JP5058508B2 - 低降伏比型高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、低降伏比型高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法に関するものである。

鋼材の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。
以下の特許文献１〜９などは、いずれも圧延をα＋γ２相域（フェライト相とオーステナイト相が共存する温度域）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、以下の特許文献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す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。
また、本発明者らの一部はＲＤ方向のヤング率が高い鋼板を特許文献１４に提案した。しかし、これは鋼板の降伏比の低下を課題としたものではなく、ミクロ組織及び熱延後の冷却条件については開示していない。
特開昭５９−８３７２１号公報 特開平５−２６３１９１号公報 特開平８−２８３８４２号公報 特開平８−３１１５４１号公報 特開平９−５３１１８号公報 特開平４−１３６１２０号公報 特開平４−１４１５１９号公報 特開平４−１４７９１６号公報 特開平４−２９３７１９号公報 特開平４−１４３２１６号公報 特開平４−１４７９１７号公報 特開平５−２５５８０４号公報 特開平０８−３１１５４１号公報 特開２００５−２７３００１号公報

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）のヤング率が高い鋼板であった。ところが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、特に自動車用鋼板において、乗車人員の安全性確保の及び燃費向上の観点から、高強度鋼板の使用比率が拡大している。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り、所望の形状が得られない現象である。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。

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。
即ち、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｂ，Ｔｉ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、本発明によって得られる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、例えば形状凍結性も著しく改善される。

鋼材の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は、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る。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。
また、降伏比（引張強さに対する降伏強さの比）を下げる事で、衝突時の吸収エネルギーが増加し、衝突安全性の向上に大きく寄与する。このためフェライト又はベイナイトを体積分率で最大の組織とし、体積分率で２〜２５％のマルテンサイト組織を含む複合組織鋼とする事で、降伏強さの低下と伴に引張延性が向上し、吸収エネルギーが増加する。

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通りである。
（１）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板は、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、及びＭｏ：０．１〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％ 、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ［ｍａｓｓ％］以上，０．２％以下、Ｂ：０．０００６〜０．０１％を合計で０．０１５〜１．９１％含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、フェライト又はベイナイトを体積分率最大の組織とし、体積分率で２〜２５％のマルテンサイトからなる複合組織鋼であり、かつ板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞、｛１１０｝＜１１１＞の一方又は双方の極密度が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。
（２）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板は、前記（１）に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板において、Ｃａ：０．０００５〜０．０１質量％を含むことを特徴とする。
（３）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板は、前記（１）又は（２）に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板において、Ｓｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｚｒ，Ｖ，Ｍｇ，Ｒｅｍの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．０質量％含むことを特徴とする。
（４）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板は、前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板において、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒの１種又は２種以上を合計で０．００１〜４．０質量％含むことを特徴とする。

（５）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板は、前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板において、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。
（６）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板は、前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板において、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。
（７）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板は、前記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板において、更に、板厚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。
（８）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板は、前記（１）〜（７）のいずれか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板において、更に、板厚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。
（９）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板は、前記（１）〜（８）のいずれか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板において、更に、板厚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。

（１０）本発明の低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛メッキ鋼板は、前記（１）〜（９）の何れか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする。
（１１）本発明の低降伏比型高ヤング率合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は、前記（１）〜（９）の何れか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板に、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。
（１２）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼管は、前記（１）〜（９）の何れか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板、前記（１０）記載の低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板、又は前記（１１）記載の低降伏比型高ヤング率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。
（１３）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板の製造方法は、前記（１）〜（９）の何れか１項に記載の高ヤング率鋼板を製造する方法であって、前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを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が０．２超、以下の［１］式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し、３０ｓ以内の空冷を行った後、５〜１５０℃／ｓの冷却速度で２５〜３００℃まで冷却し、巻き取ることを特徴とする。

上記の式１において、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［ｓ］、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］によって以下の［２］式で計算できる。

