(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０００３〜０．２５０％、
Ｍｎ：０．０３〜０．２０％未満、
Ｓ：０．００１０〜０．０５００％、
Ａｌ：１．５０％超、５．００％未満
を含有し、
Ｓｉ：２．２０％以下、
Ｐ：０．２００％以下、
Ｎ：０．０５００％以下
に制限し、
さらに質量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．１５０％、
Ｎｂ：０．００３〜０．１５０％、
Ｖ：０．００３〜０．１５０％
の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚１／４層における｛１１０｝＜００１＞の極密度が６以上であり、板厚が０．５ｍｍ以上であることを特徴とする高剛性鋼板。
【請求項２】
圧延方向に対して５５°方向のヤング率が２３５ＧＰａ以上であることを特徴とする請求項１記載の高剛性鋼板。
【請求項３】
さらに質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜３．００％、
Ｎｉ：０．０１〜３．００％、
Ｍｏ：０．０１〜３．００％、
Ｃｕ：０．０１〜３．００％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載の高剛性鋼板。
【請求項４】
さらに質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．００６０％
を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高剛性鋼板。
【請求項５】
さらに質量％で、
Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０５０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．２００％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高剛性鋼板。
【請求項６】
さらに質量％で、
Ｂｉ：０．０００５〜０．３００％、
Ｐｂ：０．０００５〜０．３００％、
Ｓｂ：０．０００５〜０．３００％、
Ｓｎ：０．０００１〜０．３００％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の高剛性鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６の何れか１項に記載の高剛性鋼板を製造する方法であって、請求項１、３〜６の何れか１項に記載の成分を有する鋼片を１２２０℃超の温度に加熱し、仕上温度を８５０℃未満とし、巻取温度を６００℃未満とする熱間圧延を行い、冷間圧延を行うことなく、最高温度を８００℃以上とする熱延板焼鈍を施すことを特徴とする高剛性鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜６の何れか１項に記載の高剛性鋼板を製造する方法であって、請求項１、３〜６の何れか１項に記載の成分を有する鋼片を１２２０℃超の温度に加熱し、８９０℃以下での総圧下量を５０％未満に制限して、仕上温度を８５０〜１１００℃とし、巻取温度を５５０℃以上とする熱間圧延を行い、２０〜８０％の圧下率で冷間圧延を施し、最高温度を８５０℃以上とする最終焼鈍を施すことを特徴とする高剛性鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車や建材などに用いられる高剛性鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題への対応のため炭酸ガス排出抑制や燃費低減を目的に自動車の軽量化が望まれている。自動車の軽量化のためには鋼材の高強度化が有効であるが、板厚を減ずると部材の剛性が低下することがある。そのため、高い剛性が要求される部材では、鋼材を高強度化しても板厚を減ずることができない場合があり、軽量化が困難であった。
このような、剛性が要求される部材を軽量化する手段としては、鋼材に比べて比重の低いアルミ合金板の使用が有効である。しかし、アルミ合金板は高価格であることに加え、鋼材に比べて加工性が劣ることや、鋼板との溶接が困難である等の欠点があり、自動車部材への適用は限定されたものとなっている。そこで、鋼板とアルミ合金板の長所を兼ね備えた材料として、鉄にアルミを多量に添加した高Ａｌ含有鋼板が提案されている（例えば、特許文献１〜５）。
また、｛１１０｝＜００１＞を発達させて、鋼板のねじり剛性を高める技術が提案されている（例えば、特許文献６）。しかし、特許文献６の技術は、Ａｌの含有量を制限しており、部材の軽量化の効果が十分であるとはいえない。
【０００３】
【特許文献１】特表２０００−５１７００１号公報
【特許文献２】特開２００５−０１５９０９号公報
【特許文献３】特開２００５−２７３００４号公報
【特許文献４】特開２００６−１７６８４４号公報
【特許文献５】特開２００７−３２１１６８号公報
