JP2008274395A - 高ヤング率鋼鈑及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】静的引張法で測定された圧延方向のヤング率が高い鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】実質的に、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２００％、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．１０〜３．００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％ 、Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％を含有し、下記（式１）を満足する成分組成を有し、１／６板厚部の、｛１００｝＜００１＞方位と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が５以下であり、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が５以上であることを特徴とする高ヤング率鋼鈑。 Ｔｉ−４８／１４×Ｎ≧０．０００５ ・・・（式１）
【選択図】図１

Description

本発明は、高ヤング率鋼板及びその製造方法に関するものである。

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

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

しかし、厚鋼板を製造する場合でも、鋼板の幅及び長さによっては、圧延方向を一定にせざるを得ないこともある。また、特に薄鋼板の場合は、鋼片を連続的に圧延して鋼帯とする連続熱延プロセスによって製造されることが多いため、圧延の方向を途中で変化させる技術は現実的ではない。更に、連続熱延プロセスによって製造される薄鋼板の幅は最大でも２ｍ程度である。そのため、例えば、建材等の２ｍ超の長尺の部材にヤング率の高い鋼板を適用するには、圧延方向のヤング率を高める必要があった。

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

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

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

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

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

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

本発明は、建材や自動車部材など、長尺で、長手方向の静的引張法で測定されるヤング率が２２０ＧＰａ以上である、圧延方向のヤング率が高い、高ヤング率鋼板及びその製造方法を提供するものである。

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

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

本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２００％、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．１０〜３．００％、Ｐ：０．１５０％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ａｌ：０．１５０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％を含有し、下記（式１）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋼板の表面からの板厚方向の距離が板厚の１／６である位置の、｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が５以下であり、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が５以上であることを特徴とする高ヤング率鋼鈑。
Ｔｉ−４８／１４×Ｎ≧０．０００５ ・・・（式１）
ここで、Ｔｉ、Ｎは各元素の含有量［質量％］である。

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

（３） 質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０．０１〜３．００％、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｃｕ：０．０１〜３．００％、Ｎｉ：０．０１〜３．００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の高ヤング率鋼鈑。
（４） 質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の高ヤング率鋼板。
（５） 質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載の高ヤング率鋼板。

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

（９） 上記（１）〜（８）の何れかに記載の高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板。
（１０） 上記（１）〜（８）の何れかに記載の高ヤング率鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。

（１１） 上記（１）〜（５）の何れかに記載の化学成分を有する鋼片に、１１００℃以下、最終パスまでの圧下率を４０％以上とし、下記（式３）によって求められる形状比Ｘが２．３以上である圧延を２パス以上とし、最終パスの温度をＡｒ₃変態点以上９００℃以下とする熱間圧延を施し、７００℃以下で巻き取ることを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。
形状比Ｘ＝ｌ_d／ｈ_m ・・・（式３）
ここで、ｌ_d（圧延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈ_in−ｈ_out）／２）
ｌｄ ：（ｈ_in＋ｈ_out）／２
Ｌ ：圧延ロールの直径
ｈ_in：圧延ロール入側の板厚
ｈ_out：圧延ロール出側の板厚
（１２） 下記（式５）によって計算される有効ひずみ量ε*が０．４以上となるように熱間圧延を行うことを特徴とする上記（１１）に記載の高ヤング率鋼板の製造方法。

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

（１３） 熱間圧延の、少なくとも１パス以上の異周速率を１％以上とすることを特徴とする上記（１１）又は（１２）に記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
（１４） 上記（１１）〜（１３）の何れかに記載の方法で製造した鋼板の表面に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。
（１５） 上記（１１）〜（１３）の何れかに記載の方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施した後、４５０〜６００℃までの温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行う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。

