(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．３０％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、
さらに、Ｍｏ：０．００５〜１．５％を含有し、かつ、Ｍｏ、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下の群から選択された１種または２種以上をＭｏとの合計で０．０１５〜１．９１質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞及び｛１１０｝＜１１１＞のいずれか一方または双方の極密度が１０以上であり、
板厚の１／８層における｛１１０｝＜００１＞の極密度が６以下であり、圧延方向のヤング率が２３０ＧＰａ超であることを特徴とする高ヤング率鋼板。
【請求項２】
前記Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉを全て含有するとともに、Ｍｏ：０．１５〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．０００６〜０．０１％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下とし、
板厚の１／８層における｛１１０｝＜００１＞の極密度が３以下であることを特徴とする請求項１記載の高ヤング率鋼板。
【請求項３】
Ｍｏ：０．００４〜０．６２％を含有し、かつ、Ｍｏ、Ｂ：０．０００３〜０．００３１％、Ｎｂ：０．０１２〜０．０９５％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下の群から選択された１種または２種以上をＭｏとの合計で０．０２１６〜０．６６４６質量％含有してなることを特徴とする請求項１に記載の高ヤング率鋼板。
【請求項４】
少なくとも板厚の表層から１／８層における圧延方向のヤング率が２４０ＧＰａ以上であることを特徴とする請求項１、２または３記載の高ヤング率鋼板。
【請求項５】
更に、板厚の１／２層における｛２１１｝＜０１１＞の極密度が６以上であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。
【請求項６】
更に、板厚の１／２層における｛３３２｝＜１１３＞の極密度が６以上であることを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。
【請求項７】
更に、板厚の１／２層における｛１００｝＜０１１＞の極密度が６以下であることを特徴とする請求項１ないし６のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。
【請求項８】
２％引張後、１７０℃、２０分熱処理を加え再度引張試験を行ったときの上降伏点から２％引張時の流動応力を差し引いた値で評価されるＢＨ量（ＭＰａ）が５ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１ないし７のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。
【請求項９】
更に、Ｃａ：０．０００５〜０．０１質量％を含むことを特徴とする請求項１ないし８のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。
【請求項１０】
Ｓｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｚｒ，Ｖ，Ｍｇ，希土類元素の群から選択された１種または２種以上を合計で０．００１〜１．０質量％含むことを特徴とする請求項１ないし９のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。
【請求項１１】
Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒの群から選択された１種または２種以上を合計で０．００１〜４．０質量％含むことを特徴とする請求項１ないし１０のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。
【請求項１２】
金属組織が、面積率で９０％以上のベイナイト相と、残部がマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト及びセメンタイトの少なくとも１つ以上からなることを特徴とする請求項１ないし１１のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
【請求項１３】
請求項１ないし１２のいずれか１項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溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１４】
請求項１ないし１２のいずれか１項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合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１５】
請求項１ないし１２のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする高ヤング率鋼管。
【請求項１６】
請求項１３記載の溶融亜鉛めっき鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管。
【請求項１７】
請求項１４記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管。
【請求項１８】
請求項１、２、９〜１１のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板の製造方法であって、請求項１、２、９〜１１のいずれか１項記載の鋼組成を有するスラブを１０００℃以上の温度に加熱し、熱間圧延をする際、熱間圧延中の平均摩擦係数が０．２超、下記式［１］で計算される有効ひずみ量ε＊が０．４以上、かつ圧下率の合計が５０％以上となるように圧延を行い、Ａｒ３変態点以上９００℃以下の温度で熱間圧延を終了することを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。
【数１】
0004634915.tif 000044
ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、εｊはｊ番目のスタンドで加えられたひずみ、εｎはｎ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔｉはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τｉ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［２］で計算できる。
τｉ＝８．４６×１０−９・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔｉ｝……［２］
【請求項１９】
前記熱間圧延を実施する際に異周速率が１％以上の異周速圧延を少なくとも１パス以上施すことを特徴とする請求項１８記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
【請求項２０】
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１８または１９記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
【請求項２１】
前記熱間圧延の後、最終仕上出側の温度から６００℃までを平均冷却速度１０〜２００℃/ｓで冷却し、４００〜６００℃で巻き取ることを特徴とする請求項１８ないし２０のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
【請求項２２】
前記熱間圧延終了後の熱延鋼板を、酸洗後、連続焼鈍ラインまたは箱焼鈍にて最高到達温度５００℃以上９５０℃以下にて焼鈍することを特徴とする請求項１８ないし２１のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
【請求項２３】
請求項１８ないし２２のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板の製造方法により得られた熱延鋼板を酸洗後、６０％未満の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、焼鈍することを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。
【請求項２４】
請求項１８ないし２２のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板の製造方法により得られた熱延鋼板に６０％未満の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、最高到達温度５００℃以上９５０℃以下にて焼鈍し、次いで、５５０℃以下まで冷却し、次いで、１５０〜５５０℃にて熱処理を行うことを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。
【請求項２５】
請求項２２ないし２４のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板の製造方法における最終の焼鈍の後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項２６】