【特許文献６】特開２００６−２５７４８８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
自動車や建材などの部材は、鋼板の圧延方向を長手方向することが多い。従来、部材の剛性を高めるには、鋼材のヤング率が高い方向を部材の長手方向とすることが有効であるとされていた。特許文献５には、｛００１｝＜０１０＞を発達させて、圧延方向および圧延方向に対して直角方向の剪断弾性率を高めた鋼板が提案されている。
しかし、本発明者の検討の結果、部材の用途や形状によっては、部材の長手方向ではなく、長手方向に対して斜め、具体的には３５〜７５°方向の範囲のヤング率を高めることが、部材の剛性の向上に有効であることがわかった。本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、鋼板の圧延方向やそれと直角の幅方向ではなく、圧延方向に対して斜め方向のヤング率を高めた高剛性鋼板およびその製造方法の提供を課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者は、鋼板の圧延方向ではなく、鋼板の圧延方向に対して３５〜７５°方向の範囲のヤング率を高める方法について鋭意検討した。その結果、鋼板の圧延方向に対して３５〜７５°方向の範囲のヤング率を向上させるには、板厚１／４層における｛１１０｝＜００１＞の極密度を高めることが有効であること、これには、Ａｌの含有量を高め、ＭｎおよびＳの含有量を制御して、ＭｎＳを活用することが有効であることを見出した。
さらに、鋼片を高温に加熱し、仕上温度および巻取温度を低下させて熱間圧延を行った後に熱延板焼鈍を行うか、熱間圧延の仕上温度および巻取温度を高め、冷間圧延後に最終焼鈍を行うことにより、板厚１／４層における｛１１０｝＜００１＞の極密度を６以上にすることに成功し、圧延方向に対して３０〜７５°方向のヤング率が高い鋼板を得ることができた。
本発明はこのような知見に基づいて構成したものであり、その要旨は、以下のとおりである。
【０００６】
（１）  質量％で、Ｃ：０．０００３〜０．２５０％、Ｍｎ：０．０３〜０．２０％未満、Ｓ：０．００１０〜０．０５００％、Ａｌ：１．５０％超、５．００％未満を含有し、Ｓｉ：２．２０％以下、Ｐ：０．２００％以下、Ｎ：０．０５００％以下に制限し、さらに質量％で、Ｔｉ：０．００３〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００３〜０．１５０％、Ｖ：０．００３〜０．１５０％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚１／４層における｛１１０｝＜００１＞の極密度が６以上であり、板厚が０．５ｍｍ以上であることを特徴とする高剛性鋼板。
（２）  圧延方向に対して５５°方向のヤング率が２３５ＧＰａ以上であることを特徴とする（１）記載の高剛性鋼板。
（３）  さらに質量％で、Ｃｒ：０．０１〜３．００％、Ｎｉ：０．０１〜３．００％、Ｍｏ：０．０１〜３．００％、Ｃｕ：０．０１〜３．００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）のいずれかに記載の高剛性鋼板。
（４）  さらに質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高剛性鋼板。
（５）  さらに質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．２００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項に記載の高剛性鋼板。
（６）  さらに質量％で、Ｂｉ：０．０００５〜０．３００％、Ｐｂ：０．０００５〜０．３００％、Ｓｂ：０．０００５〜０．３００％、Ｓｎ：０．０００１〜０．３００％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項に記載の高剛性鋼板。
【０００７】
（７）  （１）〜（６）の何れか１項に記載の高剛性鋼板を製造する方法であって、（１）、（３）〜（６）の何れか１項に記載の成分を有する鋼片を１２２０℃超の温度に加熱し、仕上温度を８５０℃未満とし、巻取温度を６００℃未満とする熱間圧延を行い、冷間圧延を行うことなく、最高温度を８００℃以上とする熱延板焼鈍を施すことを特徴とする高剛性鋼板の製造方法。
（８）  （１）〜（６）の何れか１項に記載の高剛性鋼板を製造する方法であって、（１）、（３）〜（６）の何れか１項に記載の成分を有する鋼片を１２２０℃超の温度に加熱し、８９０℃以下での総圧下量を５０％未満に制限して、仕上温度を８５０〜１１００℃とし、巻取温度を５５０℃以上とする熱間圧延を行い、２０〜８０％の圧下率で冷間圧延を施し、最高温度を８５０℃以上とする最終焼鈍を施すことを特徴とする高剛性鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、成形性に優れた高剛性鋼板、より具体的には、鋼板の圧延方向に対して３５〜７５°方向のヤング率が高い鋼板およびその製造方法の提供が可能になり、剛性が要求される部材を軽量化することができるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
