有量との関係で制御し、Ｐ、ＳｉおよびＭｎを添加した冷延鋼板が開示されている。特許文献２には、ｒ値および穴拡げ性に優れたフェライト相と硬質第２相からなる高強度鋼板が提案されている。
　一方、特許文献３には、γ－ｆｉｂｅｒの集積強度とα－ｆｉｂｅｒの集積強度との比を１以上とした、高強度鋼板が開示されている。さらに、特許文献４には、｛３３２｝＜１１３＞に結晶方位を集積した、剛性、深絞り性および穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。
特開昭５６－１３９６５４号公報 特開２００５－２６４３２３号公報 特開２０１６－１４１８５９号公報 特開２００９－１１４５２３号公報
　しかしながら、特許文献１の技術で得られる鋼板の強度（ＴＳ）は５００ＭＰａ未満に留まる。また、特許文献２の技術では、γ－ｆｉｂｅｒを発達させるため炭素含有量を低減する必要があり、得られる強度が６５０ＭＰａ程度に留まっている。
　特許文献３には、７８０ＭＰａ級の高強度鋼板の開示がある。しかし、この技術で開示された鋼板を得るためには、冷間圧延後に集合組織と高強度組織とをそれぞれ作りこむ２回の焼鈍が必須であり、コストが嵩むという問題がある。また、特許文献４では、引張強さが８９０ＭＰａ以上であり、高い平均ｒ値およびヤング率、ならびに優れた穴拡げ性を有する鋼板が開示されている。しかし、所望の集合組織を得るために、高価なＭｏおよびＷを必須元素として含有させる必要があることから、合金コストおよび熱延荷重が増大するという課題があり、改善の余地が残されている。
　また、蓋物部材の多くは、一般に大型矩形に類した形状をしている。素材歩留まり確保の観点から、部材の長手方向と素材鋼板の圧延方向または幅方向とが一致するように、素材鋼板から部材を採取するのが一般的である。そして、上述のように、蓋物部材の多くはコーナー部に絞り成形の加工要素を含むため、圧延方向に対して４５°方向のｒ値（以下、「ｒ４５値」ともいう。）を高めることが特に重要となる。
　加えて、近年では蓋物部材のうち、フードおよびドアといった部位には高い意匠性が求められるようになり、キャラクターラインと言われる局所的な強加工部位が設けられる。このため、ｒ４５値に加えて、高い極限変形能を有することも蓋物部材に重要となっている。
　以上のように、軽量かつ高い意匠性を有する部材を得るには、高強度であるだけでなく、ｒ４５値および極限変形能の高い鋼板が必要である。
　本発明は上記の課題を解決し、高い引張強さ、ｒ４５値、および極限変形能を有する鋼板を提供することを目的とする。
　本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の鋼板を要旨とする。
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０３～０．２５％、
　Ｓｉ：０．１～２．０％、
　Ｍｎ：１．０～３．０％、
　Ｐ：０．２００％以下、
　Ｓ：０．０５００％以下、
　Ａｌ：０．０１～１．００％、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｔｉ：０．０１～０．２５％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　金属組織が、面積％で、
　フェライト：５０～８５％を含み、
　残部がマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトから選択される１種以上であり、
　γ－ｆｉｂｅｒの集積強度がランダム強度比で４．０倍を超え、かつγ－ｆｉｂｅｒからの角度が１０°以内の結晶方位を有する結晶粒における平均ＫＡＭ値が１．３０°以下である、
　鋼板。
　（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
　Ｃｒ：０．５０％以下、
　Ｎｉ：０．５０％以下、および、
　Ｃｕ：０．５０％以下、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）に記載の鋼板。
　（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
　Ｎｂ：０．０５０％以下、
　Ｖ：０．１５％以下、
　Ｚｒ：０．１５％以下、
　Ｍｏ：０．１５％以下、および、
　Ｗ：０．１５％以下、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）または（２）に記載の鋼板。
　（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
　Ｓｎ、ＳｂおよびＴｅから選択される１種以上を、合計で０．１００％以下、含有する、
　上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼板。
　（５）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を、合計で０．００５０％以下、含有する、
　上記（１）から（４）までのいずれかに記載の鋼板。
　（６）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
　Ｂ：０．００５０％以下、
　を含有する、
　上記（１）から（５）までのいずれかに記載の鋼板。
　（７）表面から深さ方向に厚さ４．０μｍ以上の脱炭層を有する、
　上記（１）から（６）までのいずれかに記載の鋼板。
　本発明によれば、引張強さが７００ＭＰａ以上、ｒ４５値が１．２０以上、かつ極限変形能が０．８０以上の優れた成形性を備える鋼板を得ることが可能である。
鋼板表面から硬質相までの最短距離の測定方法を説明するための模式図である。
　本発明者らは、引張強さが７００ＭＰａ以上である高強度鋼板のｒ４５値および極限変形能を向上させる方法について、検討および実験を行った結果、以下の知見を見出した。
　所定の化学組成を有する鋼に対して、熱間圧延工程を行うに際し、最終パスを含む最終三段の圧延条件を制御し、変態前のオーステナイト粒を扁平形状とする。続いて、冷却し低温での巻き取りを行いベイナイト変態またはマルテンサイト変態させる。これにより、｛２２３｝＜２５２＞方位を発達させた熱延板を得ることができる。そして、得られた熱延板に対して、適切な条件で冷間圧延工程を行うことで、γ－ｆｉｂｅｒに強い集積を生じさせることができる。
　ここで、冷間圧延によって金属組織にひずみが付与されるが、最終組織中に過剰な冷間圧延ひずみが残存すると、極限変形能の劣化を招いてしまう。しかしながら、続く焼鈍工程において、焼鈍温度とその後の冷却速度とを適切に制御すると、集合組織のランダム化を回避してγ－ｆｉｂｅｒを極めて強く集積させられるとともに、冷間圧延ひずみを低減させることができる。そして、その後に低温変態相を析出させることで、高い極限変形能とｒ４５値とを両立し、かつ高い強度を有する鋼板を得ることが可能となる。
　本発明は、上記の知見に基づきなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　（Ａ）化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。また、本発明において、鋼板の化学組成は、後述する脱炭層を除いた領域における平均化学組成を意味するものとする。
　Ｃ：０．０３～０．２５％
　Ｃは、強度を確保するために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、７００ＭＰａ以上の引張強さが得られない。一方、Ｃ含有量が０．２５％を超えると、マルテンサイトが硬化しすぎて靭性が劣化するとともに溶接性を損なう。そのため、Ｃ含有量は０．０３～０．２５％とする。Ｃ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．１８％以下であるのが好ましく、０．１５％以下であるのがより好ましい。
　Ｓｉ：０．１～２．０％