請求項２５記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における溶融亜鉛めっきの後、４５０〜６００℃にて１０秒以上の熱処理を施すことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項２７】
請求項１８ないし２４のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板の製造方法により得られた高ヤング率鋼板を、任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする高ヤング率鋼管の製造方法。
【請求項２８】
請求項２５記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法により得られた溶融亜鉛めっき鋼板を、任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管の製造方法。
【請求項２９】
請求項２６記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法により得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、圧延方向のヤング率に優れた高ヤング率鋼管、高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管、及び高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管、並びにそれらの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ヤング率を高める技術についてはこれまでにも多数の報告がある。そのほとんどが、圧延方向（ＲＤ）に対して直角な方向（ＴＤ）のヤング率を高める技術に関するものである。
特許文献１〜９等は、いずれも圧延をα＋γ２相域で行うことによってＴＤ方向のヤング率を高める技術を開示している。
また、特許文献１０は表層にＡｒ３変態点未満での圧延を加えることによってＴＤ方向のヤング率を高める技術を開示している。
一方、ＴＤ方向のヤング率と同時にＲＤ方向のヤング率を高める技術に関する開示もある。すなわち、特許文献１１は一定方向への圧延に加えてそれと直角方向の圧延を施すことで両方のヤング率を高めるものである。しかしながら、薄板の連続熱延プロセスにおいては、圧延方向を途中で変化させることは生産性を著しく阻害するため、現実的ではない。
また、特許文献１２はヤング率の高い冷延鋼板に関する技術を開示しているが、これもＴＤ方向のヤング率は高いが、ＲＤ方向のヤング率が高いわけではない。
更に、特許文献１３はＭｏ，Ｎｂ，Ｂを複合添加してヤング率を向上させる技術を開示しているが、熱延条件がまったく異なるため、ＴＤ方向のヤング率は高いが、ＲＤ方向のヤング率が高いわけではない。
【特許文献１】特開昭５９−８３７２１号公報
【特許文献２】特開平５−２６３１９１号公報
【特許文献３】特開平８−２８３８４２号公報
【特許文献４】特開平８−３１１５４１号公報
【特許文献５】特開平９−５３１１８号公報
【特許文献６】特開平４−１３６１２０号公報
【特許文献７】特開平４−１４１５１９号公報
【特許文献８】特開平４−１４７９１６号公報
【特許文献９】特開平４−２９３７１９号公報
【特許文献１０】特開平４−１４３２１６号公報
【特許文献１１】特開平４−１４７９１７号公報
【特許文献１２】特開平５−２５５８０４号公報
【特許文献１３】特開平０８−１３１１５４１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
上述の通り、従来にも高ヤング率鋼板と称するものは存在したが、いずれも圧延方向と直角方向（幅方向：ＴＤ方向）のヤング率が高い鋼板であった。また、鋼板の幅は最大でも２ｍ程度であり、ヤング率最大の方向を部材の長手方向とする場合には、その長さを幅以上にすることはできなかった。したがって、長物部材に対しては圧延方向のヤング率が高い鋼板が切望されていた。また、製造法についても圧延反力の変動しやすいα＋γ域での熱延が前提となっており生産性に問題があった。
また、鋼板を自動車用や建材用の部品に加工する際、形状凍結性が大きな問題となる。例えば、曲げ加工を行った後、荷重が除荷される際に鋼板が元の形状に戻ろうとするスプリングバック現象が起こるために、所望の形状が得られないという問題点があった。この現象は高強度化に伴い顕在化するため、高強度鋼板を部材に適用する際の障害となっている。
【０００４】
本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、圧延方向（ＲＤ方向）のヤング率に優れた高ヤング率鋼板、それを用いた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高ヤング率鋼管、高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管、及び高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管、並びにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者らは、上記の目標を達成するために、γ単相域圧延を前提として鋭意、研究を遂行し、以下に述べるような従来にはない知見を得た。
すなわち、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉの群から選択された１種または２種以上を所定量含有する鋼の表面近傍に所定の集合組織を発達せしめることによって圧延方向のヤング率が高い鋼板を発明することに成功したものである。
また、この鋼板は、表面近傍では２４０ＧＰａ以上の特に高いヤング率が得られることから、曲げ剛性が著しく向上し、例えば、形状凍結性が著しく改善されたものである。
【０００６】
また、鋼板の形状凍結性を改善する点に着目し、高強度化に伴いスプリングバックなどの形状凍結不良の度合いが大きくなる要因が、プレス変形の際にかけられた荷重が除荷された際の戻り量が大きいことにあり、したがって、ヤング率を高くすれば、戻り量を抑え、スプリングバックを低減することが可能になる。
加えて、曲げ変形時には曲げモーメントの大きい表層付近の変形挙動が形状凍結性に著しい影響を及ぼすことから、表層だけのヤング率を向上させることで、著しい改善が可能である。
【０００７】
本発明は、このような思想と新知見に基づいて構築された、従来にはない全く新しい鋼板及びその製造方法であり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．３０％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｍｏ：０．００５〜１．５％を含有し、かつ、Ｍｏ、、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下の群から選択された１種または２種以上をＭｏとの合計で０．０１５〜１．９１質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞及び｛１１０｝＜１１１＞のいずれか一方または双方の極密度が１０以上であり、板厚の１／８層における｛１１０｝＜００１＞の極密度が６以下であり、圧延方向のヤング率が２３０ＧＰａ超であることを特徴とする高ヤング率鋼板。
【０００８】
（２） 前記Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉを全て含有するとともに、Ｍｏ：０．１５〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．０００６〜０．０１％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下とし、板厚の１／８層における｛１１０｝＜００１＞の極密度が３以下であることを特徴とする（１）に記載の高ヤング率鋼板。
（３）Ｍｏ：０．００４〜０．６２％を含有し、かつ、Ｍｏ、Ｂ：０．０００３〜０．００３１％、Ｎｂ：０．０１２〜０．０９５％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下の群から選択された１種または２種以上をＭｏとの合計で０．０２１６〜０．６６４６質量％含有してなることを特徴とする（１）または（２）記載の高ヤング率鋼板。
（４） 少なくとも板厚の表層から１／８層における圧延方向のヤング率が２４０ＧＰａ以上であることを特徴とする（１）、（２）または（３）に記載の高ヤング率鋼板。
【０００９】
（５）  更に、板厚の１／２層における｛２１１｝＜０１１＞の極密度が６以上であることを特徴とする（１）ないし（４）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
（６）  更に、板厚の１／２層における｛３３２｝＜１１３＞の極密度が６以上であることを特徴とする（１）ないし（５）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
（７）  更に、板厚の１／２層における｛１００｝＜０１１＞の極密度が６以下であることを特徴とする（１）ないし（６）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
【００１０】