（１４）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板の製造方法は、前記（１）〜（９）の何れか１項に記載の高ヤング率鋼板を製造する方法であって、前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを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が０．２超、以下の［３］式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し、酸洗後に１０％以上６０％未満の圧下率で冷間圧延を施し、最高加熱温度Ａｃ１変態点［℃］以上０．５×（Ａｃ１＋Ａｃ３）［℃］以下の温度範囲で焼鈍後、１〜１５０℃／ｓの冷却速度にて２５〜３８０℃まで冷却することを特徴とする。

上記の式３において、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［ｓ］、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］によって以下の［４］式で計算できる。

（１５）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板の製造方法は、前記（１３）又は（１４）記載の低降伏比型高ヤング率鋼板の製造方法において、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。
（１６）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板の製造方法は、前記（１３）〜（１５）の何れか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板の製造方法において、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。
（１７）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板の製造方法は、前記（１３）、（１５）、（１６）の何れか１項に記載の方法により製造した熱延鋼板を酸洗後、１０％以上６０％未満の圧下率で冷間圧延を施した後に、最高加熱温度が５００℃以上０．５×（Ａｃ１＋Ａｃ３）［℃］以下の温度範囲で焼鈍することを特徴とする。

（１８）本発明の低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、前記（１０）記載の低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、前記（１３）〜（１７）の何れか１項に記載の方法で製造した低降伏比型高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする。

（１９）本発明の低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、前記（１０）記載の低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、前記（１４）〜（１７）のいずれか１項に記載の低降伏比高ヤング率鋼板の製造方法に引き続き、更に、連続ラインにて、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする。

（２０）本発明の低降伏比型高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、前記（１１）記載の低降伏比型高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、前記（１８）又は（１９）記載の溶融亜鉛めっきを施した後、４５０〜６００℃までの温度範囲で５ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする。
（２１）本発明の低降伏比型高ヤング率鋼管の製造方法は、前記（１２）記載の鋼管を製造する方法であって、前記（１３）〜（１７）のいずれか１項に記載の製造方法により得られた低降伏比型高ヤング率鋼板、前記（１８）又は（１９）記載の製造方法により得られた低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板又は前記（２０）記載の製造方法により得られた低降伏比型高ヤング率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。

本発明によれば、特に圧延方向のヤング率に優れた低降伏比型鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法を得ることができる。

以下に本発明について最良の形態に基づいて詳細に説明するが、本発明が以下に記載する種々の実施の形態に制限されるものではないのは勿論である。
ここに、本発明において鋼組成及び製造条件を上述のように限定する理由についてさらに説明する。
まず、成分について説明する。
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の下限を０．０００５％とするのは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これを下限とする。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これを上限とする。
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これを上限とする。
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Ｓｉは１．２％以下とすることが好ましい。下限は特に設けないが、Ｓｉを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。

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は０．１％以上添加する。この観点から０．５％以上添加することが望ましい。更に望ましくは１．５％以上添加する。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。好ましくは２．９〜４．０％とする。
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たりするので、これを上限とする。

Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ及びＢは本発明において重要な添加元素である。これらの元素の添加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鮮鋭化することで、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。Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ及びＢ量の下限はそれぞれＭｏ：０．００５％，Ｎｂ：０．００５％，Ｔｉ：４８／１４×Ｎ［ｍａｓｓ％］，Ｂ：０．０００１％，望ましくはＭｏ：０．０３％、Ｎｂ：０．０１％、Ｔｉ：０．０３％、Ｂ：０．０００３％、更に望ましくはＭｏ：０．１％、Ｎｂ：０．０３％、Ｔｉ：０．０５％、Ｂ：０．０００６％である。前記の下限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，ＢをそれぞれＭｏ：１．５％超、Ｎｂ：０．２％超、Ｔｉ：０．２％超、Ｂ：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。また、これら元素の合計添加量が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％を合計添加量の下限とする。この観点から望ましくは合計で０．０３５％以上、更に望ましくは合計で０．０５％以上添加する。合計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。

