JP2015147960A - High-strength thin steel sheet excellent in toughness, and production method thereof - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a high-strength thin steel sheet that has tensile strength TS: 780 MPa or more and is excellent in toughness.SOLUTION: The steel sheet is obtained by adding predetermined C, Si, Mn, Al and N, and furthermore one or more out of Ti, Nb and V, or furthermore one or more out of Mo, Ta and W, and adjusting C* defined by C*=(Ti/48+Nb/93+V/51+Mo/96+Ta/181+W/184)×12, to a specified value, and the steel sheet has a structure in which a ferrite phase occupying 95% or more in an area ratio is the main phase, the average grain size of the ferrite phase is {-2×ln(C*)} μm or less, the maximum grain size of the ferrite phase is {-6×ln(C*)} μm or less, and in which, among the depositions deposited in the ferrite phase, the total amount of Ti, Nb, V, Mo, Ta and W in the deposition having a grain size of less than 20 nm, is 0.60C* or more in terms of a carbon content converted value, and the total amount of Ti, Nb, V, Mo, Ta and W in the deposition having a grain size of 100 nm or more, is 0.10C* or less in terms of the carbon content converted value.

Description

本発明は、熱延薄鋼板に係り、とくに自動車のロアアームなどの足回り部材、ピラーやメンバーなどの骨格部材およびそれらの補強部材、自動車のドアインパクトビーム、シート部材や、自販機、デスク、家電・OA機器、建材などの構造部材等用として好適な、靭性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。   The present invention relates to a hot-rolled thin steel sheet, and in particular, a suspension member such as a lower arm of an automobile, a skeleton member such as a pillar and a member and a reinforcing member thereof, an automobile door impact beam, a seat member, a vending machine, a desk, a home appliance, The present invention relates to a high-strength thin steel sheet excellent in toughness suitable for structural members such as office automation equipment and building materials, and a method for producing the same.

近年、地球環境の保全に対する関心の高まりを受けて、製造時に炭酸ガス（CO₂）排出量が多い鋼板は、その使用量を削減したいという要望が強くなっている。さらに、自動車分野などでは、車体重量を軽減し、燃費を向上させるとともに排出ガス量の低減という要望が益々大きくなっている。このような要望に対し、高強度鋼板を適用することにより鋼板の薄肉化を図り、自動車の車体重量を軽減する試みが進められている。しかし、高強度化により鋼板の靭性が低下するため、とくに低温で使用される部品や、衝撃が加わるような部品に対して、高強度鋼板の使用は難しくなっている。 In recent years, in response to growing interest in the preservation of the global environment, there is a strong desire to reduce the amount of steel sheets that emit a large amount of carbon dioxide (CO ₂ ) during production. Further, in the automobile field and the like, there is an increasing demand for reducing the weight of the vehicle body, improving fuel efficiency, and reducing the amount of exhaust gas. In response to such demands, attempts are being made to reduce the weight of automobile bodies by reducing the thickness of the steel sheet by applying a high-strength steel sheet. However, since the toughness of the steel sheet is reduced due to the increase in strength, it is difficult to use the high-strength steel sheet particularly for parts used at low temperatures and parts subjected to impact.