　Ｓｉは、強度向上に寄与する元素である。一方、過剰に含有させると、熱間圧延時に脱スケール不良による生産性の低下が生じる。そのため、Ｓｉ含有量は０．１～２．０％とする。焼鈍時にオーステナイトを安定化し、冷却過程での低温変態相の形成を促して高強度化に寄与するためには、Ｓｉ含有量は０．５％以上であるのが好ましい。また、残留オーステナイトを生成させて延性を向上させる場合には、Ｓｉと後述するＡｌとの合計含有量を１．０％以上とすることが好ましい。
　Ｍｎ：１．０～３．０％
　Ｍｎは、オーステナイトを安定化して低温変態相を形成させやすくし、強度確保に寄与する効果を有する。一方、過剰に含有させると、フェライトの体積率が低下し延性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は１．０～３．０％とする。Ｍｎ含有量は２．１％以上であるのが好ましく、２．８％以下であるのが好ましい。
　Ｐ：０．２００％以下
　Ｐは、強度を増加させる効果を有するため、積極的に含有させてもよい。しかし、過剰に含有させると、粒界偏析による脆化が生じるため、含有させる場合には、その含有量を０．２００％以下とする。Ｐ含有量は０．１００％以下であるのが好ましく、０．０５０％以下であるのがより好ましい。Ｐ含有量に下限を設ける必要はなく、０％であってもよい。ただし、過剰な低減は製造コストの増加を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。なお、通常、製鋼段階において、不純物レベルとして０．０１０％程度混入してくる。
　Ｓ：０．０５００％以下
　Ｓは、硫化物系介在物を形成し延性を低下させるため、その含有量は０．０５００％以下に抑える。優れた延性を確保したい場合には、Ｓ含有量は０．００８０％以下であるのが好ましく、０．００３０％以下であるのがより好ましい。
　Ａｌ：０．０１～１．００％
　Ａｌは、脱酸のため用いられる元素である。しかし、過剰に含有させると、安定した連続鋳造を困難にする。そのため、Ａｌ含有量は０．０１～１．００％とする。また、Ａｌ含有量が高い場合には、高温でのオーステナイトが不安定化し、熱間圧延における仕上圧延温度を過度に上昇させる必要が生じることから、その含有量を０．６０％以下とすることが好ましい。なお、本発明において、Ａｌ含有量は、酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。残留オーステナイトを生成させて延性を向上させる場合には、Ａｌと前述のＳｉとの合計含有量を１．０％以上とすることが好ましい。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、強度－延性バランスを低下させる元素であるため、その含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００６０％以下であるのが好ましい。Ｎ含有量に下限を設ける必要はなく、不純物レベルであってもよい。通常、製鋼段階で０．００２０％程度混入してくる。
　Ｔｉ：０．０１～０．２５％
　Ｔｉは、熱延板組織中に炭化物として析出し、固溶炭素を削減して冷延鋼板でのγ－ｆｉｂｅｒを得やすくする効果を有する。加えて、オーステナイトの再結晶および粗大化を抑制して、熱延工程におけるオーステナイトの扁平化を促進し、熱延板の｛２２３｝＜２５２＞方位を得やすくする効果もある。一方、過剰に含有させると、熱延前の炉加熱時に粗大な炭化物または窒化物を形成し、強度－延性バランスを阻害する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０１～０．２５％とする。Ｔｉ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましく、０．２０％以下であるのが好ましい。
　本発明の鋼板には、上記の元素に加えてさらに、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＢから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
　Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｒ、ＮｉおよびＣｕは、焼入れ性を高めて、マルテンサイトおよび／またはベイナイトを効果的に生成させる作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に含有させると、フェライトの生成が抑制されるため、それらの元素の含有量をそれぞれ０．５０％以下とする。上記の効果を得たい場合は、上記の元素から選択される１種以上をそれぞれ０．１０％以上含有させることが好ましい。
　Ｎｂ：０．０５０％以下
　Ｎｂは、炭化物または窒化物として析出し、オーステナイトの再結晶および粗大化を抑制し、熱延工程におけるオーステナイトの扁平化を促進し、熱延板の｛２２３｝＜２５２＞方位を得やすくする作用を有する。また、焼鈍時に再結晶を抑制し、集合組織のランダム化を抑える作用を有する。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に含有させると、熱延前の加熱時に粗大な炭化物が多量に発生して、強度－延性バランスを阻害するため、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０３０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
　Ｖ：０．１５％以下
　Ｚｒ：０．１５％以下
　Ｍｏ：０．１５％以下
　Ｗ：０．１５％以下
　Ｖ、Ｚｒ、ＭｏおよびＷは、オーステナイトの再結晶および粗大化を抑制し、扁平化を促進し、熱延板の｛２２３｝＜２５２＞方位を得やすくする作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に含有させると、粗大な炭化物を形成して強度－延性バランスを阻害するばかりか、合金コストの増加を招く。それらの元素の含有量をそれぞれ０．１５％以下とし、好ましくは０．１２％以下とする。上記の効果を得たい場合は、上記の元素から選択される１種以上をそれぞれ０．０１％以上含有させることが好ましい。
　Ｓｎ、ＳｂおよびＴｅから選択される１種以上：合計で０．１００％以下
　Ｓｎ、ＳｂおよびＴｅは、鋼の表面に偏析し、鋼板表層の脱炭を抑制して、焼鈍工程での強度低下を抑制する作用を有する。また、鋼板表層に積極的に脱炭層を形成したい場合であっても、これらの元素を含有させることで異常酸化による過剰な脱炭を防止することができる。そのため、Ｓｎ、ＳｂおよびＴｅから選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に含有させると、粒界に偏析し靭性を低下させるため、それらの含有量を合計で０．１００％以下とし、好ましくは０．０５０％以下とする。上記の効果を得たい場合は、それらの含有量を合計で０．００５％以上含有させることが好ましい。
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上：合計で０．００５０％以下
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（希土類金属）は、凝固中に析出する酸化物および窒化物を微細化して、鋳片の健全性を保つ作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、これらの元素はいずれも高価であるため、それらの含有量を合計で０．００５０％以下とする。上記の効果を得たい場合は、それらの含有量を合計で０．０００５％以上含有させることが好ましい。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの１７元素を指す。ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
　Ｂ：０．００５０％以下