鋼板の圧延方向に対して３５〜７５°方向のヤング率が高い鋼板としては、方向性電磁鋼板が挙げられる。しかし、電磁鋼板はＳｉ量が極端に多いために、延性に乏しく、自動車部品のように、成形性が必要とされる用途には適用することができない。
そこで、本発明者は、新たな高剛性鋼板を開発するために鋭意検討を行った。その結果、Ａｌの含有量を高め、ＭｎおよびＳの含有量を制御し、熱間圧延の加熱温度を高め、仕上温度および巻取温度を低下させると、その後の熱延板焼鈍により、方向性電磁鋼板と同様の集合組織を有する鋼板を得ることができることを知見した。すなわち、圧延方向に対して３５〜７５°方向のヤング率の向上に有効な結晶方位である｛１１０｝＜００１＞の極密度が６以上になる。また、熱間圧延後、冷間圧延および最終焼鈍を施す場合は、仕上温度および巻取温度を高めることが必要であることがわかった。
【００１０】
以下、本発明について詳細に説明する。
Ａｌは、本発明において｛１１０｝＜００１＞の極密度を高めるために極めて重要な元素である。鋼板の圧延方向に対して３５〜７５°方向のヤング率を高めるためには、１．５０％超のＡｌを添加することが必要である。Ａｌは、鋼材の比重を低下させるためにも有効な元素であり、２．００％以上を添加することが好ましい。一方、集合組織の制御にＭｎＳを利用する本発明では、Ａｌ量が５．００％以上になると、熱間加工性および冷間加工性が劣化する。延性の低下を抑制するには、Ａｌ量を４．６０％以下にすることが好ましい。Ａｌ添加量のさらに好ましい範囲は、２．５０〜４．００％である。また、Ａｌ量が２．５０％未満である場合には、｛１１０｝＜００１＞の極密度を高めるために、
（Ａｌ＋Ｓｉ）≧２．５０％
を満足するようにＳｉを同時に添加することが好ましい。
【００１１】
本発明において、ＭｎＳを形成するＭｎおよびＳは、集合組織の制御のために極めて重要な元素である。
Ｍｎは、０．０３％以上を含有させると微細なＭｎＳを生じて、｛１１０｝＜００１＞の極密度を高め、鋼板の圧延方向に対して３５〜７５°方向のヤング率を高める効果を発現する。また、ＭｎＳの形成は、固溶Ｓによる粒界脆化の抑制にも有効であり、０．０４％以上のＭｎの添加が好ましい。一方、０．２０％以上のＭｎを添加すると、ＭｎＳを微細に分散させることが難しくなり、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下するため、０．２０％未満を上限とする。鋼板の圧延方向に対して３５〜７５°方向のヤング率を高めるには、上限を０．１５％未満とすることが好ましい。さらには、Ｍｎ量を０．０５％以上、０．１２％未満とすることが好ましい。
【００１２】
Ｓは、微細なＭｎＳの活用により｛１１０｝＜００１＞の極密度を高め、鋼板の圧延方向に対して３５〜７５°方向のヤング率を高める効果を発現させるため、０、００１０％以上を含有させる。また、ＭｎＳの形成は、固溶Ｓによる粒界脆化の抑制にも有効であり、０、００６０％以上のＳを含有させることが好ましい。Ｓ量のより好ましい下限は、０．００９０％以上である。一方、Ｓを過剰に含有させると熱間加工性が低下するため、０．０５００％を上限とする。靭性の低下を抑制し、冷間加工性を向上させるためには、Ｓ量を０．０２００％以下にすることが好ましい。
【００１３】
Ｃは、強度を向上させるために有効な元素であり、効果を得るには含有量の下限を０．０００３％以上にすることが必要である。一方、０．２５０％を超えるＣを添加すると加工性が劣化するため、Ｃ量の上限を０．２５０％とする。なお、冷間圧延性や鋼板の成形性の観点からは、Ｃ量が少ない方が良く、０．１００％以下とすることが好ましい。０．０５０％以下であればより好ましく、０．０２０％以下であれば一層好ましい。
【００１４】
Ｓｉは、脱酸元素であるが、２．２０％超を添加すると、熱間加工性が低下するため、Ｓｉ量の上限を２．２０％とする。また、Ｓｉ量の上限は、熱間圧延で生じるスケールの剥離性の観点から２．００％以下が好ましく、化成処理性の観点からは０．８０％以下が好ましい。一方、脱酸を有効に行うためには、０．００３％以上のＳｉの添加が好ましい。また、Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素であり、０．００５％以上を含有させることが好ましい。
さらに、Ｓｉは、Ａｌと同時に含有させると、｛１１０｝＜００１＞の極密度を高める効果を発現する。したがって、特にＡｌ量が少ない場合には、ＡｌとＳｉの合計量が２．５０％以上になるように添加することが好ましい。
【００１５】
Ｐは、不純物であり、結晶粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、上限を０．２００％とする。Ｐ量の下限は限定しないが、０．００１％未満に低減すると、製造コストが上昇する。また、Ｐは強化に有効な元素であるので、強度を高めるには、０．００５％以上のＰを含有させることが好ましい。Ｐの偏析による耐２次加工脆性や靱性の劣化を抑制するには、上限を０．０８０％以下にすることが好ましい。さらに加工性の低下を抑制するためには、０．０４０％以下にすることが好ましい。