本発明により、静的引張法で測定された圧延方向の静的ヤング率が向上した、高ヤング率鋼板を得ることができる。

鋼板の板厚方向で集合組織が変化し、表層と板厚方向の中央部での集合組織が異なる場合、引張変形と曲げ変形では剛性、即ちヤング率が必ずしも一致しない。これは、引張変形の剛性が鋼板の板厚全面の集合組織に影響される特性であり、曲げ変形の剛性が鋼板の表層部の集合組織に影響される特性であることに起因する。

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

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

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

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

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

また、形状比Ｘが２．３以上である圧延は、高温で行うと、その後の再結晶によって、ヤング率を高める集合組織が破壊されることがある。そのため、形状比Ｘを２．３以上とするパス数を限定する圧延は、１１００℃以下で行うことが必要である。なお、１１００℃以下で圧延を行う際、圧延方向のヤング率を低下させる｛１００｝＜００１＞方位及び｛１１０｝＜００１＞方位の発達は、より高温での剪断歪の導入によって顕著になる。そのため、これらの方位の集積を抑制するには、高い温度における圧延の形状比を抑制することが好ましい。一方、圧延方向のヤング率を高める｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群や、｛２１１｝＜１１１＞方位の発達は、より低温での剪断歪の導入によって顕著になる。したがって、圧延温度が低いほど、形状比の効果が顕著になるため、形状比Ｘが２．３以上である圧延を最終に近い圧延スタンドで行うことが好ましい。

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

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

したがって、板厚の表層と中心部の双方における静的ヤング率を向上させるためには、γ相の積層欠陥エネルギーを適度な範囲に制御することが必要であり、具体的には、下記（式２）を満足することが好ましい。
４≦３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≦１０
・・・（式２）
ここで、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

なお、ＯＤＦは、対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、一般的にはφ１＝０〜３６０°、Φ＝０〜１８０°、φ２＝０〜３６０°で表現され、個々の方位が［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示される。しかし、本発明では、対称性の高いｂ．ｃ．ｃ．構造を対象としているため、Φとφ２については０〜９０°の範囲で表現される。また、φ１は計算を行う際に変形による対称性を考慮するか否かによって、その範囲が変化するが、本発明においては、対称性を考慮しφ１＝０〜９０°で表記する、すなわちφ１＝０〜３６０°での同一方位の平均値を０〜９０°のＯＤＦ上に表記する方式を選択する。この場合は、［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。したがって、例えば、図２に示した、φ２＝４５°断面におけるＯＤＦの（１１０）［１−１１］のＸ線ランダム強度比は｛１１０｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比である。

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

Ｃは、強度を増加させる元素であり、０．００５％以上の添加が必要である。また、ヤング率の観点からは、Ｃ量の下限を０．０１０％以上とすることが好ましい。これは、Ｃ量が０．０１０％未満に低下するとＡｒ₃変態温度が上昇し、低温での熱延が困難となり、ヤング率が低下することがあるためである。更に、溶接部の疲労特性の劣化を抑制するためには、０．０２０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ量が０．２００％を超えると成形性が劣化するため、上限を０．２００％とする。また、Ｃ量が０．１００％を超えると溶接性を損うことがあるため、Ｃ量を０．１００％以下とすることが好ましい。また、Ｃ量が０．０６０％を超えると圧延方向のヤング率が低下することがあるため、０．０６０％以下とすることが更に好ましい。

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

Ｍｎは、本発明において重要な元素である。Ｍｎは、熱間圧延時に高温に加熱された際、γ相からフェライト相に変態する温度であるＡｒ₃変態点を低下させる元素であり、Ｍｎの添加によって、γ相が低温まで安定になり、仕上圧延の温度を低下させることができる。この効果を得るには、Ｍｎを０．１０％以上添加することが必要である。また、Ｍｎは、後述するように、γ相での積層欠陥エネルギーとの相関があり、γ相での加工集合組織形成及び変態時のバリアント選択に影響を与え、変態後に圧延方向のヤング率を高める結晶方位を発達させ、逆にヤング率を低くする方位の形成を抑制する効果を有する。この観点からＭｎを１．００％以上添加することが好ましい。更に好ましくは１．２０％以上のＭｎの添加であり、１．５０％以上の添加が最も好ましい。一方、Ｍｎの添加量が３．００％を超えると圧延方向の静的ヤング率は低下する。加えて、強度が高くなり、延性が低下するため、Ｍｎ量の上限を３．００％とする。また、Ｍｎ量が２．００％を超えると、亜鉛めっきの密着性が阻害されることがあり、圧延方向のヤング率の観点からも、２．００％以下とすることが好ましい。