なお、Ｍｏ，Ｎｂ，ＴｉとＢ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、少なくとも２種以上を複合添加することがより望ましい。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を添加する場合はＴｉも４８／１４×Ｎ％以上添加することが望ましい。
また、それぞれの元素がいずれもＭｏ：０．１５％以上，Ｎｂ：０．０１％以上，Ｔｉ：４８／１４×Ｎ％以上，Ｂ：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＞が減少し効果的なヤング率上昇がなされるため、高いＬ方向（圧延方向）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。

Ａｌは脱酸調整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るので低温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。この観点から望ましくは０．００５％、更に望ましくは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％以上とすることが望ましい。
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ので、０．０００５〜０．０１％の範囲で添加しても良い。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。

これらを主成分とする鋼にＳｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｚｒ，Ｖ，Ｍｇ，Ｒｅｍの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．０％以下含有しても構わない。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。
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ので、これらの１種又は２種以上を合計で０．００１〜４．０％の範囲で添加しても良い。０．００１％未満では顕著な効果が得られず、４．０％超添加すると加工性が劣化する。

次に、本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板の変態組織について説明する。
本発明の鋼板の組織は、フェライト、ベイナイトの一方又は双方と、マルテンサイトからなり、フェライト又はベイナイトを体積分率最大の組織とし、体積分率で２〜２５％のマルテンサイトを含む複合組織鋼とする。硬質相であるマルテンサイトを２〜２５％含み、フェライトやベイナイトといった比較的軟質な組織との複合組織鋼とする事で、引張強さに対する降伏強さの比（降伏比）を低くする事ができる。このとき、フェライト又はベイナイトを体積率で最大としたのは、これらの組織分率が小さいと十分な低降伏比が得られない事と、引張延性が十分得られず成形性を阻害する原因となる事から、これらを最大分率の組織とした。またマルテンサイト分率が２％未満もしくは２５％超では、十分な低降伏比が得らないため上記範囲を設けた。このときマルテンサイト分率は５〜２０％程度が好ましい。
本発明によって得られる鋼板の組織は、フェライト又はベイナイトを主相（体積分率で最大の相）とするが、両相が混在していても構わない。また、マルテンサイト組織の体積分率は２〜２５％と規定するが、オーステナイト、炭化物、窒化物を初めとする化合物が１０％以下、好ましくは３％未満存在していても構わない。すなわち要求特性に応じて組織を作り分ければ良い。
次に本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板の集合組織、ヤング率について説明する。
板厚１／８層における｛１１０｝＜２２３＞、｛１１０｝＜１１１＞方位の一方又は双方の極密度は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り、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。好ましくは１４以上、さらに好ましくは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。
さらに板厚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、この方位の極密度が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。この観点から好ましくは３以下、さらに好ましくは１．５未満である。
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に対して直角の方向（以下、ＴＤ方向とする）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。好ましくは極密度が８以上、さらに好ましくは１０以上とする。
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い。この観点から好ましくは極密度が８以上、更に好ましくは１０以上とする。
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極密度を６以下にすることが望ましい。この観点から好ましくは極密度を３以下、更に望ましくは極密度を１．５以下とする。
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。
上記の結晶方位の極密度の条件は、少なくとも１つを満足することが好ましく、複数を満足することがさらに好ましく、最適条件は、全てを満足することである。

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ＪＩＳＺ２２８０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、以下の［５］式よりヤング率を算出する。

ここで、Ｅ：動的ヤング率［Ｎ／ｍ^２］、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。

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、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層又は１／２層が測定面となるように調整する。例えば，１／８層の場合は、鋼板の板厚をｔとしたとき、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ので、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（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）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。

固溶Ｃ量は０．０００５〜０．００４％とすることが好ましい。これを含有する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に、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量が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。

板厚の表層から１／８層における圧延方向及び幅方向のヤング率：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とすることが望ましい。更に望ましくは２５０ＧＰａである。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が得られるのは言うまでもない。
なお、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言うまでもない。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。

次に、本発明に係る低降伏比型高ヤング率鋼板の製造条件の限定理由について述べる。 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。
熱延鋼板製造時に、集合組織を制御するために以下のように製造条件を限定する必要がある。
熱延加熱温度は１０００℃以上とする。これは、後述する熱延仕上温度を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以下の［６］式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。このときの圧延ロールと鋼板との摩擦係数を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。