【００１６】
Ｎは、不純物元素であり、０．０５００％を超えて含有させると靭性が劣化する。特に、本発明の鋼板は、Ａｌの含有量が多く、Ａｌ系窒化物が粗大化しやすいため、Ｎ量の好ましい上限は、０．０１５０％以下であり、０．００４０％以下がさらに好ましい。一方、微細なＡｌ系の窒化物は｛１１０｝＜００１＞の極密度を高めるには有効であり、０．０００５％以上のＮを含有させることが好ましい。鋼板の圧延方向に対して３５〜７５°方向のヤング率を高めるために、Ａｌ系窒化物を活用する場合、Ｎ量の特に好ましい範囲は０．００１０〜０．００３０％である。
【００１７】
さらに、強度、延性、靭性や製造性を高めるために、必要特性に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｎの１種または２種以上を添加しても良い。
【００１８】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、析出物を生じて強化に寄与する元素であり、１種または２種以上を、それぞれ、０．００３％以上添加することが好ましい。また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、鋳造性を改善する効果も有するので、添加量の好ましい下限は、それぞれ、０．０１２％以上である。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれ、０．１５０％超を添加すると結晶粒が微細化し、加工性が低下することがある。また、鋼板の圧延方向に対して３５〜７５°方向のヤング率の低下を防止するには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、それぞれの上限を０．０５０％にすることがより好ましい。なお、Ｔｉは、Ｓと硫化物を形成する元素であるため、Ｔｉ／Ｓ＜１となるように添加することが好ましい。
【００１９】
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕは、延性および靭性の向上に有効な元素であり、１種または２種以上を、それぞれ、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕを、それぞれ、３．００％超添加すると、延性と靭性が劣化することがあるため、各元素の含有量の上限を３．００％とすることが好ましい。Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕのさらに好ましい範囲は、それぞれ、０．１０％〜１．４０％である。
【００２０】
Ｂは、粒界に偏析し、粒界結合力を向上させる元素である。ＰおよびＳの粒界偏析を抑制し、粒界強度を高めるためには、０．０００１％以上のＢの添加が好ましい。さらに延性、靭性、および熱間加工性を向上させるためには、０．０００３％以上の添加が好ましい。一方、０．００６０％を超えるＢを添加しても効果が飽和する。また、粒界に粗大な析出物が生成し熱間加工性が劣化する場合があるため、Ｂの含有量の上限は、０．００２５％以下とすることが好ましい。
【００２１】
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態を制御し、熱間加工性や靭性の劣化の抑制に有効な元素であり、１種または２種以上を添加することが好ましい。この効果を得るには、Ｃａは０．００１％以上、Ｍｇは０．０００５％以上、Ｚｒは０．００１％以上、ＲＥＭは０．００１％以上を添加することが好ましい。一方、Ｃａは０．０１０％、Ｍｇは０．０５０％、Ｚｒは０．２００％、ＲＥＭは０．０５０％を超えて過剰に添加すると靭性が劣化することがある。
【００２２】
Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｎは、Ａｌと同時に添加することにより、｛１１０｝＜００１＞の極密度を高める効果が顕著になる。鋼板の圧延方向に対して３５〜７５°方向のヤング率を高めるためには、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｂは、それぞれ、０．０００５％以上、Ｓｎは０．０００１％以上の添加が好ましい。また、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｎは、いずれも、０．３００％超を添加してもその効果が飽和する。Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｎの添加量のより好ましい範囲は、それぞれ、Ｂｉ：０．０１０〜０．１５０％、Ｐｂ：０．０１０〜０．１５０％、Ｓｂ：０．０２０〜０．１５０％、Ｓｎ：０．０５０〜０．１５０％である。
【００２３】
次に、本発明の高剛性鋼板の組織について説明する。