Ｐは不純物であるが、強度を増加する必要がある場合には積極的に添加しても良い。また、Ｐは熱延組織を微細にし、加工性を向上する効果も有する。ただし、添加量が０．１５０％を超えると、スポット溶接後の疲労強度が劣化し、降伏強度が増加してプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛めっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加工性も劣化する。したがって、その上限を０．１５％とする。

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

Ａｌは脱酸調製剤であり、下限は特に限定しないが、脱酸の観点からは０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌは変態点を著しく高めるので、０．１５０％超を添加すると、低温でのγ域圧延が困難となるので、上限を０．１５０％とする。

板厚表層と中心部の双方の静的ヤング率を高めるためには、下記（式２）を満足するが好ましい。
４≦３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≦１０
・・・（式２）
ここで、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。なお、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒの添加量が、好ましい下限値未満である場合は、０として上記（式２）の関係式の計算を行う。上記（式２）を満足すると、鋼板の表層の剪断層や板厚の中心部近傍で圧延方向のヤング率を高める方位が集積し、圧延方向のヤング率を低下させる方位の集積が抑制される。なお、上記（式２）が１０を超える場合は、圧延方向のヤング率を低下させる｛３３２｝＜１１３＞方位が発達し易くなり、圧延方向のヤング率を高める｛２２５｝＜１１０＞方位や、｛００１｝＜１１０＞方位及び｛１１２｝＜１１０＞方位の発達は抑制される傾向にある。

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

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

また、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上を、上記（２）を満足するように、Ｍｎと複合添加することが好ましい。これは、板厚中心部において、圧延方向のヤング率を低下させる｛３３２｝＜１１３＞方位の集積を抑制し、圧延方向のヤング率を高める｛２２５｝＜１１０＞方位や、｛００１｝＜１１０＞方位及び｛１１２｝＜１１０＞方位の集積を高めることができる。特に、Ｍｏ及びＣｕは、上記（式２）の係数が高く、微量添加でもヤング率を高める効果を発揮することから、Ｍｏ及びＣｕの一方又は双方を添加することが更に好ましい。また、Ｃｒは、焼入れ性を高めて強度の向上に寄与し、耐食性の向上にも効果的な元素であり、０．０２％の添加が好ましい。

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

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

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

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

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

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

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

１１００℃以下、最終パスまでの圧下率は、１１００℃における鋼板の板厚と最終パス後の鋼板の板厚との差を、１１００℃における鋼板の板厚で除した値を百分率で表した数値である。この圧下率が４０％未満では、１／６板厚部で、圧延方向のヤング率を高める集合組織が十分発達しないためである。また、圧下率を４０％以上とすることは、１／２板厚部で、圧延方向のヤング率を高める集合組織を高めるためにも好ましい。１／６板厚部及び１／２板厚部で、圧延方向のヤング率を高めるためには、圧下率を５０％以上とすることが好ましい。特に、１／２板厚部の圧延方向のヤング率を高めるためには、より低い温度での圧下率を高めることが好ましい。なお、上記（式２）の値が高めである場合、圧下率を大きくすると、１／２板厚部では、圧延方向のヤング率を高める｛２２５｝＜１１０＞方位や、｛００１｝＜１１０＞方位及び｛１１２｝＜１１０＞方位の発達が促進されるものの、圧延方向のヤング率を低下させる｛３３２｝＜１１３＞方位も発達し易くなる傾向にある。圧下率の上限は特に設けないが、１１００℃以下、最終パスまでの圧下率を９５％超にすることは圧延機の負荷を高めるばかりか、集合組織にも変化を及ぼしヤング率が低下し始めることから９５％以下にすることが好ましい。この観点からは９０％以下が更に好ましい。