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［ｓ］、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］によって以下の［７］式で計算できる。

有効ひずみε^＊は０．４以上とし、０．５以上が好ましく、０．６以上であればより好ましい。圧下率の合計は５０％以上とし、板厚１／２層における｛２１１｝＜０１１＞方位、｛３３２｝＜１１３＞方位のいずれか一方または双方の極密度を大きくするためには、７０％以上が好ましく、１００％以上であればより好ましい。
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、以下の[８]式で示される。

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［％］で定義できる。

熱延の仕上温度は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り、｛１１０｝＜２２３＞、｛１１０｝＜１１１＞の双方の極密度が低下する。また、仕上げ温度を９００℃以下で、より低温にすると、γの再結晶が抑制されて板厚１／２層における｛１００｝＜０１１＞方位の極密度が低下し、４５°方向のヤング率には好ましくない集合組織の発達を抑制することができる。なお、せん断集合組織が発達した部位の表層からの深さを大きくするためにも、仕上圧延を低温で行うことが好ましい。この観点から、熱延の仕上温度は、好ましくは８５０℃以下、更に好ましくは８００℃以下とする。
一方、熱延の仕上温度は、Ａｒ３変態点未満では、｛１１０｝＜２２３＞、｛１１０｝＜１１１＞の双方の極密度が低下し、圧延方向のヤング率にとって好ましくない｛１１０｝＜００１＞集合組織が発達することもあるため、Ａｒ３変態点以上とする。
熱間圧延を実施する際には圧延ロールの異周速率が１％以上の異周速圧延を少なくとも１パス以上施すと表層近傍での集合組織形成が促進されるため、異周速圧延を実施しない場合の本発明以上にヤング率が向上する。この観点から異周速率は１％以上とし、望ましくは異周速率５％以上、更に望ましくは異周速率１０％以上の異周速圧延を施すことが望ましい。異周速率及び異周速圧延パス数の上限は特に規定しないが、上記の理由からいずれも大きい方が大きなヤング率向上効果が得られることは言うまでもない。しかし、５０％以上の異周速率は現状困難であり、仕上熱延パスは通常８パス程度までである。
ここで本発明における異周速率とは、上下圧延ロールの周速差を低周速側ロールの周速で除した値を百分率で表示したものである。また、本発明の異周速圧延は、上下ロール周速のいずれが大きくてもヤング率向上効果に差はない。

また、仕上熱延に使用する圧延機にロール径が７００ｍｍ以下のワークロールを一つ以上使用すると表層近傍での集合組織形成が促進されるため、使用しない場合の本発明以上にヤング率が向上することからロール径７００ｍｍ以下のワークロールを使用することが望ましい。この観点から、ワークロール径は７００ｍｍ以下とし、６００ｍｍ以下であることが望ましく、５００ｍｍ以下とすることが更に望ましい。ワークロール径の下限は特に規定しないが、３００ｍｍ以下になると通板制御が困難になる。小径ロールを使用するパス数の上限は特に規定しないが、前述のように仕上熱延パスは通常８パス程度までである。
熱延中に変態組織制御を行う際、すなわち熱延板の組織をマルテンサイトを含む複合組織とする際には、上記製造条件に加え仕上げ圧延後の冷却条件が重要となるため、熱延仕上げ後、空冷時間を制限して制御冷却を行う。仕上圧延後は、直ちに制御冷却することが好ましいが、設備上の制約によって、制御冷却の開始までは空冷されることがある。
仕上圧延後の空冷時間が３０ｓを超えると、マルテンサイトが５％未満となるため、空冷時間は３０ｓ以内とする。
制御冷却の冷却速度は５℃／ｓ以上とし、制御冷却の停止温度を２５〜３００℃の範囲内とする。これは、熱延仕上後の冷却速度が５℃／ｓ未満では、低降伏比となるための体積分率の下限である２％以上のマルテンサイトを得るのが困難だからである。一方、冷却速度の上限は、特に制限に意味は無いが製造上１５０℃／ｓ以上にする事は困難である。なお、冷却速度を５〜１５０℃／ｓとする制御冷却は、水冷、ミスト冷却によって行うことができる。