　Ｂは、オーステナイトの再結晶および粗大化を抑制し、扁平化を促進し、熱延板の｛２２３｝＜２５２＞方位を得やすくする作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。また、焼鈍時において再結晶温度を上昇させ、集合組織のランダム化を抑制する効果があるため必要に応じて添加してもよい。しかし、過剰に含有させると、鋳造時において鋼材表面に割れが発生し、生産性を阻害するため、その上限を０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は０．００４０％以下であるのが好ましく、０．００２０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得たい場合は、０．０００５％以上含有させることが好ましい。
　本発明の鋼板および成形部材の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　（Ｂ）金属組織
　本発明に係る鋼板の金属組織について、以下に説明する。なお、以下の説明において面積率についての「％」は、「面積％」を意味する。
　フェライト：５０～８５％
　フェライトは、ｒ４５値および延性を発現するために必要な組織である。一方、フェライトの面積率が過剰であると、７００ＭＰａ以上の引張強さが得られなくなる。そのため、フェライトの面積率は５０～８５％とする。より良好な延性を発現するには、フェライトの面積率は５５％以上であるのが好ましく、６０％以上であるのがより好ましい。一方、強度向上の観点からは、フェライトの面積率は８０％以下であるのが好ましい。
　なお、本発明において、フェライトにはポリゴナルフェライトの他、低温で析出するグラニュラーベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトも含まれる。
　本発明に係る鋼板の金属組織において、フェライト以外の残部は、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトから選択される１種以上である。残部組織を硬質相であるマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトから選択される１種以上とすることで、７００ＭＰａ以上の引張強さを得ることが可能となる。なお、マルテンサイトには、ＭＡ（martensite-austenite constituent）も含まれる。
　なお、本発明において、マルテンサイトおよびベイナイトには、焼入れままのマルテンサイトおよびベイナイトの他、それぞれ焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトも含まれる。
　フェライトの面積率、および材料を構成する金属組織は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）による組織観察によって求められる。鋼板の断面を鏡面研磨した後に、３％ナイタール（３％硝酸－エタノール溶液）によりミクロ組織を現出させる。そして、ＳＥＭにより倍率３０００倍で、鋼板の表面から板厚の１／２深さ位置における縦４０μｍ（板厚方向の長さ）×横４０μｍ（圧延方向の長さ）の範囲のミクロ組織を観察し、各組織の面積率を測定することができる。
　また、残留オーステナイトはＸ線回折法により、その存在を確認できる。まず、鋼板から幅２５ｍｍ（圧延方向の長さ）、長さ２５ｍｍ（圧延直角方向の長さ）、および鋼板の厚さままの厚さを有する試験片を切り出す。そして、この試験片に化学研磨を施して板厚の１／２深さ位置まで減厚し、化学研磨された表面を有する試験片を得る。試験片の表面に対して、Ｃｏ管球を用い、測定範囲２θを４５～１０５°とするＸ線回折分析を実施する。
　残留オーステナイトは、（１１１）、（２００）、（２２０）の各回折ピークの一部、または全ての有無によってその存在有無を確認できる。
　（Ｃ）集合組織
　γ－ｆｉｂｅｒの集積強度：ランダム強度比で４．０倍超
　γ－ｆｉｂｅｒの集積強度とは、圧延面の法線方向に向いた｛１１１｝面の集積強度を意味する。高いｒ４５値を達成するため、γ－ｆｉｂｅｒの集積強度をランダム強度比で４．０倍超とする。γ－ｆｉｂｅｒの集積強度はランダム強度比で６．０倍以上とすることが好ましい。
　γ－ｆｉｂｅｒの集積強度は、以下の手順で測定する。まず、鋼板の圧延方向（ＲＤ）および板厚方向（ＮＤ）に平行な断面を現出し、電子線後方散乱回折（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）法により板厚の１／２深さ位置の５００μｍ×２００μｍの領域を１．００μｍ間隔で結晶方位を測定する。次に、得られた結晶方位データを基に、球調和関数展開法によってＮＤ方向を基準とした逆極点図を算出し、（１１１）極の強度からγ－ｆｉｂｅｒの集積強度を求める。球調和関数展開法によって逆極点図を求めるに際しては、級数展開の展開次数は２２次とし、Ｇａｕｓｓ分布等の付加的なスムージングを適用せずに算出を行う。
　γ－ｆｉｂｅｒからの角度が１０°以内の結晶方位を有する結晶粒における平均ＫＡＭ値：１．３０°以下
　本発明では、鋼中にＴｉを含むため、焼鈍条件が不適切であると冷間圧延ひずみが過度に残存し、極限変形能が低下する。そのため、最終組織中の冷間圧延ひずみを低減させる必要がある。
　冷間圧延ひずみの残存程度は、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法による局所方位解析によって判定できる。ＳＥＭ－ＥＢＳＤではある間隔で試料に電子線を照射し、その疑似菊池パターンを解析して測定点の結晶方位を同定する。冷間圧延ひずみが残存する場合、その結晶粒内には方位の揺らぎが存在し、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法で測定した隣接する方位の変化として検知できる。
　このような結晶粒内のある測定点と周囲の結晶方位のばらつき度合いを示す指標として、ＫＡＭ（Kernel Average Misorientation）値がある。ＫＡＭ値を求めるためには、測定領域、測定間隔、比較する領域サイズおよび同一結晶粒内での比較であることを保証する角度閾値が必要である。本発明では、１００μｍ×２００μｍの領域を、０．０５μｍ～０．１０μｍの間隔で測定し、周囲半径０．２０μｍ以内にある領域を用いてＫＡＭ値を測定する。なお、角度閾値は５°とする。
　このような実験と解析の結果、高いｒ４５値を発現しつつ、極限変形能を高めるには、γ－ｆｉｂｅｒに属する結晶粒の平均ＫＡＭ値が重要であることを見出した。具体的には、γ－ｆｉｂｅｒから１０°以内の結晶方位を有する結晶における平均ＫＡＭ値が１．３０°以内になるよう集合組織を制御すると、０．８０以上の優れた極限変形能を得られる。
　（Ｄ）脱炭層
　本発明に係る鋼板は、表層に脱炭層を有してもよい。表層に軟質な脱炭層を有することで、曲げ特性をさらに向上させることが可能となる。特に、鋼板の表面から深さ方向に厚さ４．０μｍ以上の脱炭層を形成することで、曲げ半径（Ｒｐ）と鋼板板厚（ｔ）との比（Ｒｐ／ｔ）が０．５となるような厳しい成形条件であっても、曲げ稜線に割れを生じない、優れた曲げ特性を得ることができる。脱炭層の厚さは５．０μｍ以上であるのが好ましく、６．０μｍ以上であるのがより好ましい。
　なお、脱炭層は、厚さ方向におけるいずれか一方側の表層のみに形成してもよいし、両側の表層に形成してもよい。ただし、脱炭層が厚くなりすぎると、鋼板全体としての強度が確保しにくくなる。そのため、脱炭層の厚さは、上記の両側の表層の合計で、鋼板の全体厚さの２０％以下とすることが好ましい。また、鋼板の強度を重視したい場合には、脱炭層の厚さは、片面当たり、２０μｍ以下とすることが好ましく、１５μｍ以下とすることがより好ましい。
　さらに、鋼板の強度を重視したい場合には、脱炭層を形成しない方が好ましい。本発明に係る鋼板は、脱炭層を有しない場合であっても、Ｒｐ／ｔが１．０となるような成形条件であれば、曲げ稜線に割れを生じない、優れた曲げ特性を得ることができる。