（８）  ２％引張後、１７０℃、２０分熱処理を加え再度引張試験を行ったときの上降伏点から２％引張時の流動応力を差し引いた値で評価されるＢＨ量（ＭＰａ）が５ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下であることを特徴とする（１）ないし（７）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
（９）  更に、Ｃａ：０．０００５〜０．０１質量％を含むことを特徴とする（１）ないし（８）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
（１０）  Ｓｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｚｒ，Ｖ，Ｍｇ，希土類元素の群から選択された１種または２種以上を合計で０．００１〜１．０質量％含むことを特徴とする（１）ないし（９）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
（１１）  Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒの群から選択された１種または２種以上を合計で０．００１〜４．０質量％含むことを特徴とする（１）ないし（１０）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
（１２）金属組織が、面積率で９０％以上のベイナイト相と、残部がマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト及びセメンタイトの少なくとも１つ以上からなることを特徴とする（１）ないし（１１）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
【００１１】
（１３）  （１）ないし（１２）のいずれか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溶融亜鉛めっき鋼板。
（１４）  （１）ないし（１２）のいずれか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合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（１５）  （１）ないし（１２）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする高ヤング率鋼管。
（１６）  （１３）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管。
（１７）  （１４）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管。
【００１２】
（１８） （１）、（２）、（９）〜（１１）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法であって、（１）、（２）、（９）〜（１１）のいずれか１項に記載の鋼組成を有するスラブを１０００℃以上の温度に加熱し、熱間圧延をする際、熱間圧延中の平均摩擦係数が０．２超、下記式［１］で計算される有効ひずみ量ε＊が０．４以上、かつ圧下率の合計が５０％以上となるように圧延を行い、Ａｒ３変態点以上９００℃以下の温度で熱間圧延を終了することを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。
【００１３】
【数１】
0004634915.tif 000002
【００１４】
ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、εｊはｊ番目のスタンドで加えられたひずみ、εｎはｎ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔｉはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τｉ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［２］で計算できる。
τｉ＝８．４６×１０−９・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔｉ｝……［２］
【００１５】
（１９）  前記熱間圧延を実施する際に異周速率が１％以上の異周速圧延を少なくとも１パス以上施すことを特徴とする（１８）に記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
（２０）  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（１８）または（１９）に記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
（２１）前記熱間圧延の後、最終仕上出側の温度から６００℃までを平均冷却速度１０〜２００℃/ｓで冷却し、４００〜６００℃で巻き取ることを特徴とする（１８）ないし（２０）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法
（２２）  前記熱間圧延終了後の熱延鋼板を、酸洗後、連続焼鈍ラインまたは箱焼鈍にて最高到達温度５００℃以上９５０℃以下にて焼鈍することを特徴とする（１８）ないし（２１）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
【００１６】
（２３）  （１８）ないし（２２）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法により得られた熱延鋼板を酸洗後、６０％未満の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、焼鈍することを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。
（２４）  （１８）ないし（２２）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法により得られた熱延鋼板に６０％未満の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、最高到達温度５００℃以上９５０℃以下にて焼鈍し、次いで、５５０℃以下まで冷却し、次いで、１５０〜５５０℃にて熱処理を行うことを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。
【００１７】
（２５）  （２２）ないし（２４）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法における最終の焼鈍の後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（２６）  （２５）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における溶融亜鉛めっきの後、４５０〜６００℃にて１０秒以上の熱処理を施すことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（２７）  （１８）ないし（２４）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法により得られた高ヤング率鋼板を、任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする高ヤング率鋼管の製造方法。
（２８）  （２５）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法により得られた溶融亜鉛めっき鋼板を、任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管の製造方法。
（２９）  （２６）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法により得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明の高ヤング率鋼板によれば、板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞及び｛１１０｝＜１１１＞のいずれか一方または双方の極密度を１０以上とし、圧延方向のヤング率を２３０ＧＰａ超としたので、圧延方向（ＲＤ方向）のヤング率を向上させることができる。したがって、曲げ剛性を著しく向上させることができ、形状凍結性も著しく改善することができる。
特に、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉを全て含有することとし、板厚の１／８層における｛１１０｝＜００１＞の極密度を３以下とすれば、特に高いヤング率を得ることができる。
【００１９】
本発明の高ヤング率鋼板の製造方法によれば、本発明の鋼組成を有するスラブを１０００℃以上の温度に加熱し、熱間圧延をする際、圧延ロールと鋼板との摩擦係数を０．２超、有効ひずみ量ε＊を０．４以上、かつ圧下率の合計を５０％以上となるように圧延を行い、Ａｒ３変態点以上９００℃以下の温度で熱間圧延を終了するので、圧延方向（ＲＤ方向）のヤング率に優れた鋼板を安価に製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明の高ヤング率鋼板、それを用いた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高ヤング率鋼管、高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管、及び高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管、並びにそれらの製造方法の最良の形態について説明する。