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

なお、Ａｒ₃変態温度は、下記（式４）よって計算すれば良い。
Ａｒ₃＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ
−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ） ・・・（式４）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉは、各元素の含有量［質量％］であり、含有量が不純物程度である場合は０とする。

熱間圧延の終了後、７００℃以下で巻き取ることが必要である。これは、７００℃以上で巻き取ると、その後の冷却中に再結晶し、集合組織が壊れヤング率が低下する可能性があるためである。この観点からは６５０℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは６００℃以下である。巻取温度の下限は特に限定しないが、室温以下で巻き取ることには特段の効果がなく、設備の負荷を高めるだけであるので室温を下限とする。

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

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

有効ひずみε*は、熱間圧延の際の転位の回復を考慮した、累積の歪みの指標であり、これを０．４以上とすれば、より効果的に剪断層に導入される歪みを確保できる。有効歪みε*が高いほど剪断層の厚みが増し、ヤング率の向上に好ましい集合組織が発達するので、０．５以上が好ましく、０．６以上であればより好ましい。
有効ひずみε*を０．４以上とする場合には、効果的に剪断層に歪みを導入するため、圧延ロールと鋼板との摩擦係数を０．２超とすることが好ましい。摩擦係数は、圧延荷重、圧延速度、潤滑剤の種類、量を制御して、調整することができる。

熱間圧延を実施する際には圧延ロールの異周速率が１％以上の異周速圧延を１パス以上施すことが好ましい。上下圧延ロールの周速差のある異周速圧延を実施すると、表層近傍に剪断歪みが導入されて集合組織の形成が促進されるため、異周速圧延を実施しない場合よりもヤング率が向上する。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を向上させる効果に特段の差はない。

異周速圧延の異周速率は、ヤング率を向上させるには、大きいほど好ましい。したがって、異周速率は、１％以上よりも５％以上とすることが好ましく、更には異周速率１０％以上の異周速圧延を施すことが好ましいが、異周速率を５０％以上とすることは現状困難である。

また、異周速圧延パス数の上限は特に規定しないが、導入される剪断歪みの累積という観点から、多くした方が大きなヤング率向上効果が得られるため、１１００℃以下の圧延の全パスを異周速圧延としても構わない。通常、仕上熱延のパス数は８パス程度までである。

上記のような方法で製造された熱延鋼鈑は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％以下の調質圧延を施しても良い。また、用途に応じて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。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。なお、調質圧延は、亜鉛めっき、合金化処理の後に行っても良い。

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℃以上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、１０ｓ以上とする。１０ｓ未満では合金化が十分に進行しない。合金化処理の時間の上限は特に規定しないが、通常、連続ラインに設置された熱処理設備によって行うため、３０００ｓを超えて行うと生産性を損ない、又は設備投資が必要となるため、製造コストが高くなる。

また、合金化処理に先立ち、製造設備の構成に応じて、Ａｃ₃変態温度以下の焼鈍を施してもよい。この温度域以下の温度であれば集合組織にはほとんど変化を生じないことからヤング率の低下を抑えることが可能である。