熱延後の巻き取り温度は、２５〜３００℃とする。これは巻き取り温度が３００℃超ではマルテンサイトを２％以上得られないからである。また、下限値を２５℃としたのは、製造上の制約により２５℃未満にする事は困難だからである。
熱延鋼板には、最高加熱温度を５００℃以上０．５×（Ａｃ１＋Ａｃ３）［℃］以下の範囲とする焼鈍を施してもよい。最高加熱温度に到達後、直ちに冷却しても良いが、鋼板の温度を均一にするには、１２０ｓ以上保持することが好ましく、１８００ｓ超の保持は生産性を損なう。鋼板の材質の均質性と生産性を両立するには、保持時間を３００ｓ以上６００ｓ以下とすることが更に好ましい。また、熱延鋼板には、必要に応じて酸洗、インライン又はオフラインによる圧下率１０％以下のスキンパスを施しても良い。

このようにして製造した熱延鋼板を酸洗後、冷延し、焼鈍しても良い。この場合、冷延率を６０％超とすると、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してしまうことがあるため、冷延率は６０％未満とすることが好ましい。一方、冷延率の下限値に特に意味は無いが、生産性を考慮すると１０％以上とすることが好ましい。
冷間圧延後の焼鈍は、最高加熱温度を５００℃以上０．５×（Ａｃ１＋Ａｃ３）［℃］以下の範囲とし、２５〜３８０℃の範囲内まで冷却することが好ましい。これによって圧延方向のヤング率の低下を抑制し、かつ、体積分率で２〜２５％のマルテンサイトを確保することができる。熱延鋼板の焼鈍と同様、最高加熱温度に到達後、直ちに冷却しても良いが、１２０ｓ以上１８００ｓ以下の保持が好ましく、３００ｓ以上６００ｓ以下の保持が更に好ましい。
焼鈍後の冷却速度は、１℃／ｓ未満かつ冷却停止温度が３８０℃超では、冷却中にパーライト変態が起こる恐れがあるため、冷却速度を１℃／ｓ以上、冷却停止温度を３８０℃以下とすることが好ましい。なお、製造上、冷却速度を１５０℃／ｓ超、冷却停止温度を２５℃未満とすることは困難である。なお、パーライト変態を抑制するためには、冷却速度を２℃／ｓ以上とすることが好ましい。また、焼鈍後、２５〜３８０℃の範囲内に保持しても良いが、１８００ｓを超えるとマルテンサイトを確保できないことがあるため、保持時間は１８００ｓ以内とすることが好ましい。

熱間圧延後の冷却で変態組織を制御せず、冷間圧延後の焼鈍、冷却時に変態組織を制御してもよい。この場合も、熱間圧延によって、圧延方向のヤング率を向上させる剪断集合組織を表層に発達させるため、スラブ加熱温度、圧延ロールと鋼板との摩擦係数、有効ひずみ量ε^＊、圧下率の合計、熱間圧延の終了温度は上記の条件を満足する必要がある。仕上圧延後の冷却条件は特に規定しないが、巻き取り条件については、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のが好ましい。また、熱延鋼板には最高加熱温度を５００℃以上０．５×（Ａｃ１＋Ａｃ３）［℃］以下、保持時間を０分以上、好ましくは１２０ｓ以上１８００ｓ以下、更に好ましくは３００ｓ以上６００ｓ以下の範囲とする焼鈍を施してもよい。