なお、本実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
【００２１】
本発明の高ヤング率鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．３０％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｍｏ：０．００５〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下の群から選択された１種または２種以上を合計で０．０１５〜１．９１質量％含有し、板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞及び｛１１０｝＜１１１＞のいずれか一方または双方の極密度が１０以上であり、圧延方向のヤング率が２３０ＧＰａ超である。
【００２２】
ここに、鋼組成を上述のように限定する理由について説明する。
Ｃは安価に引張強度を増加させる元素であるので、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、Ｃを０．０００５％未満とすると、製鋼技術上困難でコストアップとなるだけでなく、溶接部の疲労特性が劣化するので、下限を０．０００５％とする。一方、Ｃ量が０．３０％を超えると成形性の劣化を招いたり、溶接性を損なったりするので、上限を０．３０％とする。
【００２３】
Ｓｉは固溶体強化元素として強度を増加させる働きがあることの他、マルテンサイトやベイナイトさらには残留γ（γはオーステナイトを意味する。以下同じ。）等を含む組織を得るためにも有効であり、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、添加量が２．５％超となるとプレス成形性が劣悪となったり、化成処理性の低下を招いたりするので、上限を２．５％とする。なお、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ので１．２％以下とすることが好ましい。下限は特に設けないが、０．００１％以下とするのは製造コストが高くなるのでこれが実質的な下限である。
【００２４】
Ｍｎはγ相を安定化し、γ域を低温まで拡張するのでγ域低温圧延を容易にする。また、表層近傍の剪断集合組織形成にＭｎ自体が有利に作用している可能性もある。これらの観点から、Ｍｎの添加量は０．１％以上が好ましく、より好ましくは０．５％以上、更に好ましくは１．５％以上である。一方、５．０％を超えると強度が高くなりすぎて延性が低下したり、亜鉛めっきの密着性が阻害されたりするのでこれを上限とする。これにより、Ｍｎの添加量の好ましい範囲は２．９〜４．０％である。
【００２５】
ＰはＳｉと同様に安価に強度を高める元素として知られており強度を増加する必要がある場合にはさらに積極的に添加する。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０．１５％を超えると、スポット溶接後の疲労強度が劣悪となったり、降伏強度が増加し過ぎたり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、その上限値を０．１５％とする。
Ｓは、０．０１５％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、これを上限とする。
【００２６】
Ｍｏ，Ｎｂ、ＴｉおよびＢは本発明において重要である。これらＭｏ，Ｎｂ、ＴｉおよびＢの群から選択された１種または２種以上を添加することによって初めて圧延方向のヤング率を高めることが可能となる。この理由は必ずしも明らかではないが、熱延中の再結晶が抑制され、γ相の加工集合組織が先鋭化することで、結果的に鋼板と熱延ロールとの摩擦に起因する剪断変形集合組織にも変化が生じ、熱延板の板厚表層から板厚１／４層近傍までの範囲において、非常に先鋭な集合組織が形成され、圧延方向のヤング率が高くなる。
【００２７】
Ｍｏ，Ｎｂ、ＴｉおよびＢ量の下限は、それぞれ０．００５％、０．００５％、４８／１４×Ｎ％、０．０００１％が好ましく、より好ましくは０．０３％、０．０１％、０．０３％、０．０００３％、更に好ましくは０．１％、０．０３％、０．０５％、０．０００６％である。
これらの元素の下限値を上記のように限定した理由は、これより少ない量の添加では、上述のヤング率向上効果が小さくなってしまうからである。
一方、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＢをそれぞれ１．５％超、０．２％超、０．２％超、０．０１％超添加しても、ヤング率の向上効果は飽和し、コストアップとなるので、これを上限とする。
【００２８】
また、これらの元素の合計の添加量が０．０１５％未満では十分なヤング率向上効果が得られないことから、０．０１５％を合計の添加量の下限とする。この観点から、合計の添加量のより好ましい範囲は０．０３５％以上、更に好ましい範囲は０．０５％である。一方、合計の添加量の上限は、それぞれの添加量の上限の和である１．９１％とする。
【００２９】
なお、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＢそれぞれの間には相互作用があり、複合添加することで更に集合組織が強くなり、ヤング率が上昇することから、Ｍｏ，Ｎｂ，ＴｉおよびＢのうち少なくとも２種以上を複合添加することがより好ましい。
特に、Ｔｉはγ高温域でＮと窒化物を形成し、ＢＮの生成を抑制するため、Ｂを添加する場合には、Ｔｉも４８／１４×Ｎ％以上添加することが好ましい。
また、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＢそれぞれが、いずれも０．１５％、０．０１％、４８／１４×Ｎ％、０．０００６％以上、添加されている場合には、集合組織が先鋭化し、特にヤング率を低減させる表層の｛１１０｝＜００１＞が減少して効果的なヤング率上昇がなされるため、高いＬ方向ヤング率が達成されるので、好ましい。
なお、これらの元素の同時添加によるヤング率向上効果は、Ｃとの組み合わせによってさらに助長される。したがってＣ量は、０．０１５％以上とすることが好ましい。
【００３０】
Ａｌは脱酸調製剤として使用しても良い。ただしＡｌは変態点を著しく高め、低温γ域での圧延が困難となるので、上限を０．１５％とする。Ａｌの下限は特に限定しないが、脱酸の観点からは０．０１％以上とすることが好ましい。
ＮはＢと窒化物を形成し、Ｂの再結晶抑制効果を低減させることから０．０１％以下に抑える。この観点から好ましくは０．００５％、更に好ましくは０．００２％以下とする。Ｎの下限は特に設定しないが、０．０００５％未満とすることにはコストがかかるばかりでそれほどの効果が得られないことから、０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００３１】
本発明の高ヤング率鋼板は、上記の組成に加えて、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％を含むことが好ましい。これは、Ｃａは、脱酸元素として有用であるほか、硫化物の形態制御にも効果を奏するためである。Ｃａの添加量は、０．０００５％未満では効果が十分でなく、０．０１％超添加すると加工性が劣化するのでこの範囲とする。
【００３２】
本発明の高ヤング率鋼板は、上記の組成に加えて、さらに、質量％で、Ｓｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｚｒ，Ｖ，Ｍｇ，希土類元素（以下、ＲＥＭと略記することもある）の１種または２種以上を合計で０．００１〜１．０％含有することとしてもよい。
特に、ＷとＶはγ域の再結晶を抑制する効果があることから、それぞれ０．０１％以上添加することが好ましい。しかしながら、ＺｒはＺｒＮを形成して固溶Ｎを減少させるので、０．０１％以下とすることが好ましい。
【００３３】
本発明の高ヤング率鋼板は、上記の組成に加えて、さらに、質量％で、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒの１種または２種以上を合計で０．００１〜４．０質量％含有することとしてもよい。
Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒは、低温γ域圧延を行うためには有利な元素であるが、０．００１％未満では、顕著な効果が得られず、また、４．０％超添加すると加工性が劣化する。
【００３４】
次に、本発明の高ヤング率鋼板の集合組織、ヤング率、ＢＨ量について説明する。
板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞および｛１１０｝＜１１１＞のいずれか一方、または双方の極密度を、１０以上とする。これによって圧延方向のヤング率を高めることが可能となる。逆に、１０未満では、圧延方向のヤング率を２３０ＧＰａ超とすることは困難である。この極密度のより好ましい値は１４以上、さらに好ましい値は２０以上である。
これらの方位の極密度（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（ＯＤＦ）から求めればよい。すなわち、各結晶方位の極密度を求めるには、３次元集合組織のφ２＝４５°断面における（１１０）[２−２３]、（１１０）[１−１１]の強度で代表させる。