次に本発明を実施例にて説明する。

表１に示す組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、鋼片を加熱して、熱間で粗圧延に続いて、表２及び表３（表２のつづき）に示す条件で仕上圧延を行った。仕上圧延のスタンドは全６段からなり、ロール径は６５０〜８３０ｍｍである。また最終パス後の仕上板厚は１．６ｍｍ〜１０ｍｍとした。更に、表２及び表３において、ＳＲＴ［℃］は鋼片の加熱温度、ＦＴ［℃］は圧延の最終パス後、即ち仕上出側の温度、ＣＴ［℃］は巻取温度である。圧下率は、１１００℃における板厚と仕上板厚との差を１１００℃における板厚で除した値であり、百分率として示した。形状比の欄には各パスでの形状比の値を示す。形状比の欄に示した「−」は、そのパスでの圧延温度が１１００℃超であったことを意味する。また、形状比の合否欄には、各パスの形状比の少なくとも２つ以上が２．３を超えている場合は○、超えていない場合は×を示した。

なお、表１の空欄は、意図的に添加していないことを意味する（表１０も同様とする。）。また、表１の式１は、Ｔｉ及びＮの含有量［質量％］によって計算した、下記（式１）の左辺の値である。
Ｔｉ−４８／１４×Ｎ≧０．０００５ ・・・（式１）
表１の鋼Ｎｏ．Ｗ及びＹは、Ｔｉを添加していない比較例であり、式１の欄に「−」を示した。

また、表１の式２は、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］によって計算した、下記（式２）の左辺の値である。
３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≧４
・・・（式２）
Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒの含有量が不純物程度である場合、例えば、表１のＭｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒが空欄である場合は０として上記（式２）の左辺を計算する。

また、表１〜３に示したＡｒ₃は下記（式４）より計算されたＡｒ₃変態温度である。
Ａｒ₃＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ
−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ） ・・・（式４）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉは、各元素の含有量［質量％］であり、含有量が不純物程度である場合は０とする。

得られた鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、引張強度を測定した。ヤング率の測定は静的引張法と振動法の両法により測定した。

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

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

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

鋼板の１／２板厚部の、｛３３２｝＜１１３＞方位及び｛２２５｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比は、１／６板厚部の試料と同様にして、１／２板厚部が測定面となるように調整した試料を用いてＸ線回折を行い、ＯＤＦから求めた。

また、これらの鋼板のうち、熱間圧延終了後に溶融亜鉛めっきを施した場合は、「溶融」、５２０℃で１５秒の合金化溶融亜鉛めっきを施した場合は、「合金」と表記した。

結果を表４及び表５（表４のつづき）に示す。なお、ヤング率の欄のＲＤは圧延方向（Ｒｏｌｌｉｎｎｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）、ＴＤは圧延方向と直角の方向である幅方向（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）をそれぞれ意味する。

表４及び表５から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延した場合には、圧延方向、圧延直角方向のいずれも静的引張法によるヤング率が２２０ＧＰａ超とすることができた。特に、板厚中心層の集合組織の条件を同時に満足する場合には静的引張法によるヤング率が高く、かつ振動法との差が小さくなることが分かる。
なお、鋼Ｎｏ．Ｎは、（式２）の値が好ましい範囲外であり、１／２板厚部の集合組織がやや劣化しており、静的ヤング率と動的ヤング率の差が大きくなり、圧延方向の静的ヤング率が若干低下した例である。

一方、製造Ｎｏ．４３〜４８は、化学成分が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．Ｕ〜Ｚを用いた比較例である。
製造Ｎｏ．４３は、Ｎｂを過剰に含有する鋼Ｎｏ．Ｕを用いた例であり、１／６板厚部の｛１００｝＜００１＞方位と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が大きくなり、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が低下し、また、１／２板厚部の｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）と｛２２５｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）との比、（Ａ）／（Ｂ）も若干低くなり、圧延方向のヤング率が低下している。｛１００｝＜００１＞と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が強くなった理由については不明であるが、Ｎｂの過剰添加によりγ相での剪断加工集合組織形成及びその後のγ相からフェライト相への変態時のバリアント選択性に変化が生じたものと思われる。幅方向のヤング率は従来より知られているように、板厚中心層に発達した未再結晶γからの圧延変態集合組織によって高い値が得られるが、本発明においても同様のメカニズムによって幅方向の高ヤング率が達成されていると考えられる。