熱延鋼板を酸洗後、冷延を施し、冷延終了後の熱処理工程にて変態組織を制御する場合、冷延の圧下率、焼鈍の最高加熱温度、焼鈍後の冷却における冷却速度を限定する。冷延の圧下率の下限は製造上の観点から１０％とし、上限はヤング率の観点から６０％未満とする。焼鈍は、最高加熱温度をＡｃ１変態点［℃］以上０．５×（Ａｃ１＋Ａｃ３）［℃］とし、１℃／ｓ以上の冷却速度にて３８０℃以下まで冷却する。
ここで重要なのは、熱延で得られた集合組織の大部分を残しつつ、その一部を、フェライト相からオーステナイト相に変態（以下、α→γ変態という。）させ、その後の冷却制御にて低降伏比となるために必要なマルテンサイト量を得る事にある。すなわちＡｃ１変態点未満の最高加熱温度では、α→γ変態が起こりにくい事からこれを下限とし、また０．５×（Ａｃ１＋Ａｃ３）［℃］を超える温度では、組織の大部分が逆変態γとなり、熱延時に制御した集合組織制御によるヤング率向上効果が得られなくなる恐れのある事から、これを上限とした。加熱速度は特に限定しないが、３〜７０℃／ｓの範囲とすることが望ましい。加熱速度が３℃／ｓ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。７０℃／ｓ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。

また、その後の冷却速度が１℃／ｓ未満かつ冷却停止温度が３８０℃超では、冷却中にパーライト変態が起こる恐れがあるため、これを下限と及び上限とした。一方、冷却速度の制限に意味は無いが製造上１５０℃／ｓ超にする事は困難であるため１５０℃／ｓ以下とし、冷却停止温度も同様の理由で２５℃以上とする。なお、パーライト変態の抑制という観点から、冷却速度は２℃／ｓ以上であることが好ましい。上記の焼鈍後、２５〜３８０℃の温度で保持しても良いが、１８００ｓを超えるとマルテンサイトを確保できないことがあるため、保持時間は１８００ｓ以内とすることが好ましい。
冷延鋼板には、必要に応じて酸洗した後、さらにインライン又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。

熱延鋼板、冷延鋼板には溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。冷延鋼板を焼鈍する場合は、冷却後、連続する溶融亜鉛めっきラインにて、そのまま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など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。合金化処理の時間は、５ｓ以上とする。５ｓ未満では合金化が十分に進行しない。上限は特に定めないが、めっき密着性を考慮すると１０ｓ程度とすることが好ましい。
焼鈍及び溶融亜鉛めっき後に、必要に応じて酸洗し、その後インライン又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。
冷延後に連続溶融亜鉛めっきラインにて熱処理及び亜鉛めっきを行っても構わない。
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及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。

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

次に本発明を実施例にて説明する。
「実施例１」
表１に示す組成を有する鋼を溶製し、表２に示す条件で熱間圧延を施した。Ａｒ３、Ａｃ１及びＡｃ３は、フォーマスター試験機を用い、冷却中の試験片の熱膨張変化を測定して求めた。表１の成分の空欄は分析値が検出限界未満であることを意味し、Ｔｉ−４８／１４Ｎが空欄であるものはＴｉを含有しないものである。Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｂ＋Ｔｉは、各元素の含有量が検出限界未満であるものは０として計算した。Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｂ＋Ｔｉが０であるものは、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉの全ての含有量が検出限界未満であることを意味する。なお、表１及び２の下線は、また表３〜９においても同様に、本発明の範囲外又は好ましい条件の範囲外であることを意味する。
熱間圧延の加熱温度は全て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。光学顕微鏡による組織観察と画像解析によって、マルテンサイト体積率、フェライト体積率、ベイナイト体積率を求めた。なお、マルテンサイト、フェライト、ベイナイトの残部はパーライトである。
ヤング率は上述した横共振法により測定した。Ｅ（ＲＤ）、Ｅ（Ｄ）、Ｅ（ＴＤ）は、それぞれ、長手方向をＲＤ方向、４５°方向、ＴＤ方向として試験片を採取し、測定して得られた室温におけるヤング率である。ＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号引張試験片を採取してＴＤ方向の引張特性をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して評価した。また、板厚１／８層及び板厚７／１６層における集合組織をＸ線回折法によって測定した。表２に熱延条件と熱延鋼板の集合組織を示し、表３に熱延鋼板の組織、引張特性及びヤング率を示す。
なお、表２において、ＦＴ［℃］は熱間圧延機で仕上圧延を行う際の最終スタンドの出側の温度であり、ＣＴ［℃］は巻き取り温度であり、ｔ_ＡＣ［ｓ］は熱間圧延における仕上圧延後、冷却を開始するまでの空冷時間であり、ＣＲ_１［℃/ｓ］はＦＴからＣＴまでの平均冷却速度である。また、表３は熱延鋼板の組織及び特性を示すものであり、Ｖ_Ｍ１［％］はマルテンサイト体積率であり、Ｖα_１はフェライト体積率であり、Ｖ_Ｂ１［％］はベイナイト体積率である。ＴＳ［ＭＰａ］は引張強さであり、ＹＳ［ＭＰａ］は降伏強さであり、ＹＲ［−］は降伏比であり、Ｅｌ［％］は伸びであり、Ｅ（ＲＤ）［ＧＰａ］はＲＤ方向の平均ヤング率であり、Ｒ（Ｄ）［ＧＰａ］はＲＤ方向に対して４５°傾斜した方向の平均ヤング率であり、Ｅ（ＴＤ）［ＧＰａ］はＴＤ方向の平均ヤング率である。これらの指標は、以後の表４〜９の説明において共通する。