上記の極密度に関する限定は少なくとも板厚１／８層については満足し、実際には１／８層のみならず、板厚表層から１／４層までの広い範囲で成り立つことが好ましい。
【００３５】
次に、板厚１／８層における｛１１０｝＜００１＞（上記ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（１１０）[００１]）方位の極密度は６以下とすることが好ましい。この方位は圧延方向のヤング率を著しく低下させることから、この方位が６超になると圧延方向のヤング率が２３０ＧＰaを超えることが困難になる。この点を考慮すると、好ましくは３以下、さらに好ましくは１．５以下である。
【００３６】
板厚１／２層における｛２１１｝＜０１１＞（上記ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（１１２）[１−１０]）の極密度は６以上であることが好ましい。この方位が発達すると、圧延方向（ＲＤ方向）に対して直角の方向、即ち幅方向（ＴＤ方向）に＜１１１＞方位が集積するため、ＴＤ方向のヤング率が高くなる。この極密度が６未満ではＴＤ方向のヤング率を２３０ＧＰａ超とするのは困難であるので、これを下限とする。この極密度の好ましい範囲は８以上、さらに好ましい範囲は１０以上である。
【００３７】
また、板厚１/２層における｛３３２｝＜１１３＞（上記ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（３３２）[−１−１３]）の極密度は圧延方向のヤング率には若干の寄与が期待できる。したがって、この方位の極密度は６以上であることが好ましく、より好ましくは８以上、更に好ましくは１０以上である。
更に、板厚１／２層における｛１００｝＜０１１＞（上記ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（００１）［１−１０］）の極密度は、４５°方向のヤング率を著しく低下させることから、６以下にすることが好ましく、より好ましくは３以下、さらに好ましくは１．５以下である。
なお、以上で述べた結晶方位はいずれも±２．５°以内のばらつきは許容するものである。また、集合組織の先鋭化によってヤング率が向上することについても説明したが、集合組織の先鋭化とは、ＯＤＦにおいて、板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞、｛１１０｝＜１１１＞、板厚１／２層における｛２１１｝＜０１１＞、｛３３２｝＜１１３＞の極密度の上昇に加えて、方位分散が小さくなることをいう。
【００３８】
鋼板のヤング率については、上述した板厚１／８層と１／２層における結晶方位の極密度に関する要件を同時に満たすことで、圧延方向だけでなく、ＴＤ方向のヤング率も同時に２３０ＧＰａ超とすることが可能となる。ヤング率の測定は、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２８０「金属材料の高温ヤング率測定方法」に準拠した常温での横共振法にて行う。
すなわち、試料を固定せずに浮かした状態で、この試料に外部の発信器から振動を加え、この発信器の振動数を徐々に変化させて上記試料の横共振の一次共振振動数を測定し、下記式［３］よりヤング率を算出する。
【００３９】
Ｅ＝０．９４６×（ｌ／ｈ）３×Ｍ／ｗ×ｆ２    ……［３］
ここで、Ｅ：動的ヤング率（Ｎ／ｍ２）、ｌ：試験片の長さ（ｍ）、ｈ：試験片の厚み（ｍ）、ｍ：質量（ｋｇ）、ｗ：試験片の幅（ｍ）、ｆ：横共振法の一次共振振動数（ｓ−１）である。
【００４０】
Ｘ線回折用試料の作製は、例えば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、この研磨面を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板厚１／８層または１／２層が測定面となるように厚みを調整する。例えば、１／８層の場合は、鋼板の板厚をｔとするとき、ｔ／８の厚み分の研磨量で鋼板表面を研磨して現れる研磨面を測定面とする。なお、正確に板厚１／８層や１／２層を測定面とすることは困難であるから、これら目標とする層を中心として板厚に対して±３％の範囲が測定面となるように試料を作製すればよい。また、鋼板の板厚中心層に偏析帯が認められる場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で偏析帯のない場所について測定すればよい。さらにＸ線測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ法やＥＣＰ法により統計的に十分な数の測定を行う。
また、上記の｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は、上述の方法でＸ線用試料を採取したとき、板面に垂直な結晶方位が＜ｈｋｌ＞で、圧延方向に平行な方位が＜ｕｖｗ＞であることを意味する。なお、鋼板の表面と裏面の金属組織及び集合組織には、実質的な相違はなく、例えば、１／８層と７／８層とは同等である。
【００４１】
本発明の集合組織に関する特徴は、通常の逆極点図や正極点図だけでは表すことができないが、たとえば鋼板の板面法線方向の結晶方位を表す逆極点図を板厚の１／８層付近に関して測定した場合、各方位の面強度比（Ｘ線ランダム強度比）は、＜１１０＞：５以上、＜１１２＞：２以上、のようになることが好ましい。
また、１／２層については、＜１１２＞：４以上、＜３３２＞：４以上、が好ましい。
【００４２】
鋼板のＢＨ量については、５ＭＰａ以上であることが好ましい。すなわち、塗装焼付処理によって可動転位が固着されると、実測のヤング率が向上するためである。ＢＨが５ＭＰａ未満では、その効果が乏しく、また、ＢＨが２００ＭＰａ超となっても格段の効果が認められない。したがって、ＢＨ量の範囲を５ＭＰａ〜２００ＭＰａとする。このＢＨ量のより好ましい範囲は３０ＭＰａ〜１００ＭＰａである。
なお、このＢＨ量は、鋼板を２％引張ったときの流動応力をσ２（ＭＰａ）、鋼板を２％引張った後さらに１７０℃、２０分の熱処理を施し，再度引張ったときの上降伏点をσ１（ＭＰａ）とすれば、下記式［４］で表される。
ＢＨ＝σ１−σ２（ＭＰａ）……［４］
【００４３】
固溶Ｃ量は、質量％で、０．０００５〜０．００４％とすることが好ましい。Ｃを固溶した鋼板が部材として加工されると、常温でも歪時効を生じ、ヤング率が高くなる。たとえば自動車用途に使用した場合、加工後塗装焼付処理を施すことで鋼板の降伏強度のみならずヤング率も増加する。固溶Ｃ量は、全Ｃ量からＦｅ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂなどの化合物として存在するＣ量（抽出残査の化学分析から定量）を差し引いた値から求めることもできる。また、内部摩擦法やＦＩＭ（Field Ion Microscopy）によって求めても良い。固溶Ｃが０．０００５％未満では十分な効果を得ることができない。また、０．００４％を超えてもＢＨ性は飽和する傾向にあるので、これを上限とする。
【００４４】
また、板厚の表層から１／８層における圧延方向のヤング率の下限値は２４０ＧＰａとすることが好ましい。この値が２４０ＧＰａ未満では十分な曲げ剛性向上効果が得られない。この観点から、圧延方向の表層ヤング率の下限は２４５ＧＰａとすることが好ましく、より好ましくは２５０ＧＰａである。
また、上限値は特に規定しないが、３００ＧＰａ超にするためには他の合金元素を大量に添加する必要があり、加工性等の他の特性が劣化することから実質３００ＧＰａ以下となる。また、表層のヤング率が２４０ＧＰａを超えていても、その層の厚みが１／８厚未満では十分な形状凍結性の向上効果が発揮されない。高ヤング率を有する層の厚みは厚いほど高い曲げ剛性形状凍結性が得られるのはいうまでもない。
【００４５】
この表層のヤング率の測定は、表層から１／８以上の厚みで試験片を切り出し、前述の横振動法にて行う。板幅方向の表層ヤング率は特に規定しないが、表層ヤング率が高い方が幅方向の曲げ剛性が上がることはいうまでもない。また上述のような成分製法によって幅方向の表層ヤング率も圧延方向と同様に２４０ＧＰaを超える。
【００４６】
本発明によって得られる鋼板の組織は、フェライトまたはベイナイトを主相とするが、両相が混在していても構わないし、これらにマルテンサイト、オーステナイト、炭化物、窒化物を初めとする化合物が存在していても良い。すなわち要求特性に応じて組織を作り分ければ良い。
バーリング加工性を向上させるには、本発明の鋼板の金属組織を、ベイナイト相が面積率で９０％以上とすることが望ましい。ベイナイト相の残部は、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト、セメンタイトの少なくとも１つ以上からなり、複数又は全部を含むこともある。なお、ベイナイト相はベイニティックフェライト及びアシキュラーフェライトを含むものとする。金属組織を光学顕微鏡で観察すると、ベイナイト相と、ベイニティックフェライト及びアシキュラーフェライトとは類似しているため判別が難しい。また、これらの穴拡げ性に対する特性は同等であり、影響は小さい。
このような金属組織が得られることによって、集合組織が更に先鋭化し、圧延方向のヤング率が向上すると共に、バーリング加工性が著しく向上する。また、バーリング加工性を更に向上させるためには、セメンタイト相は３％以下、マルテンサイト相は１％以下とすることが好ましい。
鋼板の金属組織の観察は、鋼板より小片を採取し、圧延方向断面を観察面として研磨し、腐食して光学顕微鏡で行えば良い。なお、金属組織を現出させる腐食は、例えば、ナイタール、レペラー法など、ベイナイト相と残部とを区別し得るよう、適切な方法を選択すれば良い。また、ベイナイト相の面積率は、鋼板の圧延方向断面の１／４厚部で２〜５視野、平均結晶粒径に応じて１００〜８００倍の倍率で撮影した光学顕微鏡組織写真を画像処理することによって求めることができる。