製造Ｎｏ．４４は、Ｍｎ量の少ない鋼Ｎｏ．Ｖを用いた例であり、圧延方向のヤング率が低下している。これはＭｎ低下に伴いＡｒ₃変態温度が上昇し、その結果、Ａｒ₃変態温度以下での熱延となり、｛１１０｝＜００１＞方位の集積度が上がったためである。
製造Ｎｏ．４５はＴｉを含有せず（式１）を満足しない鋼Ｎｏ．Ｗを用いた例であり、また、（式２）の計算値も好ましい下限値未満であり、１／６板厚部の｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比と｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が低下し、圧延方向のヤング率が低下している。

製造Ｎｏ．４６〜４８は、（式１）を満足しない鋼Ｎｏ．Ｘ、Ｔｉを含有せず（式１）を満足しない鋼Ｎｏ．Ｙ、Ｎｂを含有しない鋼Ｎｏ．Ｚ、を用いた例であり、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比と｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が低下し、圧延方向のヤング率が低下している。鋼Ｚのみ、幅方向のヤング率も同時に低下しているが、これは鋼Ｚに再結晶抑制する元素がほとんど添加されていないことから、板厚中心部での圧延変態集合組織の発達が不十分だったためと推測される。

また、鋼Ｎｏ．Ｃ、Ｊの比較例である製造Ｎｏ．８、２４のように、形状比が２．３以上であるパスが少ないと振動法では高いヤング率が得られても、静的引張法では２２０ＧＰａを超えることができない。

鋼Ｎｏ．Ｂの比較例である製造Ｎｏ．５及び鋼Ｎｏ．Ｇの比較例である製造Ｎｏ．１８は熱間圧延の仕上温度ＦＴ［℃］が高く、１／６板厚部において、圧延方向のヤング率の向上に好ましい｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比と｛２１１｝＜１１１＞方位の和が低下し、板厚方向の全てにおいて集合組織が発達しないことから、幅方向のヤング率も低下している。

鋼Ｎｏ．Ｋの比較例である製造Ｎｏ．２７は巻取温度ＣＴ［℃］が高く、１／６板厚部において、圧延方向のヤング率の向上に好ましい｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比と｛２１１｝＜１１１＞方位の和が低下した例である。

鋼Ｎｏ．Ｅの比較例である製造Ｎｏ．１３は、鋼片の加熱温度ＳＲＴ［℃］を低くしたため、熱間圧延の仕上温度ＦＴ［℃］がＡｒ3変態温度よりも低下し、そのため、１／６板厚部において、｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比が高くなり、圧延方向及び幅方向のヤング率が低下した例である。

鋼Ｎｏ．Ｈの比較例である製造Ｎｏ．２０は、仕上圧延の圧下率、即ち、１１００℃以下での圧下率が低いため、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比と｛２１１｝＜１１１＞方位の和が低下し、圧延方向及び幅方向のヤング率が低下した例である。

鋼Ｎｏ．Ｎの比較例である製造Ｎｏ．３５は、熱間圧延の１１００℃以下での圧下率が低く、形状比が２．３以上であるパスが少ないため、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比が低下し、圧延方向及び幅方向のヤング率が低下した例である。

表１に示した鋼ＣとＭを用いて、表６に示す条件で熱間圧延を行った。表６に示した製造Ｎｏ．５０、５２及び５３は、全６段からなる仕上げ圧延スタンドの最終の３段、即ち、４パス、５パス及び６パスでの異周速率を変化させた異周速圧延を行った例である。なお、表６で表示されていない熱延条件は全て実施例１と同様である。また、実施例１と同様に、引張特性、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定を行った。結果を表７に示す。

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

表１に示した鋼Ｄ及びＮを用いて、表８に示すように有効ひずみ量ε*を変化させて熱間圧延を行った。なお、表８に表示されていない熱延条件は全て実施例１と同様である。また、実施例１と同様に、引張特性、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定を行った。結果を表９に示す。