表２及び３から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延した場合には、圧延方向のヤング率を２３０ＧＰａ超とすることができた。

「実施例２」
表１における鋼Ｎｏ．Ｑ及びＳの組成を有する鋼スラブを溶製し、表４に示す条件で熱間圧延を施した。スラブの加熱温度、仕上圧延スタンド数、ロールと鋼板との摩擦係数、最終３段の合計の圧下率は実施例１と同様にして行った。また、Ａｒ３は表２の場合と同様に示し、更にＡｃ１及びＡｃ３も併記した。
このようにして得られた熱延鋼板を酸洗し、表４に示す圧下率で冷間圧延後、連続焼鈍（最高加熱温度にて９０ｓ保持）、連続溶融亜鉛めっき（最高加熱温度にて９０ｓ保持後、亜鉛めっき浴に浸漬後５００℃で１０ｓの合金化処理を実施）の何れかの処理を施し、引張特性とヤング率を測定した。マルテンサイト体積率、フェライト体積率、ベイナイト体積率、集合組織、ヤング率の測定及び引張特性の評価は実施例１と同様にして行った。調質圧延の圧下率はすべて０．３％とした。結果を表５に示す。
なお、表４において、ＣＲ_２［℃/ｓ］は焼鈍後の平均冷却速度であり、Ｔ_ＯＡ［℃］は焼鈍中の冷却後の保持温度であり、t_ＯＡ［ｓ］は焼鈍中の冷却後の保持時間である。また、表５において、Ｖ_Ｍ２は冷間圧延焼鈍後のマルテンサイト体積率であり、Ｖα_２は冷間圧延焼鈍後のフェライト体積率であり、Ｖ_Ｂ２は冷間圧延焼鈍後のベイナイト体積率である。

表５に示す試験結果から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延し、冷間圧延した後、さらに適切に熱処理することによって、冷延鋼板及びめっき鋼板の圧延方向のヤング率が向上する。

「実施例３」
表１に示した鋼ＢとＯ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。マルテンサイト体積率、フェライト体積率、ベイナイト体積率、集合組織、ヤング率の測定及び引張特性の評価は実施例１と同様にして行った。熱延条件及び集合組織を表６に、各組織の体積率、引張特性とヤング率の測定結果を表７に示す。なお、表６で表示されていない熱延条件は全て実施例１と同様である。
表６及び７に示す試験結果から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際に１％以上の異周速圧延を１パス以上加えると、表層近傍での集合組織形成が促進され、更にヤング率が向上する。

「実施例４」
表１に示した鋼ＢとＯ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。マルテンサイト体積率、フェライト体積率、ベイナイト体積率、集合組織、ヤング率の測定及び引張特性の評価は実施例１と同様にして行った。熱延条件及び集合組織を表８に、各組織の体積率、引張特性とヤング率の測定結果を表９に示す。なお、表８で表示されていない熱延条件は全て実施例１と同様である。