【００４７】
次に、この高ヤング率鋼板の製造方法における製造条件の限定理由について説明する。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
【００４８】
熱延鋼板を最終製品とする場合には以下のように製造条件を限定する必要がある。
熱間圧延の加熱温度は１０００℃以上とする。これは、後述する熱間圧延の仕上温度をＡｒ３変態点以上とするために必要な温度である。熱間圧延を行う際には下記式［１］で計算される有効ひずみ量ε＊が０．４以上、かつ圧下率の合計が５０％以上となるようにする。このときの熱間圧延中の平均摩擦係数を０．２超とする。以上の条件は表層の剪断集合組織を発達せしめ、圧延方向のヤング率を高めるのに必須の条件である。
【００４９】
【数２】
0004634915.tif 000003
【００５０】
ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、εｊはｊ番目のスタンドで加えられたひずみ、εｎはｎ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔｉはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τｉ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［２］で計算できる。
τｉ＝８．４６×１０−９・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔｉ｝……［２］
【００５１】
有効ひずみ量ε＊は０．４以上とし、より好ましくは０．５以上、さらに好ましくは０．６以上である。また、圧下率の合計は５０％以上とし、７０％以上が好ましく、１００％以上であればより好ましい。
なお、圧下率の合計ＲＴは、ｎパスの圧延の場合、１パス目〜ｎパス目までの各圧下率をＲ１（％）〜Ｒｎ（％）とすると、
ＲＴ＝Ｒ１＋Ｒ２＋……＋Ｒｎ    ……［５］
ただし、Ｒｎ＝｛（ｎ−１）パス後の板厚−ｎパス後の板厚｝／（ｎ−１）パス後の板厚×１００（％）
で定義することができる。
【００５２】
この熱間圧延の仕上温度をＡｒ３変態点以上とする。
仕上温度がＡｒ３変態点未満では、圧延方向のヤング率にとって好ましくない｛１００｝＜０１１＞集合組織が発達する。また仕上温度は９００℃以下とする。９００℃超では、圧延方向に好ましい剪断集合組織を板厚表層から板厚１／４層付近まで発達させることが困難である。この観点から好ましくは８５０℃以下、更に好ましくは８００℃以下とする。熱延後の巻き取り温度は特に限定しないが、４００〜６００℃で巻き取るとヤング率が向上する場合があるのでこの範囲で巻き取ることが好ましい。
【００５３】
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％以上とするのが好ましく、より好ましくは５％以上、更に好ましくは１０％以上である。
異周速率およ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。
【００５４】
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ので、使用しない場合の本発明以上にヤング率が向上する。したがって、ロール径７００ｍｍ以下のワークロールを使用することが好ましい。この観点から、ワークロール径は７００ｍｍ以下が好ましく、より好ましくは６００ｍｍ以下、さらに好ましくは５００ｍｍ以下である。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。
【００５５】
高バーリング性が必要とされる場合は、上記の仕上熱延の後の冷却において、熱間圧延の最終仕上出側の温度から６００℃までを平均冷却速度１０〜２００℃／ｓで冷却し、その後、４００〜６００℃で巻き取ることが好ましい。なお、平均冷却速度が１０℃/ｓ未満では、バーリング性が劣化することがある。平均冷却速度の更に好ましい下限は、２０℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度を２００℃超としても効果が飽和し、設備に過大な負荷をかけることがある。また巻取り温度が４００〜６００℃の範囲からはずれるとバーリング性が低下することがある。また、４００〜６００℃の範囲で巻き取ることにより、ヤング率が向上する場合がある。バーリング性は、穴拡げ試験によって求められる穴拡げ率で評価することができる。
【００５６】
このようにして製造した熱延鋼板を酸洗後、最高到達温度の範囲を５００〜９５０℃とする熱処理を行うことが好ましい。これによって圧延方向にヤング率はより一層向上する。この理由は定かではないが、熱延後の変態によって導入された転位が、熱処理によって再配列することによるものと推測される。
最高到達温度が５００℃未満ではその効果が顕著ではなく、一方、９５０℃を越えるとα→γ変態が生じるため、結果として集合組織の集積が同じか弱くなり、ヤング率も劣化の傾向となる。よって、これらをそれぞれ下限および上限とする。
この最高到達温度の範囲は、好ましくは６５０℃以上８５０℃以下である。
この熱処理の方法は特に限定するものではなく、通常の連続焼鈍ラインや箱焼鈍、連続溶融亜鉛めっきラインなどで行えばよい。
【００５７】
熱延鋼板を熱処理（焼鈍）した後に、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。亜鉛めっき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等を必要に応じて添加しても構わない。
合金化処理は、溶融亜鉛めっきを施した後に、４５０〜６００℃の範囲で熱処理することにより行う。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、めっき層が脆化するため、プレス等の加工によってめっきが剥離するなどの問題を誘発する。合金化処理の時間は、１０秒以上とする。１０秒未満では、合金化が十分に進行しない。熱延後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスを施しても良い。
【００５８】
熱延鋼板に冷延および熱処理を施しても構わない。このときの冷延率は６０％未満とする。冷延率を６０％以上とすると、熱延鋼板に形成されたヤング率を高める集合組織が大きく変化し、圧延方向のヤング率が低下することがあるためである。
冷延終了後に熱処理を施す。この熱処理の最高到達温度は５００〜９５０℃の範囲とする。５００℃未満ではヤング率の向上代が小さく、また、加工性が劣位となる場合があるので、これを下限とする。一方、熱処理温度を９５０℃超とすると、α→γ変態が生じるため、結果として集合組織の集積が同じか弱くなり、ヤング率も劣化の傾向となる。よって、これらをそれぞれ下限および上限とする。
この最高到達温度の好ましい範囲は、６００℃以上８５０℃以下である。
【００５９】
最高到達温度への加熱速度は特に限定しないが、３〜７０℃／秒の範囲とすることが好ましい。加熱速度が３℃／秒未満では加熱中に再結晶が進行し、ヤング率向上に有利な集合組織がくずれてしまう。また、７０℃／秒超としても特段材料特性は変化しないことから、この値を上限とするのが望ましい。
同熱処理後に一旦５５０℃以下、好ましくは４５０℃以下まで冷却し、さらに１５０〜５５０℃の温度で熱処理を施すことも可能である。これは、固溶Ｃ量の制御やマルテンサイトの焼き戻し、ベイナイト変態の促進等の組織制御など、種々の目的に応じて適当な条件を選択して行えば良い。
【００６０】
冷延後に連続溶融亜鉛めっきラインにて熱処理および亜鉛めっきを行っても構わない。この場合の熱処理の最高到達温度は５００〜９５０℃の範囲とする。５００℃未満では、ヤング率の向上代が小さく、また、加工性が劣位となる場合があるのでこれを下限とする。一方、熱処理温度を９５０℃超とすると、α→γ変態が生じるため、結果として集合組織の集積が同じか弱くなり、ヤング率も劣化の傾向となる。よって、これらをそれぞれ下限および上限とする。
この熱処理の最高到達温度の好ましい範囲は、６００℃以上８５０℃以下である。
【００６１】
冷延鋼板の熱処理後に、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。亜鉛めっき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等を必要に応じて添加しても構わない。
合金化処理は、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、めっき層が脆化するため、プレス等の加工によってめっきが剥離するなどの問題を誘発する。
また、合金化処理の時間は１０秒以上とする。１０秒未満では合金化が十分に進行しないからである。
【００６２】
また、上記の熱延鋼板、冷延鋼板にはＡｌ系めっきや各種電気めっきを施しても構わない。さらに、熱延鋼板や冷延鋼板および各種めっき鋼板には、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。
【００６３】
本発明の高ヤング率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。
【実施例】
【００６４】
次に、本発明を実施例にて説明する。
「実施例１」