本発明の高剛性鋼板は、１．５０％超のＡｌを含有するため、フェライトが安定になる。フェライト以外の組織、オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライト、炭化物、その他化合物など、第２相の面積率の合計が２０％を超えると、板厚１／４層における｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下することがある。したがって、本発明では、フェライトの面積率を８０％以上にすることが好ましい。フェライトの面積率は、９０％以上が好ましく、９８％以上であればさらに好ましい。
【００２４】
フェライト以外の組織、すなわち残部は、オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライト、セメンタイト、炭化物、窒化物、ＡｌとＦｅを主成分とする金属間化合物、その他化合物の１種または２種以上から構成される。フェライトおよび残部の組織の面積率は、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡により観察し、点算法によって測定することができる。また、炭化物、窒化物、ＡｌとＦｅを主成分とする金属間化合物、その他化合物については、電解抽出法により抽出した残渣量を分析する方法やＸ線回折などにより同定することも可能である。
【００２５】
なお、本発明において、フェライトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）における板厚の１／４部分を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡により２００〜５０００倍で１０視野観察した場合の平均値と定義する。
【００２６】
フェライトの平均結晶粒径は、特に限定しないが、板厚１／４層において｛１１０｝＜００１＞の極密度を高めるためには、結晶粒を成長させて１００μｍ以上にすることが好ましい。｛１１０｝＜００１＞を有する結晶粒を成長させると、その方位の極密度が高くなるので、フェライトの平均結晶粒径は大きいほど好ましく、具体的には、２００μｍ以上、さらには５００μｍ以上にすることが好ましい。
【００２７】
｛１１０｝＜００１＞は、圧延方向に対して３５〜７５°方向のヤング率を高める方位である。板厚１／４層における｛１１０｝＜００１＞の極密度を６以上にすると、圧延方向に対して５５°方向のヤング率を２３５ＧＰａ以上に高めることができる。これは、｛１１０｝＜００１＞が発達すると圧延方向に対して３５〜７５°方向に＜１１１＞方位が集積するためである。そのため、３５〜７５°方向のほぼ中央である５５°の方向のヤング率を、確実に２３５ＧＰａ以上にすることができる。板厚１／４層における｛１１０｝＜００１＞の極密度の好ましい下限は８以上であり、さらに好ましくは１０以上である。
【００２８】
｛１１０｝＜００１＞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）[００１]の強度で代表させる。
【００２９】
Ｘ線回折用試料の作製は次のようにして行う。鋼板を機械研磨や化学研磨などによって板厚方向に所定の位置まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に板厚１／４層が測定面となるように調整する。なお、正確に板厚１／４層を測定面とすることは困難であるので、これら目標とする層を中心として板厚に対して±５％の範囲が測定面となるように試料を作製すればよい。
【００３０】
さらにＸ線測定が困難な場合には、電子後方散乱パターン（ＥＢＳＰ）やエレクトロンチャネリングパターン（ＥＣＰ）により統計的に十分な数の測定を行う。なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは上述の方法でＸ線用試料を採取したとき、板面に垂直な結晶方位が＜ｈｋｌ＞で圧延方向が＜ｕｖｗ＞であることを意味する。
【００３１】
また、板厚１／４層における｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の極密度、すなわち、ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（１１１）[１−２１]および（１１１）[０−１１]の極密度は、平均ヤング率を向上させる方位であり、１．５以上とすることが好ましい。さらに、｛１１０｝＜１１０＞の極密度は、圧延方向のヤング率を高める方位であり、１．５以上とすることが好ましい。
【００３２】
一方、｛００１｝＜０１０＞の極密度、すなわち、ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（００１）[０−１０]の極密度は、特に限定しないが、圧延方向と直角方向のヤング率を低下させるので、２．５未満であることが好ましく、２．０以下であればさらに好ましい。
【００３３】
上記の極密度に関する限定は少なくとも板厚１／４層については満足し、実際には１／４層のみならず、板厚表層から中心層までの広い範囲で成り立つことが好ましい。
【００３４】