これから明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際に有効ひずみ量ε*０．４以上と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。

表１０に示す組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、鋼片を加熱して、熱間で粗圧延に続いて、表１１に示す条件で仕上圧延を行った。仕上圧延のスタンドは全６段からなり、ロール径は７００〜８３０ｍｍである。また最終パス後の仕上板厚は１．６ｍｍ〜１０ｍｍとした。式１の欄の「−」は、Ｔｉを添加していない比較例であることを意味する。

得られた鋼板から、実施例１と同様にして、引張強度及びヤング率の測定を行い、鋼板の１／６板厚部の集合組織を測定した。また、鋼板の１／２板厚部の、｛３３２｝＜１１３＞方位及び｛００１｝＜１１０＞方位と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比は、１／６板厚部の試料と同様にして、１／２板厚部が測定面となるように調整した試料を用いてＸ線回折を行い、ＯＤＦから求めた。これらの鋼板のうち、熱間圧延終了後に溶融亜鉛めっきを施した場合は、「溶融」、５２０℃で１５秒の合金化溶融亜鉛めっきを施した場合は、「合金」と表記した。

結果を表１２に示す。表１２から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延した場合には、圧延方向、圧延直角方向のいずれも静的引張法によるヤング率が２２０ＧＰａ超とすることができた。特に、板厚中心層の集合組織の条件を同時に満足する場合には静的引張法によるヤング率が高く、かつ振動法との差が小さくなることが分かる。

一方、製造Ｎｏ．７８は、Ｍｎ量の少ない鋼Ｎｏ．ＡＬを用いた例であり、Ａｒ₃が上昇している。その結果、Ａｒ₃以下での熱延となり、｛１１０｝＜００１＞方位の集積度が上がり、圧延方向のヤング率が低下している。また、製造Ｎｏ．７９及び８０は、それぞれ、Ｔｉを含有せず（式１）を満足しない鋼Ｎｏ．ＡＯ及びＮｂを含有しない鋼Ｎｏ．ＡＰを用いた例であり、１／６板厚部の｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比と｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が低下し、圧延方向のヤング率が低下している。

また、鋼Ｎｏ．ＡＡ、ＡＣ及びＡＥの比較例である製造Ｎｏ．６１、６４及び６７のように、形状比が２．３以上であるパスが少ないと振動法では高いヤング率が得られても、静的引張法では２２０ＧＰａを超えることができない。また、鋼Ｎｏ．ＡＧの比較例である製造Ｎｏ．７０のように、形状比が２．３以上であるパスが少なく、圧下率が低いと、振動法及び静的引張法でのヤング率が２２０ＧＰａよりも低下している。

表１０に示した鋼ＡＡとＡＦを用いて、表１３に示す条件で熱間圧延を行った。表１３に示した製造Ｎｏ．８２、８４及び８５は、全６段からなる仕上げ圧延スタンドの最終の３段、即ち、４パス、５パス及び６パスでの異周速率を変化させた異周速圧延を行った例である。なお、表１３で表示されていない熱延条件は全て実施例４と同様である。また、実施例４と同様に、引張特性、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定を行った。結果を表１４に示す。

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

表１０に示した鋼ＡＢ及びＡＧを用いて、表１５に示すように有効ひずみ量ε*を変化させて熱間圧延を行った。なお、表１５に表示されていない熱延条件は全て実施例４と同様である。また、実施例４と同様に、引張特性、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定を行った。結果を表１６に示す。

これから明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際に有効ひずみ量ε*０．４以上と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。

本発明の高ヤング率鋼板は、自動車、家庭電気製品、建物などに使用される。また、本発明の高ヤング率鋼板は、表面処理をしない狭義の熱延鋼板と、防錆のために溶融Ｚｎめっき、合金化溶融Ｚｎ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を含む。表面処理にはアルミ系のめっき、熱延鋼板、各種めっき鋼板の表面への有機皮膜、無機皮膜の形成、塗装、それらを組み合わせた処理も含まれる。