従来、靭性に優れた高強度鋼板として、例えば特許文献１には、加工性、疲労特性および低温靭性に優れた高強度熱延薄鋼板が記載されている。特許文献１に記載された高強度熱延薄鋼板は、重量％で、C：0.04〜0.15％、Si：1.0％以上、Mn：1.0％以上、Nb：0.005％以上、Al：0.005〜0.10％、S：0.01％以下およびFeを主成分として含む鋼を鋳造して得た鋼片を用いて、800℃以上で仕上圧延を完了したのち、ホットランテーブル上で、25℃/秒未満の冷却速度で３秒以上緩冷却し、550℃以上で緩冷却を完了したのち、25℃/秒以上の冷却速度で急冷却し、巻取を350℃未満で実施して得られた薄鋼板である。この薄鋼板は、ミクロ組織が、主としてフェライト、マルテンサイトで構成され、フェライトの占積率が50％超え、フェライト平均粒径：5μm以下、かつマルテンサイト平均粒径：5μm以下である組織を有する。これにより、引張強さ590MPa以上の高強度と、降伏比70％以下の低降伏比で優れた加工性を有し、優れた穴拡げ性と、18000MPa％以上の優れた強度−延性バランスを示し、耐疲労特性にも優れ、優れた低温靭性を有する高強度熱延薄鋼板が得られるとしている。   Conventionally, as a high-strength steel plate excellent in toughness, for example, Patent Document 1 describes a high-strength hot-rolled steel plate excellent in workability, fatigue characteristics, and low-temperature toughness. The high-strength hot-rolled thin steel sheet described in Patent Document 1 is, by weight, C: 0.04-0.15%, Si: 1.0% or more, Mn: 1.0% or more, Nb: 0.005% or more, Al: 0.005-0.10% , S: After completion of finish rolling at 800 ° C or higher using steel slab obtained by casting steel containing 0.01% or less and Fe as the main component, cooling rate of less than 25 ° C / second on hot run table This is a thin steel sheet obtained by slowly cooling at 550 ° C. or more after completion of slow cooling at 550 ° C., followed by rapid cooling at a cooling rate of 25 ° C./second or more and winding at less than 350 ° C. This thin steel sheet has a microstructure in which the microstructure is mainly composed of ferrite and martensite, the ferrite space factor exceeds 50%, the average ferrite grain size is 5 μm or less, and the average martensite grain size is 5 μm or less. . As a result, it has excellent workability with a high tensile strength of 590 MPa or more and a low yield ratio of 70% or less, excellent hole expandability, and excellent strength-ductility balance of 18000 MPa% or more. It is said that a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent fatigue resistance and excellent low-temperature toughness can be obtained.

また、特許文献２には、曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が記載されている。特許文献２に記載された高強度熱延鋼板は、質量％で、C：0.08〜0.25％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.8〜2.1％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％を含有する組成で、ベイナイト相または焼戻マルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒の平均粒径が、圧延方向に平行な断面で20μm以下、圧延方向に直交する断面で15μm以下である組織を有し、降伏強さYS：960MPa以上、−40℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが30Ｊ以上の高靭性と、さらに曲げ特性の優れた熱延鋼板である。そして、この熱延鋼板は、上記した組成の鋼素材に、1100〜1250℃に加熱し、粗圧延と、部分再結晶オーステナイト域および未再結晶オーステナイト域での累積圧下率を再結晶オーステナイト域での累積圧下率で除した値が0〜0.2とする仕上圧延とを施し、仕上圧延終了後、直ちに冷却を開始し、750〜500℃の温度域の平均冷却速度がマルテンサイト生成臨界冷却速度以上で、30ｓ以内に（Ms変態点＋150℃）以下の冷却停止温度まで冷却し、冷却停止温度±100℃の温度域で5〜60ｓ保持し、巻取温度：冷却停止温度±100℃の範囲の温度で巻き取ることにより製造できるとしている。   Patent Document 2 describes a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in bending characteristics and low-temperature toughness. The high-strength hot-rolled steel sheet described in Patent Document 2 is mass%, C: 0.08 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.8 to 2.1%, P: 0.025% or less, S: 0.005% or less. Al: A composition containing 0.005 to 0.10%, with a bainite phase or a tempered martensite phase as the main phase, and the average grain size of the prior austenite grains is 20 μm or less in a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the rolling direction. A hot-rolled steel sheet having a structure with a cross section of 15 μm or less, yield strength YS: 960 MPa or more, high toughness with absorbed energy of Charpy impact test at −40 ° C. of 30 J or more, and excellent bending properties. And this hot-rolled steel sheet is heated to 1100-1250 ° C. to the steel material having the above composition, and the rough rolling and the cumulative reduction ratio in the partially recrystallized austenite region and the unrecrystallized austenite region are measured in the recrystallized austenite region. Finishing rolling with the value divided by the cumulative rolling reduction of 0 to 0.2 is performed, and cooling is started immediately after finishing rolling, and the average cooling rate in the temperature range of 750 to 500 ° C is equal to or higher than the martensite formation critical cooling rate In 30s, cool to the cooling stop temperature below (Ms transformation point + 150 ° C) and hold for 5 to 60s in the temperature range of cooling stop temperature ± 100 ° C. Winding temperature: within the range of cooling stop temperature ± 100 ° C It can be manufactured by winding at temperature.