表１〜表４に示す組成を有する鋼スラブを溶製し、表５〜表１０に示す条件で熱間圧延を施した。このときの鋼スラブの加熱温度は全て１２３０℃とした。全７段からなる仕上圧延スタンドにおいて最終の３段はロールと鋼板との摩擦係数を０．２１〜０．２４の範囲とし、最終３段の合計の圧下率を５５％とした。調質圧延圧下率はすべて０．３％とした。
なお、表１〜表４において、組成比は全て質量％であり、下線は本発明の範囲外の条件である。
【００６５】
ヤング率の測定は上述した横共振法により測定した。
引張特性は、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２８０「金属材料の高温ヤング率測定方法」に準拠して引張試験片を採取し、ＴＤ方向の引張特性を評価した。
また、板厚１／８層および板厚中心層における集合組織の極密度を測定した。結果を表５〜表１０に示す。
なお、表５〜表１０において、ＦＴは熱間圧延における最終仕上出側の温度、ＣＴは巻取り温度、ＴＳは引張強さ、ＹＳは降伏強さ、Ｅｌは伸び、Ｅ（ＲＤ）はＲＤ方向のヤング率、Ｒ（Ｄ）はＲＤ方向に対して４５°傾斜した方向のヤング率、Ｅ（ＴＤ）はＴＤ方向のヤング率である。これらの表記、及び本発明の範囲外の部分についてアンダーラインを付記した点については、以後の表１１〜４０の説明において共通する。
【００６６】
【表１】
0004634915.tif 000004
【００６７】
【表２】
0004634915.tif 000005
【００６８】
【表３】
0004634915.tif 000006
【００６９】
【表４】
0004634915.tif 000007
【００７０】
【表５】
0004634915.tif 000008
【００７１】
【表６】
0004634915.tif 000009
【００７２】
【表７】
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【００７３】
【表８】
0004634915.tif 000011
【００７４】
【表９】
0004634915.tif 000012
【００７５】
【表１０】
0004634915.tif 000013
【００７６】
表５〜表１０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
延することにより、圧延方向のヤング率を２３０ＧＰａ超とすることができた。
【００７７】
「実施例２」
表１及び表２における鋼Ｎｏ．ＣおよびＬの組成を有する鋼スラブを溶製し、表１１に示す条件にて熱間圧延を施した。このときの鋼スラブの加熱温度は全て１２３０℃とした。他の圧延条件については、全７段からなる仕上圧延スタンドにおいて最終の３段はロールと鋼板との摩擦係数を０．２１〜０．２４の範囲とし、最終の３段の合計の圧下率を５５％とした。調質圧延圧下率はすべて０．３％とした。また、Ａｒ３は表５〜表１０の場合と同様とした。
【００７８】
熱間圧延後、連続焼鈍（７００℃にて９０秒保持）、箱焼鈍（７００℃にて６時間保持）、連続溶融亜鉛めっき（最高到達温度を７５０℃とし、亜鉛めっき浴に浸漬後５００℃にて２０秒間の合金化処理を実施）の何れかの処理を施し、実施例１と同様にしてヤング率、引張特性、板厚１／８層および板厚中心層における集合組織の極密度を測定した。結果を表１２に示す。
【００７９】
【表１１】
0004634915.tif 000014
【００８０】
【表１２】
0004634915.tif 000015
【００８１】
表１１及び表１２から明らかなように、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、さらに適切に熱処理することによって、ヤング率を向上させることができた。
【００８２】
「実施例３」
表１及び表２における鋼Ｎｏ．ＣおよびＬの組成を有する鋼スラブを溶製し、表１３に示す条件にて熱間圧延を施した。このときの鋼スラブの加熱温度は全て１２３０℃とした。他の圧延条件については、全７段からなる仕上圧延スタンドにおいて最終の３段はロールと鋼板との摩擦係数を０．２１〜０．２４の範囲とし、最終の３段の合計の圧下率を５５％とした。調質圧延圧下率はすべて０．３％とした。また、Ａｒ３は表５〜表１０の場合と同様とした。
【００８３】
熱間圧延後、冷間圧延を行い、更に連続溶融亜鉛めっき（最高到達温度を種々変化させ、亜鉛めっき浴に浸漬後５００℃にて２０秒間の合金化処理を実施）を施した。その後、実施例１と同様にしてヤング率、引張特性、板厚１／８層および板厚中心層における集合組織の極密度を測定した。結果を表１３及び表１４に示す。
【００８４】
【表１３】
0004634915.tif 000016
【００８５】
【表１４】
0004634915.tif 000017
【００８６】
表１３及び表１４から明らかなように、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延、冷間圧延を行い、さらに適切に熱処理することによって、ＲＤ方向及びＴＤ方向のヤング率に優れた冷延鋼板を得ることができた。ただし、最高到達温度が著しく高い場合、ヤング率もわずかではあるが低下した。
【００８７】
「実施例４」
表１及び表２における鋼Ｎｏ．ＣおよびＬの組成を有する鋼スラブを溶製し、表１５に示す条件にて熱間圧延を施した。このときの鋼スラブの加熱温度は全て１２３０℃とした。他の圧延条件については、全７段からなる仕上圧延スタンドにおいて最終の３段はロールと鋼板との摩擦係数を０．２１〜０．２４の範囲とし、最終の３段の合計の圧下率を５５％とした。調質圧延圧下率はすべて０．３％とした。また、Ａｒ３は表５〜表１０の場合と同様とした。
【００８８】
熱間圧延後、連続溶融亜鉛めっきラインにて鋼板を６５０℃まで加熱し、約４７０℃まで冷却後、４６０℃の溶融亜鉛浴に浸漬した。亜鉛の目付け厚は平均で片面４０ｇ／ｍ２とした。溶融亜鉛めっきに引き続き、以下のようにして鋼板表面に、（１）有機被覆、（２）塗装のいずれかを施した。
【００８９】
（１）有機皮膜
樹脂固形分２７．６質量％、分散液粘度１４００ｍＰａ・ｓ（２５℃）、ｐＨ８．８、カルボキシル基のアンモニウム塩（−ＣＯＯＮＨ４）の含有量が樹脂固形分全体の９．５質量％、カルボキシル基の含有量が樹脂固形分全体の２．５質量％、分散粒平均直径が約０．０３０μｍである水性樹脂に、４質量％の腐食抑制剤、１２％のコロイダルシリカを添加して防錆処理液を作製し、上記の鋼板にロールコータにより塗布し、鋼板の表面到達温度が１２０℃となるように乾燥し、約１μｍ厚の皮膜を形成した。
【００９０】
（２）塗装
脱脂した上記鋼板上にロールコーターにて化成処理剤として日本パーカライジング社製の「ＺＭ１３００ＡＮ」を塗布し、到達板温が６０℃となるような条件で熱風乾燥させた。化成処理剤の付着量は、Ｃｒ付着量で５０ｍｇ／ｍ２とした。更に、化成処理を施した鋼板の片面にプライマー塗料を、他方の面に裏面塗料を、ロールコーターにて塗装し、熱風を併用した誘導加熱炉にて、乾燥硬化させた。このときの到達温度は２１０℃であった。
【００９１】
更に、プライマー塗料を塗装した面上にトップ塗料をローラーカーテンコータにて塗装し、熱風を併用した誘導加熱炉にて、到達温度２３０℃にて乾燥硬化させた。なお、プライマー塗料は日本ファインコーティングス社製の「ＦＬ６４０ＥＵプライマー」を用いて乾燥膜厚にして５μｍ塗装した。裏面塗料は日本ファインコーティングス社製の「ＦＬ１００ＨＱ」を用いて、乾燥膜厚で５μｍ塗装した。トップ塗料は日本ファインコーティングス社製の「ＦＬ１００ＨＱ」を用いて、乾燥膜厚で１５μｍ塗装した。
【００９２】
その後、実施例１と同様にしてヤング率、引張特性、板厚１／８層および板厚中心層における集合組織の極密度を測定した。結果を表１５及び表１６に示す。
【００９３】
【表１５】
0004634915.tif 000018
【００９４】
【表１６】
0004634915.tif 000019
【００９５】
表１５及び表１６から明らかなように、溶融亜鉛めっきを施した鋼板、さらには表面に有機皮膜や塗料を付与した鋼板についても、良好なヤング率を有することが分かった。
【００９６】
「実施例５」
表１及び表２における鋼Ｎｏ．ＣおよびＬの組成を有する鋼を用いて異周速圧延を行った。周速率は全７段からなる仕上げ圧延スタンドにおいて最終の３段で変化させた。その後、実施例１と同様にしてヤング率、引張特性、板厚１／８層および板厚中心層における集合組織の極密度を測定した。結果を表１７及び表１８に示す。なお、表１７及び表１８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。
【００９７】
【表１７】
0004634915.tif 000020
【００９８】
【表１８】
0004634915.tif 000021
【００９９】
表１７及び表１８から明らかなように、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ことが分かった。
【０１００】
「実施例６」
表１及び表２における鋼Ｎｏ．ＣおよびＬの組成を有する鋼を用いて小径ロール圧延を行った。ロール径は全７段からなる仕上げ圧延スタンドにおいて最終の三段で変化させた。その後、実施例１と同様にしてヤング率、引張特性、板厚１／８層および板厚中心層における集合組織の極密度を測定した。結果を表１９及び表２０に示す。なお、表１９及び表２０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。
【０１０１】
【表１９】
0004634915.tif 000022
【０１０２】
【表２０】
0004634915.tif 000023
【０１０３】
表１９及び表２０から明らかなように、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ロール径が７００ｍｍ以下のロールを１パス以上使用すると、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ことが分かった。