　ここで、本発明において、脱炭層の厚さとは、鋼板表面から深さ方向へ金属組織を同定した際における、鋼板表面から硬質相までの最短距離の平均値をいう。具体的には、以下の手順により、脱炭層の厚さの測定を行う。まず、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面を切り出し、鏡面研磨した後に、ナイタール腐食して金属組織を現出させる。続いて、ＳＥＭによって組織観察を行い、表層近傍の断面組織を撮影した倍率１０００倍のＳＥＭ画像を取得する。
　図１は、鋼板表面から硬質相までの最短距離の測定方法を説明するための模式図である。図１に示すように、得られたＳＥＭ画像において、圧延方向に２０μｍ間隔で厚さ方向に延びる５本の線を引き、各線上で鋼板表面から硬質相までの最短距離を測定する。そして、得られた５つの測定値の平均値を脱炭層の厚さとする。なお、本発明において、硬質相とは、マルテンサイト、焼戻マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトである。
　（Ｅ）厚さ
　本発明に係る鋼板の厚さについて、特に制限はないが、ドアおよびフード等の蓋物部材の素材として用いる場合には、鋼板の厚さは、０．１～２．０ｍｍであることが好ましく、０．２～１．５ｍｍであることがより好ましく、０．３～１．０ｍｍであることがさらに好ましい。
　（Ｆ）鋼板の製造方法
　一般に、ＩＦ鋼等の極低炭素鋼の知見によれば、ｒ値に有利なγ－ｆｉｂｅｒを強く発達させるには、冷間圧延率を高めてγ－ｆｉｂｅｒを発達させ、さらに焼鈍時の再結晶でγ－ｆｉｂｅｒへの集積を高める。
　しかし、固溶炭素を比較的多く含む高強度鋼では、圧延率を高い場合には、冷間圧延時にせん断帯が生じ、このため焼鈍時に集合組織のランダム化またはｒ値に不利な方位が発達し、冷間圧延で形成されたγ－ｆｉｂｅｒへの集積が損なわれる。
　本発明では、せん断帯の発生を抑制するため、低い圧延率で冷間圧延を行うとともに、圧延率が低い条件でもγ－ｆｉｂｅｒへの集積が生じるよう、熱延板に好ましい集合組織を形成する。具体的には、熱延板の段階で｛２２３｝＜２５２＞方位を発達させ、圧延率が低い条件でもγ－ｆｉｂｅｒが生じるように熱延板の集合組織を制御する。
　冷間圧延によってγ－ｆｉｂｅｒへ集積した集合組織が焼鈍によってできるだけ損なわれないよう、好ましくは集積を高めるように冷間圧延条件と焼鈍条件とを制御する必要がある。
　以下、本発明に係る鋼板の製造方法の一例について詳述する。本発明に係る鋼板は、例えば以下に示す工程を含む製造方法によって得ることができる。
　＜スラブ製造工程＞
　熱間圧延に供する鋼片は常法で製造すればよい。すなわち、連続鋳造もしくは鋳造・分塊により得たスラブ、またはストリップキャスティングにより得た鋼板等を用いることができる。
　＜熱間圧延工程＞
　鋼片に対して、熱間圧延を行う。熱延板に｛２２３｝＜２５２＞方位を発達させるため、後述する巻取工程と合わせて、熱間圧延工程における条件を規定する必要がある。具体的には変態前のオーステナイトに圧延集合組織を発達させるとともに、その形状を扁平形状とすることが重要である。以下に熱間圧延工程における条件について詳述する。
　加熱温度：１０５０～１３００℃
　Ｔｉを鋼中に固溶させるため、熱間圧延前の加熱温度は１０５０℃以上とする。一方、加熱炉の耐久性を鑑みて、加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
　総圧下量：最終３段での総圧下量を板厚減少率で４０％以上
　熱延板の集合組織を発達させるため、最終仕上圧延スタンドを含む連続した最終３段での総圧延量は、板厚減少率で４０％以上とすることが好ましい。また、少なくとも最終スタンドを含む最終３段の圧延を、仕上圧延温度から１００℃以内の範囲で行う。
　各パスの圧下量：有効圧延指数１．２以上
　熱間圧延中のパス間でオーステナイトの再結晶が過度に進行すると、集合組織の集積が弱まるとともに、結晶粒が等軸となり、所望の集合組織を有する熱延板が得られない。すなわち、熱延板に｛２２３｝＜２５２＞方位を発達させるためには、オーステナイトの集合組織を発達させることが好ましい。
　ただし、上記のように圧延を行ったとしても、単段での圧下量が大きい場合、または多段圧延時の累積ひずみ量が再結晶を生じさせるのに十分であると、オーステナイトが等軸化して集合組織も薄弱化し、結果、冷却後のフェライトの集合組織も弱まる。さらなる検討の結果、最終３段の圧延工程において集合組織を高めつつ、結晶粒を扁平化するための組み合わせを、以下の手法で決定できることを見出した。
　まず、最終３段のスタンドのうち、最初に圧延を行うスタンド（Ｆ１）に着目し、鋼中に含まれるＴｉ含有量（質量％）とＦ１における圧延ひずみと仕上圧延温度ＦＴ（℃）との関係から、Ｆ１圧延後に５０％のオーステナイトが再結晶する時間に関係する値であるｄＴｅｆｆ－ｐを求める。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　ここで、ｔｉｎｉはＦ１入側の板厚（ｍｍ）であり、ｔＦ１はＦ１圧延後の板厚（ｍｍ）である。また、ＷＴｉは鋼中に含まれるＴｉ含有量（質量％）である。
　ｄＴｅｆｆ－ｐが２．０よりも大きいとき、Ｆ１では再結晶は生じなかったと判定し、Ｆ２までの累積圧延ひずみから、Ｆ２圧延後に５０％のオーステナイトが再結晶する時間に関係する値であるｄＴｅｆｆ－ｓ－ａを下記（iv）式により求める。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　ここで、ｔＦ２はＦ２圧延後の板厚（ｍｍ）である。
　一方、ｄＴｅｆｆ－ｐが２．０以下のとき、Ｆ１で再結晶が生じたと判定し、ｄＴｅｆｆ－ｓ－ａに相当する値をＦ２単独の圧延ひずみから下記（ｖ）式で求めてｄＴｅｆｆ－ｓ－ｂとする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
　以上で求めたｄＴｅｆｆ－ｓ－ａまたはｄＴｅｆｆ－ｓ－ｂの値により、Ｆ２後に再結晶を生じるかどうかを判定し、以下のようにして有効圧延指数を求める。すなわち、ｄＴｅｆｆ－ｓ－ａが２．０より大きいとき、Ｆ１およびＦ２ではともに再結晶は生じなかったと判定し、Ｆ１からＦ３までの累積圧延ひずみから有効圧延指数Ｃｅｆｆ－ｔ－ａを下記（vi）式より求める。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
　ここで、ｔＦ３はＦ３圧延後の板厚（ｍｍ）である。
　一方、ｄＴｅｆｆ－ｓ－ａが２．０以下のとき、Ｆ２までの累積ひずみによりＦ２とＦ３との間で再結晶が生じたと判定し、Ｆ３単独の圧延ひずみから有効圧延指数Ｃｅｆｆ－ｔ－ｂを下記（vii）式より求める。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
　さらに、ｄＴｅｆｆ－ｓ－ｂが２．０より大きいときは、Ｆ２およびＦ３の累積圧延ひずみから有効圧延指数Ｃｅｆｆ－ｔ－ｃを下記（viii）式より求める。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
　一方、ｄＴｅｆｆ－ｓ－ｂが２．０以下のときには、Ｆ２圧延後に再結晶が生じたと判定し、上記（vii）式により有効圧延指数Ｃｅｆｆ－ｔ－ｂを算出する。
　なお、鋼中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、ＷおよびＺｒから選択される１種以上を含む場合には、上記（ii）式に代えて、Ｋ値を下記（ix）式により求める。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
　ここで、ＷＭｏ、ＷＶ、ＷＷ、ＷＺｒおよびＷＮｂは、それぞれ鋼中に含まれるＭｏ、Ｖ、Ｗ、ＺｒおよびＮｂの含有量（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
　以上の手順により求まる有効圧延指数が１．２以上となるように熱間圧延を制御することで、集合組織が十分に発達した圧延方向に扁平なオーステナイト粒が効果的に得られる。有効圧延指数が１０．０以上となるように熱間圧延条件を制御することが好ましい。