特開平7−150294号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 7-150294 特開2013−117068号公報JP 2013-117068 A

しかしながら、特許文献１に記載された技術では、Si含有量が高く、化成処理性、めっき性などの表面性状に問題を残していた。また特許文献２に記載された技術では、ベイナイト相または焼戻マルテンサイト相を主相とする組織を有する熱延鋼板で、フェライト相を含まないことから、成形性が劣るという問題があった。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、フェライト相を主相とする組織を有し成形性に優れるうえ、さらに、靭性に優れた高強度薄鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さTS：780MPa以上、好ましくはTS：980MPa以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「靭性に優れた」とは、JIS Z 2242に規定するシャルピー衝撃試験における破面遷移温度vTrsが−35℃以下である場合をいうものとする。また、ここでいう「薄鋼板」とは板厚4.0mm以下、好ましくは板厚3.0mm以下である鋼板をいうものとする。 However, in the technique described in Patent Document 1, the Si content is high, and problems remain in surface properties such as chemical conversion properties and plating properties. Further, the technique described in Patent Document 2 has a problem that the formability is inferior because it is a hot-rolled steel sheet having a structure having a bainite phase or a tempered martensite phase as a main phase and does not include a ferrite phase.
An object of the present invention is to solve such problems of the prior art, to provide a high strength thin steel sheet having a structure having a ferrite phase as a main phase and excellent in formability, and further excellent in toughness, and a method for producing the same. And Here, “high strength” means that the tensile strength is TS: 780 MPa or more, preferably TS: 980 MPa or more. The term “excellent toughness” as used herein refers to the case where the fracture surface transition temperature vTrs in the Charpy impact test specified in JIS Z 2242 is −35 ° C. or lower. In addition, the “thin steel plate” here refers to a steel plate having a plate thickness of 4.0 mm or less, preferably a plate thickness of 3.0 mm or less.

本発明者らは、上記した課題を達成するために、フェライト相を主相とする組織を有し、Ti、Nb、Vを含みTi、Nb、Vの炭化物の微細析出による析出強化により高強度化された高強度薄鋼板における靭性に及ぼす各種要因について検討した。鋼板の靭性を向上させるためには、まず、亀裂の発生を抑制することが重要であるという考えに基づき、鋭意考究した結果、粒子径：100nm以上の析出物の含有量を減少することが、亀裂の発生を抑制し、靭性向上に大きく寄与することを知見した。   In order to achieve the above-mentioned problems, the present inventors have a structure having a ferrite phase as a main phase, and have high strength by precipitation strengthening by fine precipitation of Ti, Nb, V carbides including Ti, Nb, V. Various factors affecting the toughness of the high-strength thin steel sheet were investigated. In order to improve the toughness of the steel sheet, first of all, based on the idea that it is important to suppress the occurrence of cracks, as a result of diligent investigation, the content of precipitates with a particle size of 100 nm or more can be reduced. It was found that cracking was suppressed and greatly contributed to toughness improvement.

また、鋼板の靭性をさらに向上させるためには、上記した亀裂の発生を抑制することに加えてさらに、発生した亀裂の伝播を抑制する必要がある。亀裂伝播の抑制は、亀裂伝播の抵抗となる結晶粒界を多く存在させること、すなわち、結晶粒を微細化することが重要となり、析出物量に応じて、更なる結晶粒の微細化が必要となる。また、一部に大きい結晶粒が存在すると、そこで亀裂が伝播しやすくなることから、さらに大きい結晶粒を少なくすること、すなわち、結晶の最大粒径を小さくしておくことが肝要になる。   Moreover, in order to further improve the toughness of the steel sheet, it is necessary to further suppress the propagation of the generated cracks in addition to suppressing the generation of the cracks described above. In order to suppress crack propagation, it is important that there are many crystal grain boundaries that can resist crack propagation, that is, it is important to refine the crystal grains, and further refinement of the crystal grains is necessary depending on the amount of precipitates. Become. In addition, if large crystal grains are present in part, cracks are likely to propagate there. Therefore, it is important to reduce even larger crystal grains, that is, to reduce the maximum crystal grain size.