本発明の鋼板は、高い剛性を有し、主に自動車や建材に用いられ、自動車の部材や建築物の剛性の向上に寄与するため、鋼板の板厚を０．５ｍｍ以上にすることが必要である。上限は限定しないが、用途からすると、せいぜい８．０ｍｍ以下である。また、熱間圧延では、板厚を０．５ｍｍ未満にすることが困難であり、冷間圧延の圧下率を高めると、｛１１０｝＜００１＞を集積させることが難しくなる。なお、製造性の観点から、冷間圧延を施さない熱延鋼板の板厚は２．０ｍｍ以上が好ましく、これよりも薄い板厚が要求される場合は、冷間圧延および最終焼鈍により製造することが好ましい。
【００３５】
鋼板の板厚１／４層における｛１１０｝＜００１＞の極密度を６以上に高めると、圧延方向に対して５５°方向（５５°方向という）のヤング率を２３５ＧＰａ以上にすることができる。５５°方向のヤング率は、部材としての剛性を高めるために、２４５ＧＰａ以上にすることが好ましく、２６０ＧＰａ以上がさらに好ましい。
【００３６】
また、｛１１０｝＜００１＞は、５５°方向のヤング率を高めるが、圧延方向のヤング率を低下させる方位である。そのため、５５°方向のヤング率が２３５ＧＰａ以上になると、圧延方向のヤング率が相対的に低下し、２１０ＧＰａ未満になることがある。さらに、５５°方向のヤング率を２４５ＧＰａ以上、２６０ＧＰａ以上に高めると、圧延方向のヤング率は、それぞれ、１９０ＧＰａ未満、１７０ＧＰａ未満に低下することがある。
【００３７】
圧延方向と直角方向（Ｃ方向という）のヤング率は特に限定しないが、５５°方向のヤング率が２３５ＧＰａ以上になると、Ｃ方向のヤング率は１８０ＧＰａ以上になる。Ｃ方向のヤング率は、５５°方向のヤング率を２４５ＧＰａ以上、さらには、２６０ＧＰａ以上と向上させるにしたがって、１９０ＧＰａ以上、２００ＧＰａ以上と大きくなる。なお、ヤング率は、面内異方性により、圧延方向に対して、４５〜６５°の範囲内で最大となる。
【００３８】
ヤング率の測定はＪＩＳ  Ｚ  ２２８０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振動を加え、発振機の振動数を徐々に変化させて一次共振振動数を測定して下式よりヤング率を算出する。
Ｅ＝0.946×(l/h)3×m/w×f2
ここで、Ｅ：動的ヤング率［ＧＰａ］、l：試験片の長さ［ｍ］、h：試験片の厚さ［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。
【００３９】
剪断弾性率Ｇ［ＧＰａ］は特に限定するものではないが、圧延方向および圧延方向と直角方向の剪断弾性率が、いずれも９０ＧＰａ以上であることが好ましく、１００ＧＰａ超であればなお一層好ましい。なお、剪断弾性率は、特許文献５および６に記述されているように、米国材料試験協会（American Society For Testing and Materials、ＡＳＴＭ）の基準（Ｃ１２５９）に従って計算することができる。
【００４０】
なお、鋼板の引張強度については特に限定しないが、１３００ＭＰａ以上では靭性が低下するので、１３００ＭＰａ未満とすることが好ましい。
【００４１】
次に、本発明の高剛性鋼板の製造方法について説明する。
本発明の鋼板は、鋼片を熱間圧延し、得られた熱延板に焼鈍を施すか、熱間圧延後、さらに冷間圧延を施して、最終焼鈍を行って製造される。本発明において熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉、転炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続鋳造によって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。
また、熱間圧延では、粗圧延と仕上圧延の間でシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。
【００４２】
熱間圧延の加熱温度は、ＭｎＳ等の析出物を十分に固溶させて、熱延板焼鈍や最終焼鈍の前に微細なＭｎＳを析出させ、｛１１０｝＜００１＞を発達させるために、１２２０℃超にすることが必要である。５５°方向のヤング率を高めるには、１２５０℃以上にすることがより好ましい。加熱温度の上限は特に限定しないが、１４５０℃超とするのは困難であり、設備上の制限から、実質的に１４００℃が上限となる。鋼片を均質に加熱するためには、１２５０℃超〜１３５０℃がより好ましい範囲である。
【００４３】
熱間圧延の後に冷間圧延を施さずに熱延板焼鈍を行う場合は、熱間圧延により導入された歪が回復や再結晶によって消失しないように、熱間圧延の仕上温度を低下させる。熱間圧延の仕上温度を８５０℃未満とし、冷間圧延を行うことなく熱延板焼鈍すると、熱間圧延により導入された歪により｛１１０｝＜００１＞が集積し、５５°方向のヤング率を高めることができる。また、冷間圧延を施さない場合は、熱間圧延の仕上温度を低下させて歪を導入するために、仕上温度は８００℃未満が好ましく、７５０℃未満がさらに好ましい。一方、５００℃未満で圧延すると、圧延荷重が過大となり生産性を損なうので、仕上温度の下限は５００℃以上が好ましい。
【００４４】
８５０℃未満での圧下率は、３０％以上にすると、｛１１０｝＜００１＞をさらに発達させることができる。また、８５０℃未満での圧下率が過大になると、再結晶が促進されるため、８０％以下にすることが好ましい。８５０℃未満での圧下率は、４０〜７０％であればなお一層好ましい。