　仕上圧延温度：８００～１０００℃
　仕上圧延温度が１０００℃を超えるとスケール疵による表面品質劣化を生じるおそれがある。そのため、熱間圧延の仕上圧延温度は１０００℃以下とし、好ましくは９８０℃以下とする。一方、仕上圧延温度が８００℃未満であると圧延荷重の増大によって生産性を損なうおそれがある。そのため、熱間圧延の仕上圧延温度は８００℃以上とし、好ましくは８５０℃以上とする。
　冷却開始時間：０．５ｓ超２．０ｓ以下
　圧延を終了後、オーステナイトの再結晶が完了する前に冷却を行う。このため、最終圧延終了後、冷却を開始するまでの時間を２．０ｓ以下とする。一方、冷却開始時間が過剰に短いと、熱間圧延によってオーステナイト中に形成されたせん断帯を核としてフェライトが生成するため、得られる熱延板の金属組織がフェライト主体となり、ベイナイト主体とすることができなくなる。そのため、冷却開始時間は０．５ｓ超とする。なお、ここでいう冷却とは、水冷等による加速冷却を意味するものとする。
　冷却速度：１５℃／ｓ以上
　｛２２３｝＜２５２＞方位を発達させるために、ベイナイト変態またはマルテンサイト変態を生じることが重要である。このため、圧延後の冷却速度は１５℃／ｓ以上とし、好ましくは３０℃／ｓ以上とする。なお、上記の圧延後の冷却速度は、最終圧延終了後の冷却開始時の温度と下記の巻取温度との差を、その間に要した時間で除した平均冷却速度を意味する。
　＜巻取工程＞
　巻取温度：３００℃以上６００℃未満
　｛２２３｝＜２５２＞方位を発達させるために、ベイナイト変態またはマルテンサイト変態を生じる必要があるため、６００℃未満の温度で巻取る。一方、巻取温度が低すぎると冷間圧延荷重が増大し、生産性を阻害するおそれがあるため、その下限を３００℃とする。熱延後の冷却の温度制御性を鑑みて、好ましくは４８０℃以上とする。また、冷間圧延時の荷重低減の観点からは、より好ましくは５００℃以上とする。
　このようにして得られる熱延板の集合組織において、｛２２３｝＜２５２＞方位の集積強度はランダム強度比で５．０倍以上となる。好ましい条件では、ランダム強度比で６．０倍以上の集積強度を得ることが可能となる。
　また、熱延板の金属組織は、ベイナイトが主体となる。金属組織の一部にマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが混入する場合もあるが、それらの合計面積率が３０％以下であれば冷間圧延性を大きくは損なわないため許容される。
　＜熱延板焼鈍工程＞
　熱延板焼鈍温度：６００℃以下
　設備制約により冷間圧延荷重を低減させる目的で、熱延板に対して熱処理してもよい。α－γ変態が生じなければ熱延板の集合組織が著しく破壊されることはないが、焼鈍コストの増大を鑑みて、熱延板焼鈍温度は６００℃以下とすることが好ましい。
　＜冷間圧延工程＞
　冷間圧延率：４０～８５％
　熱間圧延後に冷間圧延を加えることでｒ４５値の向上に有利なγ－ｆｉｂｅｒへの集積を高める。すなわち熱延板の｛２２３｝＜２５２＞方位をγ－ｆｉｂｅｒへ方位回転させるため４０％以上の冷間圧延率で冷間圧延を行う。冷間圧延率は５０％以上とするのが好ましい。一方、冷間圧延率が過度に大きくなると、不連続再結晶が旺盛となりせん断帯を起因とした集合組織のランダム化が生じるため、冷間圧延率は８５％以下とする。冷間圧延時の荷重増大による生産性の低下を鑑みると、冷間圧延率は８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは７５％以下である。
　＜焼鈍工程＞
　前述のように、不連続再結晶が生じると、集合組織のランダム化が生じやすい。そのため、不連続再結晶が過度に生じないよう焼鈍条件を制御し、連続再結晶を促して冷間圧延で形成したγ－ｆｉｂｅｒを焼鈍後に引き継ぎ、相変態を利用してγ－ｆｉｂｅｒへの集積を高める。各条件について、以下に詳述する。
　加熱速度：２℃／ｓ以上
　加熱速度が遅いと、加熱中、フェライトの不連続再結晶が顕著に進行し、γ－ｆｉｂｅｒへの集積が生じにくくなる。そのため、加熱速度は２℃／ｓ以上とする。加熱速度の上限は特に規定しないが、温度の制御性を鑑みて３０℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、上記の加熱速度は、加熱開始時の温度（室温）と下記の焼鈍温度との差を、その間に要した時間で除した平均加熱速度を意味する。
　焼鈍温度：下記（ｘ）式を満足する条件
　焼鈍温度（ＲＨＴ）は、下記（ｘ）式を満足する条件とする。ここで、Ａｃ１はフェライトからオーステナイトへの変態（α－γ変態）が開始する温度であり、Ａｃ３はα－γ変態が完了してオーステナイト単相となる温度であり、それぞれ下記（xi）式および（xii）式により算出することとする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000012
　ＲＨＴが低く、（ＲＨＴ－Ａｃ１）／（Ａｃ３－Ａｃ１）の値が（ｘ）式左辺値を下回ると、逆変態するオーステナイトの量が十分ではなく、炭化物または硬質相周辺の高ひずみ領域において不可避的に発生するランダム方位を持つ不連続再結晶フェライトをオーステナイトが蚕食する効果が得られにくい。加えて、冷間圧延によって導入された圧延ひずみが組織中に残存し、極限変形能および強度－延性バランスを損なう。
　また、ＲＨＴが高く、（ＲＨＴ－Ａｃ１）／（Ａｃ３－Ａｃ１）の値が（ｘ）式右辺値を上回ると、逆変態したオーステナイトが過多となり冷却過程で新たなフェライトの核生成が顕著となり、集合組織がランダム化して、γ－ｆｉｂｅｒへの集積が漸減する。そのため、（ＲＨＴ－Ａｃ１）／（Ａｃ３－Ａｃ１）の値が０．４０～０．８５となるよう定める。
　γ－ｆｉｂｅｒをさらに強化し、特に優れたｒ４５値を得たい場合は、（ＲＨＴ－Ａｃ１）／（Ａｃ３－Ａｃ１）の値を０．５０～０．８０の範囲とすることが好ましく、０．６０～０．７５の範囲とすることがより好ましい。
　焼鈍雰囲気
　焼鈍は、水素濃度が体積分率で２％以上、かつ露点が－３０℃未満の還元雰囲気下で行うことが好ましい。水素濃度が２％未満では、素材鋼板の表面酸化膜を十分に還元することができず、溶融亜鉛めっき処理を行う際にめっき濡れ性を阻害する。焼鈍炉には、鋼板が所定の焼鈍温度まで加熱される加熱帯、および当該焼鈍温度で保持される均熱帯の領域が含まれる。
　鋼板表層に上述した脱炭層を形成したい場合には、加熱工程における加熱帯の雰囲気を、水素濃度が体積分率で２０％以下、露点が－３０℃以上２０℃以下とする。露点が－３０℃未満では、脱炭層の厚さが５μｍを下回り、曲げ特性向上に十分な効果が得られない。一方、露点が２０℃を超えると、設備に結露が生じ、生産性を阻害する。また、水素濃度が体積分率で２０％を超えると、露点を２０℃以下に維持することが困難となり、前述のように設備に結露を生じ、生産性を阻害する。
　焼鈍保持時間：３０ｓ以上
　焼鈍保持時間が短いと、α－γ変態が十分に進行せず、またフェライト中に冷間圧延ひずみが残存し、強度－延性バランスを損なう。そのため、焼鈍保持時間は３０ｓ以上とし、好ましくは６０ｓ以上とする。一方、焼鈍保持時間に上限は特に規定しないが、生産性を鑑みて１０００ｓ以下とすることが好ましく、８００ｓ以下とすることがより好ましい。
　焼鈍後の冷却条件
　焼鈍後の冷却において、フェライト面積率および集合組織を調整するための一次冷却と、硬質相を形成するための二次冷却とを施す。さらに一次冷却では、連続再結晶によって冷延板から引き継がれたγ－ｆｉｂｅｒ方位を持つフェライト粒を、隣接するオーステナイト側へ変態成長させて組織全体のγ－ｆｉｂｅｒの集積を高めることもできる。
　一次冷却速度：３～３０℃／ｓ
　一次冷却によってフェライトを析出させる。一次冷却の平均冷却速度（一次冷却速度）が低すぎると、オーステナイトからパーライト変態が生じ、強度を損なう。そのため、一次冷却速度は３℃／ｓ以上とし、好ましくは５℃／ｓ以上とする。一方、一次冷却速度が高すぎると、新たな核生成を伴う変態が生じ、粒成長によるγ－ｆｉｂｅｒへの集積が不十分となる。そのため、一次冷却速度は３０℃／ｓ以下とする。