本発明の鋼板は高いヤング率を有するため、従来の鋼板よりも板厚を減少させること、即ち軽量化が可能になり、地球環境保全に寄与できる。また、本発明の鋼板は、形状凍結性も改善されるため、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。更に、本発明の鋼板を成形、加工して得られた部材は、衝突エネルギー吸収特性にも優れるので、自動車の安全性の向上にも寄与する。

本発明の（式２）と圧延方向の静的ヤング率との関係を示す図である。 φ２＝４５°断面でのＯＤＦと主な方位を示す図である。

Claims (15)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．００５〜０．２００％、
   Ｓｉ：２．５０％以下、
   Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
   Ｐ ：０．１５０％以下、
   Ｓ ：０．０１５０％以下、
   Ａｌ：０．１５０％以下、
   Ｎ ：０．０１００％以下、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
   Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％
   を含有し、下記（式１）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋼板の表面からの板厚方向の距離が板厚の１／６である位置の、｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が５以下であり、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が５以上であることを特徴とする高ヤング率鋼鈑。
   Ｔｉ−４８／１４×Ｎ≧０．０００５ ・・・（式１）
   ここで、Ｔｉ、Ｎは各元素の含有量［質量％］である。
2. 下記（式２）を満足することを特徴とする請求項１に記載の高ヤング率鋼板。
   ４≦３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≦１０
   ・・・（式２）
   ここで、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。
3. 質量％で、
   Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
   Ｃｒ：０．０１〜３．００％、
   Ｗ ：０．０１〜３．００％、
   Ｃｕ：０．０１〜３．００％、
   Ｎｉ：０．０１〜３．００％
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高ヤング率鋼鈑。
4. 質量％で、
   Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％
   を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の高ヤング率鋼板。
5. 質量％で、
   Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、
   Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、
   Ｖ ：０．００１〜０．１００％
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の高ヤング率鋼板。
6. 鋼鈑の板厚方向の中央部の、｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）が１５以下、｛２２５｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）が５以上、かつ（Ａ）／（Ｂ）≦１．００を満足することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の高ヤング率鋼鈑。
7. 鋼鈑の板厚方向の中央部の、｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）が１５以下、｛００１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比との単純平均値（Ｃ）が５以上、かつ（Ａ）／（Ｃ）≦１．１０を満足することを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の高ヤング率鋼鈑。
8. 静的引張法で測定された圧延方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載の高ヤング率鋼板。
9. 請求項１〜８の何れか１項に記載の高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板。
10. 請求項１〜８の何れか１項に記載の高ヤング率鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
11. 請求項１〜５の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片に、１１００℃以下、最終パスまでの圧下率を４０％以上とし、下記（式３）によって求められる形状比Ｘが２．３以上である圧延を２パス以上とし、最終パスの温度をＡｒ₃変態点以上９００℃以下とする熱間圧延を施し、７００℃以下で巻き取ることを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。
    形状比Ｘ＝ｌ_d／ｈ_m ・・・（式３）
    ここで、ｌ_d（圧延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈ_in−ｈ_out）／２）
    ｌｄ ：（ｈ_in＋ｈ_out）／２
    Ｌ ：圧延ロールの直径
    ｈ_in：圧延ロール入側の板厚
    ｈ_out：圧延ロール出側の板厚
12. 下記（式５）によって計算される有効ひずみ量ε*が０．４以上となるように熱間圧延を行うことを特徴とする請求項１１に記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
    

    

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

    
13. 熱間圧延の、少なくとも１パス以上の異周速率を１％以上とすることを特徴とする請求
    項１１又は１２に記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
14. 請求項１１〜１３の何れか１項に記載の方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを
    施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
15. 請求項１１〜１３の何れか１項に記載の方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを
    施した後、４５０〜６００℃までの温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とす
    る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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