【００４５】
熱間圧延後の巻取温度は、６００℃未満とする。これは、巻取温度が６００℃以上では、熱間圧延で導入された歪が回復し、熱延板焼鈍で｛１１０｝＜００１＞の集積を高めることが困難になるためである。巻取温度は、５５０℃未満であればなお好ましい。
【００４６】
熱間圧延後、冷間圧延を施さない場合は、熱延板焼鈍の最高温度を８００℃以上とする。この熱延板焼鈍によって、仕上温度を８５０℃未満とする熱間圧延で導入された歪を駆動力とする再結晶、それに引き続く粒成長が生じ、｛１１０｝＜００１＞が発達した集合組織にすることが可能となる。粒成長を促進させて、｛１１０｝＜００１＞の極密度を高めるためには、熱延板焼鈍の最高温度は８５０℃以上が好ましい。熱延板焼鈍の最高温度の上限は限定しないが、連続焼鈍を施す場合は、生産性の観点から１０００℃以下が好ましい。
【００４７】
熱間圧延後に冷間圧延を施して最終焼鈍する場合は、熱間圧延で過剰に歪が導入されないように、仕上温度を８５０℃以上とする。一方、仕上温度の上限は、微細なＭｎＳを析出させるために１１００℃以下とする。仕上温度を８５０℃以上、１１００℃以下にすれば、冷間圧延後の最終焼鈍で再結晶が過剰に促進されることがないため、｛１１０｝＜００１＞の極密度を高めることができる。表面でのスケール生成を抑制するためには、仕上温度を１０５０℃以下にすることが好ましい。
【００４８】
また、本発明では、熱間圧延での歪の導入を抑制するため、８９０℃以下での総圧下量を５０％未満に制限する。さらに８９０℃以下での総圧下量は、４０％未満とすることが好ましい。ただし、熱間圧延の仕上圧延は、歪の導入を抑制するため、９００℃以上にすることが好ましく、このように、仕上温度を８９０℃超とする場合は、８９０℃以下での総圧下量は０％である。なお、８９０℃以下での総圧下量は、８９０℃での板厚ｔ0、熱間圧延完了後の板厚ｔ1のとき、
｛（ｔ0−ｔ1）／ｔ0｝×１００（％）
で求められる。
【００４９】
熱間圧延後に冷間圧延を施して最終焼鈍する場合は、熱間圧延の巻取温度を５５０℃以上とする。これは、巻取温度を５５０℃未満にすると、熱間圧延で導入した歪が残存し、冷延後に蓄積される歪が過大になりやすく、結晶方位への集積にばらつきが生じやすくなり、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下するためである。巻取温度は、６００℃以上がさらに好ましい。
【００５０】
冷間圧延の圧下率は、２０％未満であると歪の導入が不十分であり、焼鈍後、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下する。一方、冷間圧延の圧下率が８０％を超えると、歪の導入が過剰になり、再結晶が促進されて、最終焼鈍後、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下する。｛１１０｝＜００１＞の極密度を高め、５５°方向のヤング率を高めるには、冷間圧延の圧下率を３０〜７０％とすることがより好ましく、３５〜６５％がさらに好ましい。なお、冷間圧延中には鋼板の温度が上昇する場合があるが、この温度は通常は１００℃未満であり、大圧下などを施した場合でも２００℃未満である。
【００５１】
冷間圧延に続く最終焼鈍の加熱温度は、粒成長を促して、｛１１０｝＜００１＞を発達させるために８５０℃以上とする。｛１１０｝＜００１＞の極密度を高めるためには、最終焼鈍の加熱温度を９００℃以上とすることが好ましく、９５０℃以上であればなお好ましい。最終焼鈍の最高温度の上限は限定しないが、連続焼鈍を施す場合は、生産性の観点から１１００℃以下が好ましい。
【００５２】
なお、冷間圧延を行う場合は、冷間圧延の前に冷延前焼鈍を行うか、冷間圧延の途中に一回または複数回の中間焼鈍を行っても構わない。これによって冷間圧延の荷重を低下したり、冷間圧延時の割れなどのトラブルを回避したりする効果のほか、｛１１０｝＜００１＞集合組織の発達を促す効果も有する。
【００５３】
冷間圧延前焼鈍および中間焼鈍の最高温度は、７００〜１２００℃が好ましく、８００〜１０００℃がさらに好ましい。また、経済性の観点からは、冷間圧延前焼鈍および中間焼鈍は、最高温度を９００℃以下として行うことが好ましい。
また、冷間圧延の前に、最高温度を７００〜１２００℃以下とする冷延前焼鈍を行っても構わない。これによって冷間圧延の荷重を低下したり、冷間圧延時の割れなどのトラブルを回避したりする効果のほか、｛１１０｝＜００１＞の発達を促すことができる。冷延前焼鈍の最高温度の好ましい範囲は、８００〜１０００℃である。
【００５４】
なお、冷延前焼鈍、中間焼鈍を施す場合は、最終焼鈍の直前の冷間圧延の圧下率を上述の範囲内、すなわち２０〜８０％、好ましくは３０〜７０％とする。
【００５５】
熱間圧延の後に冷間圧延を施さずに熱延板焼鈍する場合も、熱間圧延後に冷間圧延を施して最終焼鈍する場合も、熱延後に酸洗を施すことが好ましい。また、熱延板焼鈍および最終焼鈍の加熱速度については特に限定しないが、｛１１０｝＜００１＞の極密度を高め、５５°方向のヤング率を高めるためには、５００〜８００℃の間の平均加熱速度を１００℃／ｈ以下とすることが好ましい。