　なお、一次冷却の終了温度は特に限定しないが、低くなりすぎるとフェライトが過多となり硬質相の割合が減少して強度が低下するため、６００℃以上とすることが好ましい。
　二次冷却速度：３０℃／ｓ以上
　一次冷却に続き二次冷却を行う。二次冷却の平均冷却速度（二次冷却速度）が低すぎると未変態オーステナイトがパーライト変態し、硬質相が減少して強度が低下する。そのため、二次冷却速度は３０℃／ｓ以上とする。二次冷却速度の上限は特に限定する必要はないが、２５０℃／ｓを超えるような冷却速度を達成することは通常の設備では困難であるため、２５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　なお、二次冷却の停止温度について特に制限はないが、後述する過時効温度以下とすることが好ましい。例えば、過時効温度で二次冷却を停止し、そのまま過時効工程を実施してもよいし、室温まで冷却した後に、再加熱して過時効工程を実施してもよい。また、過時効工程を実施しない場合は、室温まで冷却することが好ましい。
　＜過時効工程＞
　過時効温度：５５０℃以下
　焼鈍工程の後、必要に応じて過時効処理を行ってもよい。ただし、５５０℃を超える温度で過時効処理を行うと、硬質相が軟化して強度が低下する場合があるため、過時効温度は、５５０℃以下とすることが好ましい。二次冷却によって過時効温度より低い温度まで冷却する場合において、過時効温度まで再加熱する際の加熱速度については特に制限はないが、２℃／ｓ以上とすることが好ましい。また、過時効処理後の冷却速度についても特に制限はないが、３０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
　＜溶融めっき工程（ＧＩ）＞
　焼鈍後に必要に応じ、溶融めっきを施してもよい。溶融めっきの種類としてＺｎ、Ｚｎ－Ａｌ合金、Ａｌ－Ｓｉ合金、Ｆｅ－Ｚｎ合金等の被覆を鋼板表面に行ってよい。Ｚｎ－Ａｌ合金のめっき浴の組成としては、例えば、Ｚｎ－（０．１～６０）％Ａｌ浴、さらにＳｉおよび／またはＭｇを複合添加した浴等を用いることができる。
　また、Ａｌ－Ｓｉ合金のめっき浴の組成としては、Ａｌ－（７～１３）％Ｓｉ浴等を用いることができる。めっき浴中にはその他、Ｆｅ、Ｖ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｃｕ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｓｂから選択される１種以上がそれぞれ０．１％以下含まれていても特に支障はない。
　めっき浴の温度は特に限定しないが、一般的な温度範囲である４３０～５００℃、好ましくは４４０～４８０℃の温度範囲から、適宜選択すればよい。
　＜合金化溶融めっき工程（ＧＡ）＞
　溶融亜鉛めっき工程の後、合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっきを鋼板表面に施してもよい。その場合、４５０～６００℃の温度範囲で合金化処理を行うことが好ましい。合金化処理温度が４５０℃未満では、鋼材と溶融金属の間で元素の相互拡散が起こりにくく、合金化が十分に進行しないおそれがある。一方、６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、過度に合金化が進行し、めっき層の脆化によるめっき剥離が生じる懸念があるとともに、硬質相が焼戻されて強度を損なう場合がある。また、合金化処理を安定的に達成するため、合金化処理時間は１０ｓ以上とすることが好ましい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製して、１０５０℃以上に再加熱した後、試験用小型熱延機にて表２に示す条件で熱間圧延を実施した。全ての例において、仕上圧延温度～（仕上圧延温度＋１００℃）の温度範囲で最終３段の圧延を終了した。熱間圧延後、圧延スタンドの直後に設置された水冷装置によりに水冷を行って、引き続き巻取り相当の温度に設定した加熱炉に投入し、３０分保持後、室温まで２０℃／ｈで室温まで徐冷して実機の巻取工程を模擬した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　得られた熱延板の金属組織について、圧延方向および厚さ方向に平行な断面を切り出し、鏡面研磨した後にナイタール腐食して金属組織を現出し、ＳＥＭを用いて観察した。さらに、鋼板から幅２５ｍｍ（圧延方向の長さ）、長さ２５ｍｍ（圧延直角方向の長さ）、および鋼板の厚さままの厚さを有する試験片を切り出し、板厚の１／２深さの圧延面に平行な面を、機械研削と化学研磨とによって現出し、Ｘ線回折法によって（２００）、（１１０）、（２１１）半極点図を採取した。得られた半極点図から球調和関数展開法によって方位密度関数（ＯＤＦ）を算出し、オイラー空間上（φ１　Φ　φ２）＝（３０°，４３°，４５°）に位置する［２　２　３］（２　－５　２）の集積強度によって、｛２２３｝＜２５２＞方位の集積強度を求めた。ＢＣＣ構造かつ板厚中心の測定／解析ではこれらの結晶方位は等価である。
　表３にそれらの結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
　表３に示しているように、化学組成および熱間圧延条件が適切な熱延番号Ｈ－１～Ｈ－９、Ｈ－２２～Ｈ－２６、Ｈ－３０およびＨ－３３では、ランダム強度比で５．０倍以上の｛２２３｝＜２５２＞方位の集積強度を示している。また、化学組成は規定から外れるものの、熱間圧延条件が適切な熱延番号Ｈ－２７～Ｈ－２９も、ランダム強度比で５．０倍以上の｛２２３｝＜２５２＞方位の集積強度を示している。
　一方、有効圧延指数が１．２未満となる条件である熱延番号Ｈ－１０～Ｈ－１２では、｛２２３｝＜２５２＞方位の集積強度が低下している。これは、圧延中のオーステナイト再結晶によって母相の集合組織の低下とともに粒の扁平度が損なわれたため、γ－α変態時のバリアント選択が十分かつ適切に駆動しなかったためである。
　また、巻取温度が６５０℃と高い熱延番号Ｈ－１３～Ｈ－１９でも、｛２２３｝＜２５２＞方位の集積強度が低下している。これは巻取工程において高温での拡散変態によりフェライトおよび／またはパーライトを生じ、変態バリアント選択が適切に働かなかったためである。その中でも、有効圧延指数が１．２未満である熱延番号Ｈ－１３およびＨ－１９では、｛２２３｝＜２５２＞方位の集積強度が著しく低下している。
　最終圧延終了後の冷却開始時間が０．５ｓ以下である熱延番号Ｈ－３１では、オーステナイト粒内に生じたせん断帯でフェライトが析出するため、フェライトが多量に生成し、その結果、｛２２３｝＜２５２＞方位の集積強度が低下している。一方、冷却開始時間が２．０ｓを超える熱延番号Ｈ－３２では、有効圧延指数が規定を満たしたとしても、再結晶が生じたため、｛２２３｝＜２５２＞方位の集積強度が低下している。
　さらに、Ｍｎ含有量が低い鋼種Ｂを用いた熱延番号Ｈ－２０では、熱間圧延条件が適切であるにもかかわらず、｛２２３｝＜２５２＞方位の集積強度が低下している。これは、Ｍｎ不足により、圧延後の冷却中に拡散変態によってフェライトが生じ、このためγ－α変態時のバリアント選択が適切に働かず、集積強度が弱まったと考えられる。一方、Ｍｎ含有量が過剰である鋼種Ｍを用いた熱延番号Ｈ－２１では、硬質なマルテンサイトが主体の金属組織となった。
　次に、上記で作製した熱延板を酸洗し、表面のスケールを除去してから冷間圧延を施し、表４に示す板厚を有する冷延鋼板とし、ラボ焼鈍シミュレータにより熱処理を行った。表４に冷間圧延および熱処理の条件を示す。なお、焼鈍炉内は水素濃度１０％を含む湿潤水素窒素ガスの雰囲気とし、露点を－４０℃とした。一部の例（試験番号ＣＲ－９、ＣＲ－１２、ＣＲ－１７およびＣＲ－１８）については、６００℃に保持したマッフル炉内で１．０ｈ保持する熱延板焼鈍を施してから冷間圧延を施した。