表８及び９に示す試験結果から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際に１％以上の異周速圧延を１パス以上加えると、表層近傍での集合組織形成が促進され、更にヤング率が向上する。

Claims (21)

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、
   及びＭｏ：０．１〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％ 、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ［ｍａｓｓ％］以上、０．２％以下、Ｂ：０．０００６〜０．０１％を合計で０．０１５〜１．９１％含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、フェライト又はベイナイトを体積分率最大の組織とし、体積分率で２〜２５％のマルテンサイトからなる複合組織鋼であり、かつ板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞、｛１１０｝＜１１１＞の一方又は双方の極密度が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低降伏比型高ヤング率鋼板。
2. Ｃａ：０．０００５〜０．０１質量％を含むことを特徴とする請求項１記載の低降伏比型高ヤング率鋼板。
3. Ｓｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｚｒ，Ｖ，Ｍｇ，Ｒｅｍの１種又は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又は２に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板。
4. Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒの１種又は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１〜３のいずれか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板。
5. 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１〜４のいずれか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板。
6. 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１〜５のいずれか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板。
7. 更に、板厚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１〜６のいずれか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板。
8. 更に、板厚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１〜７のいずれか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板。
9. 更に、板厚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１〜８のいずれか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板。
10. 請求項１〜９の何れか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板。
11. 請求項１〜９の何れか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板に、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低降伏比型高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
12. 請求項１〜９の何れか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板、請求項１０記載の低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板又は請求項１１記載の低降伏比型高ヤング率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低降伏比型高ヤング率鋼管。
13. 請求項１〜９のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板を製造する方法であって、請求項１〜４のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを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が０．２超、以下の［１］式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し、３０ｓ以内の空冷を行った後、５〜１５０℃／ｓの冷却速度で２５〜３００℃まで冷却し、巻き取ることを特徴とする低降伏比型高ヤング率鋼板の製造方法。
    

    

    ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、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［ｓ］、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］によって以下の［２］式で計算できる。
    

    
14. 請求項１〜９のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板を製造する方法であって、請求項１〜４のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを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が０．２超、以下の［３］式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し、酸洗後に１０％以上６０％未満の圧下率で冷間圧延を施し、最高加熱温度がＡｃ１変態点［℃］以上０．５×（Ａｃ１＋Ａｃ３）［℃］以下の温度範囲で焼鈍後、１〜１５０℃／ｓの冷却速度にて２５〜３８０℃まで冷却することを特徴とする低降伏比型高ヤング率鋼板の製造方法。
    

    

    ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、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［ｓ］、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］によって以下の［４］式で計算できる。
    

    
15. 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１３又は１４記載の低降伏比型高ヤング率鋼板の製造方法。
16. 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１３〜１５の何れか１項に記載の低降伏比型高ヤング率鋼板の製造方法。
17. 請求項１３，１５，１６の何れか１項に記載の方法により製造した熱延鋼板を酸洗後、１０％以上６０％未満の圧下率で冷間圧延を施した後に、最高加熱温度が５００℃以上０．５×（Ａｃ１＋Ａｃ３）［℃］以下の温度範囲で焼鈍することを特徴とする低降伏比型高ヤング率鋼板の製造方法。
18. 請求項１０記載の低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、請求項１３〜１７の何れか１項に記載の方法で製造した低降伏比型高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
19. 請求項１０記載の低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、請求項１４〜１７のいずれか１項に記載の低降伏比高ヤング率鋼板の製造方法に引き続き、更に、連続ラインにて、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
20. 請求項１１記載の低降伏比型高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、請求項１８又は１９記載の溶融亜鉛めっきを施した後、４５０〜６００℃までの温度範囲で５ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする低降伏比型高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
21. 請求項１２記載の鋼管を製造する方法であって、請求項１３〜１７のいずれか１項に記載の製造方法により得られた低降伏比型高ヤング率鋼板、請求項１８又は１９記載の製造方法により得られた低降伏比型高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板又は請求項２０記載の製造方法により得られた低降伏比型高ヤング率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低降伏比型高ヤング率鋼管の製造方法。