【０１０４】
「実施例７」
表２１〜表２４に示す鋼材を１２００℃から１２７０℃に加熱し、表２５〜表３２に示す熱延条件で熱延し、２ｍｍ厚の熱延鋼板とした。
また、これらの試料中、一部の試料については、６００〜７００℃にて６０分間、焼鈍を行った。
その後、特性の評価を行った。
表層のヤング率の測定は、表層から板厚１／６の厚みでサンプルを切り出し、上述した横共振法により測定した。
引張特性は、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２８０「金属材料の高温ヤング率測定方法」に準拠して引張試験片を採取し、幅方向（ＴＤ方向）の引張特性を評価した。
【０１０５】
形状凍結性の評価は、長さ２６０ｍｍ×幅５０ｍｍ×板厚の短冊状のサンプルを用い、パンチ幅７８ｍｍ、パンチ肩Ｒ５ｍｍ、ダイ肩Ｒ４ｍｍにて、種々のしわ押さえ厚でハット型に成形した後、三次元形状測定装置にて板幅中心部の形状を測定し、図１に示す様に、点Ａと点Ｂの接線と点Ｃと点Ｄの接線の交点の角度から９０°を引いた値の左右での平均値をスプリング・バック量、点Ｃと点Ｅ間の曲率半径ρ［ｍｍ］の逆数を左右で平均化した値を１０００倍したものを壁そり量として形状凍結性を評価した。１０００／ρが小さいほど形状凍結性は良好である。なお、曲げは圧延方向に対して垂直に折れ線が入るように行った。
【０１０６】
一般に、鋼板の強度が上昇すると形状凍結性が劣化することが知られている。本発明者らが実際の部品成形を行った結果から、上記方法によって測定されたしわ押さえ圧７０ｋＮでのスプリングバック量と１０００／ρがそれぞれ鋼板の引張強度ＴＳ[ＭＰａ]に対して（０．０１５×ＴＳ−６）（°）以下、（０．０１×ＴＳ−３）（ｍｍ−１）以下となる場合には、際だって形状凍結性が良好となるために、この二つを同時に満足することを良好な形状凍結性の条件として評価した。結果を表９に示す。
【０１０７】
なお、表２５〜表３２において、圧延率は、熱間圧延の圧延率の合計が５０％以上の場合は「適」、５０％未満の場合は「不適」と表記した。
また、摩擦係数は、熱間圧延中の平均摩擦係数が０．２超の場合は「適」、０．２以下の場合は「不適」と表記した。
これらの表記は、以後の表３３〜４０の説明において共通する。
【０１０８】
【表２１】
0004634915.tif 000024
【０１０９】
【表２２】
0004634915.tif 000025
【０１１０】
【表２３】
0004634915.tif 000026
【０１１１】
【表２４】
0004634915.tif 000027
【０１１２】
【表２５】
0004634915.tif 000028
【０１１３】
【表２６】
0004634915.tif 000029
【０１１４】
【表２７】
0004634915.tif 000030
【０１１５】
【表２８】
0004634915.tif 000031
【０１１６】
【表２９】
0004634915.tif 000032
【０１１７】
【表３０】
0004634915.tif 000033
【０１１８】
【表３１】
0004634915.tif 000034
【０１１９】
【表３２】
0004634915.tif 000035
【０１２０】
表２５〜表３２から明らかなように、しわ押さえ圧を増加すると、１０００／ρは減少する傾向にある。しかしながら、どの様なしわ押さえ圧を選択しても鋼板の形状凍結性の優位性の順位は変化しない。従って、しわ押さえ圧７０ｋＮでの評価は鋼板の形状凍結性を良く代表している。
【０１２１】
「実施例８」
表２１及び表２２に示した鋼Ｐ５とＰ８を用いて異周速圧延を行った。周速率は全６段からなる仕上げ圧延スタンドにおいて最終の３段で変化させた。熱延条件、引張特性、ヤング率の測定結果、及び形状凍結性の評価結果を表３３及び表３４に示す。なお、表３３及び表３４中に記載されていない製造条件については実施例７と全く同様である。
【０１２２】
【表３３】
0004634915.tif 000036
【０１２３】
【表３４】
0004634915.tif 000037
【０１２４】
表３３及び表３４から明らかなように、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、表層近傍でのヤング率が更に向上し、形状凍結性が良好となることが分かった。
【０１２５】
「実施例９」
表２１及び表２２に示した鋼Ｐ５とＰ８を用いて小径ロール圧延を行った。ロール径は
全６段からなる仕上げ圧延スタンドにおいて最終の三段で変化させた。熱延条件、引張特
性、ヤング率の測定結果、及び形状凍結性の評価結果を表３５及び表３６に示す。なお、
表３５及び表３６中に記載されていない製造条件については実施例７と全く同様である。
【０１２６】
【表３５】
0004634915.tif 000038
【０１２７】
【表３６】
0004634915.tif 000039
【０１２８】
表３５及び表３６から明らかなように、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、ロール径が７００ｍｍ以下のロールを１パス以上使用すると、表層近傍でのヤング率が更に向上し、形状凍結性も向上することが分かった。
【０１２９】
「実施例１０」
表２１及び表２２に示した鋼Ｐ５とＰ８を用いて冷延焼鈍鋼板を製造した。熱延、冷延、焼鈍の各条件、引張特性、ヤング率の測定結果、及び形状凍結性の評価結果を表３７及び表３８に示す。なお、表３７及び表３８中に記載されていない製造条件については実施例７と全く同様である。
【０１３０】
【表３７】
0004634915.tif 000040
【０１３１】
【表３８】
0004634915.tif 000041
【０１３２】
表３７及び表３８から明らかなように、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱
延、冷延、焼鈍を行うと、表層のヤング率が２４５ＧＰａを越えるとともに、形状凍結性
も向上することが分かった。
【０１３３】
「実施例１１」
表１及び表２に示した鋼Ａ及びＣ、並びに表３及び表４に示したＳ，ＡＢ及びＡＣを用いて表３９に示した条件で熱間圧延を行った。表３９において、平均冷却速度は、ＦＴと６００℃の温度差を、熱間圧延直後から６００℃に冷却するまでの時間で除した値である。また、表３９には、金属組織、引張特性及びヤング率の測定結果も示した。
表３９の面積率は、鋼板の圧延方向断面の１／４厚部で金属組織を光学顕微鏡によって１００〜８００倍で観察し、２〜５視野の写真撮影を行い、画像処理によって求めたベイナイト相の面積率である。なお、光学顕微鏡による金属組織の観察に用いた試料は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として採取した小片を樹脂に埋め込み、鏡面研磨し、ナイタールによって腐食したものである。また、ベイナイト相の残部は、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト、セメンタイトの少なくとも１つ以上であった。
表４０には、板厚１／８層及び板厚中心層における集合組織の極密度及び穴拡げ試験結果を示す。穴拡げ試験は、１辺１００ｍｍの試験片の中央に径１０ｍｍの打ち抜き穴を加工し、その初期穴を頂角６０°の円錐ポンチにて押し広げ、割れが鋼板を貫通した時点での穴径ｄ［ｍｍ］を測定し、初期穴径１０ｍｍに対する穴拡げ率λ［％］を次式によって求めた。
λ＝｛（ｄ−１０）／１０｝×１００（％）
穴拡げ率は、鋼板の強度の上昇によって劣化するため、λ［％］）／ＴＳ［ＭＰａ］を穴拡げ性の指標とし、その値が０．１５以上のものを穴拡げ性良好として評価した。
【０１３４】
【表３９】
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【０１３５】
【表４０】
0004634915.tif 000043
表３９及び表４０から明らかなように、本発明の成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延することにより、鋼板の金属組織中に占めるベイナイト相の面積率が９０％以上の場合、ヤング率が高く、かつ穴拡げ性にも優れた鋼板が得られる。
【産業上の利用可能性】
【０１３６】
本発明に係る高ヤング率鋼板は、自動車、家庭電気製品、建築物等に使用される。また、本発明に係る高ヤング率鋼板は、表面処理をしない狭義の熱延鋼板および冷延鋼板と、防錆のために溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気めっきなどの表面処理を施した広義の熱延鋼板および冷延鋼板を含む。更に、アルミ系のめっきも含む。さらに、これらの熱延鋼板、冷延鋼板、各種めっき鋼板の表面に有機皮膜、無機皮膜、塗装などを有する鋼板や、それらを複数組み合わせて有する鋼板も含まれる。
【０１３７】
本発明に係る高ヤング率鋼板は、高いヤング率を有する鋼板であるから、使用に当たっては今までの鋼板より板厚を減少させることが可能になり、その結果、軽量化が可能になる。従って、地球環境保全に寄与することができる。
また、本発明に係る高ヤング率鋼板により、形状凍結性が改善され、自動車用部材などのプレス部品への高強度鋼板の適用が容易になる。さらに、本発明に係る鋼板は、衝突エネルギー吸収特性にも優れているので、自動車の安全性の向上にも寄与するものである。
【図面の簡単な説明】
【０１３８】
【図１】ハット曲げ試験に用いた試験片を示す断面図である。
【図１】
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