　なお、ＣＲ－６およびＣＲ－２０については、焼鈍工程の二次冷却を室温まで行った後、再び３℃／ｓで３５０℃まで加熱して３５０℃で６００ｓの過時効処理を行い、再び４０℃／ｓで室温まで冷却した。また、ＣＲ－１２、ＣＲ－１３、ＣＲ－２７、ＣＲ－２８およびＣＲ－２９については、それぞれ表４に示す過時効温度で二次冷却を停止し、当該温度で６００ｓの過時効処理を行って、再び４０℃／ｓで室温まで冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
　得られた冷延鋼板の金属組織について、圧延方向および厚さ方向に平行な断面を切り出し、鏡面研磨した後にナイタール腐食して金属組織を現出し、板厚の１／２深さ位置をＳＥＭによって観察した。また、同様に圧延方向および厚さ方向に平行な断面を切り出し、機械研削および電解研磨を行って表面を整えて、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法により、観察倍率５００倍で板厚の１／２深さ位置における５００μｍ×２００μｍの領域を１．００μｍ間隔で結晶方位を測定した。得られた結晶方位データを基に、ＥＤＡＸ　ＴＥＸＳＥＭ社の結晶方位解析アプリケーションであるＯＩＭ　ｖｅｒ．７．３を用いて球調和関数展開法によりＮＤ軸を基準とした逆極点図の（１１１）極の強度からγ－ｆｉｂｅｒの集積強度を求めた。
　さらに同じ試料を用いて、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法により、拡大倍率を１５００倍として、１００μｍ×２００μｍの領域を０．０５μｍ間隔で結晶方位を測定した。得られた結晶方位を基に、ＥＤＡＸ　ＴＥＸＳＥＭ社の結晶方位解析アプリケーションであるＯＩＭ　ｖｅｒ．７．３を用いて、γ－ｆｉｂｅｒからの角度が１０°以内の結晶方位を有する組織を抽出し、それらの組織のＫＡＭ値を求めた。
　さらに作製した冷延鋼板の機械的性質を以下の方法で評価した。
　＜引張試験＞
　冷延鋼板の圧延方向に対して４５°傾斜した方向からＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定のＪＩＳ５号引張試験片を２本採取し、同規格に準拠して引張強さＴＳおよび破断伸びＥＬ（延性）を測定し、それらの平均値を求めた。
　＜ｒ４５値測定＞
　冷延鋼板の圧延方向に対して４５°傾斜した方向からＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定のＪＩＳ５号引張試験片を２本採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２５４：２００８の規定に準拠して塑性ひずみ比であるｒ４５値を測定し、それらの平均値を求めた。本実施例では、ｒ４５値が１．２０以上の場合に良好と判定し、１．３０以上の場合により良好と判定した。
　＜極限変形能＞
　引張試験後の試験片の引張破断面を、引張方向からＳＥＭを用いて撮影し、破断面の引張方向に垂直な断面への二次元投影面積を求めた。そして、引張試験前の元試験片の断面積に対する面積減少率の自然対数を極限変形能の指標として求めた。本実施例では、上記指標の値が０．８０以上の場合に良好と判定した。
　それらの結果を表５にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
　表５に示すように、本発明の規定を満足する試験番号ＣＲ－１～ＣＲ－１７では、７００ＭＰａ以上の高い引張強さを有しつつ、優れたｒ４５値および極限変形能を有している。これに対して、試験番号ＣＲ－１８では、Ｍｎ含有量が過剰であるため、変態点が低く、また冷却中にフェライト変態が不十分でマルテンサイト主体の組織が形成され、強度－延性バランス（ＴＳ×ＥＬ）が低下し、ｒ４５値および極限変形能の測定が困難であった。
　また、試験番号ＣＲ－１９では、焼鈍温度が低すぎたため、冷間圧延ひずみが組織に残存し、極限変形能が低下する結果となった。さらに、試験番号ＣＲ－２０では、焼鈍温度が高すぎたため、γ－ｆｉｂｅｒの集積強度が低下し、ｒ４５値が低下する結果となった。
　試験番号ＣＲ－２１では、冷間圧延率が低すぎるため、γ－ｆｉｂｅｒの集積強度が不十分となり、冷間圧延ひずみが組織に残存した結果、延性およびｒ４５値が低下する結果となった。一方、試験番号ＣＲ－２２では、冷間圧延率が高すぎ、かつ一次冷却速度が低いため、冷却中にパーライトが析出した結果、強度が低下した。さらに、不連続再結晶が促進されて、集合組織のランダム化が進みγ－ｆｉｂｅｒの集積強度が低下し、ｒ４５値が低下する結果となった。
　試験番号ＣＲ－２３では、焼鈍時間が短く、さらに二段冷却を行わずに急冷したため、フェライトが十分に得られず、さらにはフェライト中に冷延ひずみが残存し、強度－延性バランスが低下した。なお、この試験片からはｒ４５値および極限変形能の測定が困難であった。
　試験番号ＣＲ－２４、ＣＲ－２５、ＣＲ－３８およびＣＲ－３９では、用いた熱延板の｛２２３｝＜２５２＞方位の集積強度が低かったため、その後の製造条件は適切であったが、γ－ｆｉｂｅｒの集積強度を高めることができず、ｒ４５値が低下する結果となった。
　試験番号ＣＲ－２６～ＣＲ－２９では、用いた熱延板の化学組成が本発明の規定を満足せず、かつ｛２２３｝＜２５２＞方位の集積強度が低かったため、γ－ｆｉｂｅｒの集積強度を高めることができず、ｒ４５値が低下する結果となった。
　試験番号ＣＲ－３０では、用いた熱延板のＣ含有量が低かったため強度が低く、またＴｉを含有しないため冷延時のせん断帯に起因して、焼鈍後は集合組織がランダム化し、ｒ４５値が低下する結果となった。試験番号ＣＲ－３１では、用いた熱延板のＣ含有量が高すぎるため、焼鈍後のフェライト分率が低く、さらにＴｉを含有しないため冷延時のせん断帯に起因して、集合組織がランダム化し、ｒ４５値が低下する結果となった。試験番号ＣＲ－３２では、用いた熱延板がＴｉを含有しないため、冷延時のせん断帯に起因して、集合組織がランダム化し、ｒ４５値が低下する結果となった。
　試験番号ＣＲ－３３～ＣＲ－３７は、化学組成は本発明の規定を満足するものの、製造条件が好適な条件から外れる比較例である。具体的には、試験番号ＣＲ－３３では、冷延率が高いため、冷延時のせん断帯に起因して、集合組織がランダム化し、ｒ４５値が低下する結果となった。
　試験番号ＣＲ－３４では、焼鈍時間が短く、組織中に歪が残存したことにより、強度－延性バランスが劣化した。試験番号ＣＲ－３５では、一次冷却速度が低すぎるため、金属組織にパーライトが析出し、硬質相が形成されず強度が低下した。試験番号ＣＲ－３６では、一次冷却速度が高すぎるため、粒成長によるγ－ｆｉｂｅｒへの集積が阻害され、ｒ４５値が低下する結果となった。試験番号ＣＲ－３７では、二次冷却速度が低すぎるため、金属組織にパーライトが析出し、硬質相が形成されず強度が低下した。
　実施例１において作製した熱延板の一部について酸洗し、表面のスケールを除去してから冷間圧延を施し、表６に示す板厚を有する冷延鋼板とした。続いて、ラボめっきシミュレータによって水素濃度２０％を含む湿潤水素窒素ガスであり、露点－４０℃の雰囲気中で焼鈍を模擬した熱処理を施した。一部の例（試験番号Ｇ－３およびＧ－５）については、６００℃に保持したマッフル炉内で１．０ｈ保持する熱延板焼鈍を施してから冷間圧延を施した。
　焼鈍および一次冷却の後、二次冷却を溶融めっき浴温度である４７０℃まで行って冷却停止し、３ｓ浸漬してから引き揚げ、ガスワイピングにより付着量を片面当たり５０ｇ／ｍ２に調整してから溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。そのうちの一部の鋼板については、上述のめっき処理に続いて赤外線加熱炉を用いて種々の温度で３０ｓの加熱を行う合金化処理を行って、その後、室温まで３℃／ｓで冷却し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。表６に冷間圧延、熱処理および合金化処理の条件を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様の方法で金属組織の測定および機械的性質の評価を行った。それらの結果を表７にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