【００５６】
さらに、鋼板の表面には種々のめっきを施しても構わない。亜鉛系めっきのほか、Ａｌ系のめっきを必要に応じて施せばよい。溶融めっきの場合には、鋼板を最終焼鈍した後の冷却仮定で、所定のめっき浴に浸漬し、必要に応じて再加熱して合金化すればよい。または、焼鈍の後、冷却完了後に、再度鋼板を加熱した後、めっき浴に浸漬しても良い。電気めっきは最終焼鈍の後に行えばよい。
【実施例１】
【００５７】
表１に示す組成を有する鋼を溶製し、鋳造して鋼片とした。これらのうち、鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｅ、Ｆ、Ｑを用いて、表２に示す条件にて熱間圧延とそれに引き続く焼鈍を施した。得られた板厚３．０ｍｍの鋼板に圧下率０．５％のスキンパス圧延を施した後、圧延方向と直角方向（Ｃ方向）の引張特性、｛１１０｝＜００１＞の極密度、および種々の方向のヤング率を測定した。
【表１】
0005251221.tif 000002
引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行った。｛１１０｝＜００１＞の極密度は、板厚１／４が測定面になるように試験片を採取して、Ｘ線回折法によって測定した。ヤング率の測定は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２８０に準拠した横共振法によって行った。
結果を表２に示す。
【表２】
0005251221.tif 000003
表２から明らかなように、鋼Ｎｏ．ＡはＭｎ量が少なく、鋼Ｎｏ．ＥはＡｌ量が少ないため、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低い。また、製造Ｎｏ．Ｂ−１は熱間圧延の加熱温度が低く、製造Ｎｏ．Ｂ−２はさらに巻取温度も高いため、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下している。製造Ｎｏ．Ｃ−５は熱間圧延の仕上温度が高く、製造Ｎｏ．Ｆ−３はさらに熱延板焼鈍温度も低く、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下している。製造Ｎｏ．Ｑ−２は巻取温度が高く、製造Ｎｏ．Ｃ−４はさらに熱延板焼鈍の最高温度が低く、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下している。製造Ｎｏ．Ｑ−３は熱延板焼鈍の最高温度が低く、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下している。
【実施例２】
【００５８】
表１に示す組成を有する鋼片を、表３および４（表３のつづき）に示す条件にて熱間圧延後、冷間圧延および最終焼鈍を施した。一部の鋼板には、引き続き溶融亜鉛めっきを施した。このとき溶融亜鉛めっき浴の温度は４６０℃とした。得られた板厚１．２ｍｍの鋼板の圧延方向と直角方向の引張特性、｛１１０｝＜００１＞の極密度、および種々の方向のヤング率は、実施例１と同様にして測定した。
結果を表３および４（表３のつづき）に示す。
【表３】
0005251221.tif 000004
【表４】
0005251221.tif 000005
表３および４から明らかなように、本発明の成分を有する鋼を適切な条件で熱延、焼鈍した場合には、｛１１０｝＜００１＞の極密度が高くなり、圧延方向から斜めの方向、特に５５°方向のヤング率が高くなっている。
一方、鋼Ｎｏ．ＡおよびＤはＭｎ量が範囲外であり、鋼Ｎｏ．ＥはＡｌ量が少なく、鋼Ｎｏ．ＲはＳ量が少ないため、いずれも｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下している。また、鋼Ｎｏ．ＪはＳｉ量が多く、冷間圧延時に割れが生じ、鋼Ｎｏ．ＧはＡｌ量が多く、熱間圧延にて割れが生じたため、以後の試験を中止した。
製造Ｎｏ．Ｌ−３、Ｎ−１およびＱ−４は熱間圧延の加熱温度が低く、製造Ｎｏ．Ｃ−６はさらに巻取温度も低いため、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下している。製造Ｎｏ．Ｋ−２は、熱間圧延の仕上温度が低く、８９０℃以下での総圧下量が大きいため、製造Ｎｏ．Ｈ−１はさらに巻取温度および最終焼鈍の最高温度も低いため、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下している。製造Ｎｏ．Ｂ−４およびＳ−１は８９０℃以下での総圧下量が大きく、製造Ｎｏ．Ｎ−２は巻取温度が低いため、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下している。
製造Ｎｏ．Ｂ−６、Ｆ−６およびＯ−２は、冷間圧延の圧下率が範囲外であり、製造Ｎｏ．Ｑ−５はさらに最終焼鈍の最高温度が低いため、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下している。製造Ｎｏ．Ｆ−４およびＰ−２は、最終焼鈍の最高温度が低いため、｛１１０｝＜００１＞の極密度が低下している。