　表７に示すように、本発明の規定を満足する試験番号Ｇ－１～Ｇ－４では、７００ＭＰａ以上の高い引張強さを有しつつ、優れたｒ４５値および極限変形能を有している。これに対して、試験番号Ｇ－５では、焼鈍後の冷却速度が低く二段冷却を行わなかったため、フェライトが過多になるとともにパーライトが析出し、引張強さが低く、さらに強度－延性バランスが劣化した。また、試験番号Ｇ－６では、用いた熱延板の｛２２３｝＜２５２＞方位の集積強度が低かったため、γ－ｆｉｂｅｒの集積強度を高めることができず、ｒ４５値が低下する結果となった。加えて、合金化熱処理温度が高すぎたため、強度が低下する結果となった。
　実施例１において作製した熱延板の一部について酸洗し、表面のスケールを除去してから冷間圧延を施し、表８に示す板厚を有する冷延鋼板とし、ラボめっきシミュレータによって焼鈍を模擬した熱処理を施した。上記熱処理においては、焼鈍の加熱帯と均熱帯とにそれぞれ相当する雰囲気を別々に制御した。具体的には、加熱帯に相当する雰囲気として、表８に示す露点および水素濃度とした。その後、直ちにガス置換を行い、均熱帯に相当する雰囲気として、水素濃度２０％、露点－４０℃の雰囲気となるよう調整を行い、そのままの雰囲気で冷却を行った。
　試験番号ＤＣ－６～ＤＣ－８では、焼鈍および一次冷却の後、二次冷却を溶融めっき浴温度である４７０℃まで行って冷却停止し、３ｓ浸漬してから引き揚げ、ガスワイピングにより付着量を片面当たり５０ｇ／ｍ２に調整してから溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。そのうちＤＣ－７およびＤＣ－８については、上述のめっき処理に続いて赤外線加熱炉を用いて５５０℃で３０ｓの加熱を行う合金化処理を行って、その後、室温まで３℃／ｓで冷却し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。表８に冷間圧延、熱処理および合金化処理の条件を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
　得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様の方法で金属組織の測定および機械的性質の評価を行った。
　加えて、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面を切り出し、鏡面研磨した後に、ナイタール腐食して金属組織を現出させ、ＳＥＭによって組織観察を行い、表層近傍の断面組織を撮影した倍率１０００倍のＳＥＭ画像を取得した。そして、得られたＳＥＭ画像において、圧延方向に２０μｍ間隔で厚さ方向に延びる５本の線を引き、各線上で鋼板表面から硬質相までの最短距離を測定し、その平均値を脱炭層の厚さとした。なお、脱炭層は、鋼板の両側の表層に形成しており、脱炭層の厚さとは、片面当たりの厚さを意味する。
　さらに、得られた鋼板の曲げ特性を、以下の曲げ試験により評価した。
　＜曲げ試験＞
　各鋼板から短冊形状の試験片を切り出して、入念にバリを除去してから曲げ試験に供した。試験片は曲げ稜線に沿った方向の長さを２０ｍｍ、曲げ稜線に直交する方向の長さを４５ｍｍとし、曲げ稜線が圧延方向となす角度が０°、４５°および９０°となるよう切り出した。
　次に、上記の試験片の板厚（ｔ）と、パンチ先端半径（Ｒｐ）との比（Ｒｐ／ｔ）が１．０または０．５となるよう、先端角度が９０°のＶ字形状パンチをそれぞれ準備し、インストロン型万能試験機に設置した溝角度９０°のＶ字溝を有するダイスに試験片の長手中央部を４０ｋＮの力で押し付けて、開き角９０°のＶ字曲げ試験を行った。Ｖ曲げ試験後の曲げ稜線を倍率４０倍でＳＥＭ観察し、曲げ稜線の長手中央部近傍の割れ有無を確認した。そして、いずれの角度から切り出された試験片の曲げ稜線にも割れを生じない場合を○、一方向でも割れが生じた場合を×と判定した。
　それらの結果を表９にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
　表９に示すように、本発明の規定を満足する試験番号ＤＣ－１～ＤＣ－３およびＤＣ－５～ＤＣ－８では、７００ＭＰａ以上の高い引張強さを有しつつ、優れたｒ４５値および極限変形能を有している。これに対して、試験番号ＤＣ－４では、焼鈍温度が低すぎたため、冷間圧延ひずみが組織に残存し、極限変形能が低下する結果となった。
　また、本発明例のうち、厚さが４．０μｍ以上の脱炭層を形成した試験番号ＤＣ－１、ＤＣ－２、ＤＣ－５、ＤＣ－６およびＤＣ－８では、Ｒｐ／ｔが０．５となるような厳しい成形条件であっても、曲げ稜線に割れを生じず、優れた曲げ特性を示す結果となった。
　本発明によれば、引張強さが７００ＭＰａ以上、ｒ４５値が１．２０以上、かつ極限変形能が０．８０以上の優れた成形性を備える鋼板を得ることが可能である。そのため、本発明に係る鋼板は、ドアおよびフード等の蓋物部材の素材として好適に用いることができる。

 

Claims (7)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０３～０．２５％、
    　Ｓｉ：０．１～２．０％、
    　Ｍｎ：１．０～３．０％、
    　Ｐ：０．２００％以下、
    　Ｓ：０．０５００％以下、
    　Ａｌ：０．０１～１．００％、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｔｉ：０．０１～０．２５％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　金属組織が、面積％で、
    　フェライト：５０～８５％を含み、
    　残部がマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトから選択される１種以上であり、
    　γ－ｆｉｂｅｒの集積強度がランダム強度比で４．０倍を超え、かつγ－ｆｉｂｅｒからの角度が１０°以内の結晶方位を有する結晶粒における平均ＫＡＭ値が１．３０°以下である、
    　鋼板。
  2. 　前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    　Ｃｒ：０．５０％以下、
    　Ｎｉ：０．５０％以下、および、
    　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    　Ｎｂ：０．０５０％以下、
    　Ｖ：０．１５％以下、
    　Ｚｒ：０．１５％以下、
    　Ｍｏ：０．１５％以下、および、
    　Ｗ：０．１５％以下、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１または請求項２に記載の鋼板。
  4. 　前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    　Ｓｎ、ＳｂおよびＴｅから選択される１種以上を、合計で０．１００％以下、含有する、
    　請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼板。
  5. 　前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を、合計で０．００５０％以下、含有する、
    　請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼板。
  6. 　前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    　Ｂ：０．００５０％以下、
    　を含有する、
    　請求項１から請求項５までのいずれかに記載の鋼板。
  7. 　表面から深さ方向に厚さ４．０μｍ以上の脱炭層を有する、
    　請求項１から請求項６までのいずれかに記載の鋼板。

     
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