まず、本発明者らが行った、基礎的な実験結果について説明する。
質量％で、C：0.05〜0.15％、Mn：0.1〜1.5％、Al：0.01〜0.05％を含み、さらにTi、Nb、Vのうちの１種以上を種々変化して含有する組成の鋼スラグを、熱間圧延条件を種々変化させて、種々の熱延薄鋼板とした。得られた熱延薄鋼板から、圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）が試験片長手方向となるように、シャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求めた。 First, basic experimental results conducted by the present inventors will be described.
Steel slag with a composition containing, in mass%, C: 0.05 to 0.15%, Mn: 0.1 to 1.5%, Al: 0.01 to 0.05%, and variously changing one or more of Ti, Nb, and V Various hot-rolled steel sheets were obtained by changing the hot rolling conditions. From the obtained hot-rolled thin steel sheet, a Charpy impact test piece (V notch) is taken so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) is the longitudinal direction of the test piece, and in accordance with the provisions of JIS Z 2242 Then, a Charpy impact test was carried out to determine the fracture surface transition temperature vTrs.

また、各熱延薄鋼板から電解抽出用試験片を採取し、電解抽出を行い残渣を抽出した。そして、得られた残渣を孔径100nmのフィルターを用いて濾過し、残った残渣について、Ti、Nb、Vの含有量をIPS−MA法で分析し、粒径100nm以上の析出物中のTi、Nb、Vの合計量（析出量）とした。
また、得られた粒径100nm以上の析出物中のTi、Nb、Vの合計量（析出量）を、次式
C*_ｐｒｅ＝（［Ti］/48＋［Nb］/93＋［V］/51）×12
（ここで、［Ti］、［Nb］、［V］：各元素の析出量（質量％））
を用いて、炭化物として生成した炭素量に換算し、炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₁₀₀とした。なお、鋼板中に含まれるTi、Nb、Vの合計含有量は、次式
C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51）×12
（ここで、Ti、Nb、V：各元素の含有量（質量％））
を用いて、炭化物として生成する炭素量に換算し、炭素量換算値C*とした。 Moreover, the test piece for electrolytic extraction was extract | collected from each hot-rolled thin steel plate, the electrolytic extraction was performed, and the residue was extracted. Then, the obtained residue was filtered using a filter with a pore size of 100 nm, and for the remaining residue, the content of Ti, Nb, V was analyzed by the IPS-MA method, Ti in the precipitate having a particle size of 100 nm or more, The total amount of Nb and V (precipitation amount) was used.
In addition, the total amount (precipitation amount) of Ti, Nb, and V in the obtained precipitate having a particle size of 100 nm or more is expressed by the following formula:
C * _pre = ([Ti] / 48 + [Nb] / 93 + [V] / 51) x 12
(Here, [Ti], [Nb], [V]: Precipitation amount of each element (mass%))
Was converted into the amount of carbon produced as a carbide, and the carbon amount converted value (C * _pre ) was set to ₁₀₀ . The total content of Ti, Nb and V contained in the steel sheet
C * = (Ti / 48 + Nb / 93 + V / 51) x 12
(Here, Ti, Nb, V: Content of each element (mass%))
Was converted into the amount of carbon produced as a carbide, and the carbon amount was converted to C *.

得られた各鋼板の破面遷移温度vTrsを、各鋼板の（C*_ｐｒｅ）₁₀₀/C*との関係で、図１に示す。図１から、（C*_ｐｒｅ）₁₀₀/C*が、0.10以下であれば、安定して、vTrs：−35℃以下となることがわかる。すなわち、所望の靭性を確保するためには、粒径100nm以上の析出物中のTi、Nb、Vの合計量（粒径100nm以上のTi、Nb、Vの析出量）を、炭素量換算で、Ti、Nb、Vの合計含有量の0.10以下、すなわち、（C*_ｐｒｅ）₁₀₀を0.10C*以下とする必要があることを見出した。 FIG. 1 shows the fracture surface transition temperature vTrs of each steel plate obtained in relation to (C * _pre ) ₁₀₀ / C * of each steel plate. FIG. 1 shows that when (C * _pre ) ₁₀₀ / C * is 0.10 or less, vTrs is −35 ° C. or less. That is, in order to ensure the desired toughness, the total amount of Ti, Nb, and V (precipitation amount of Ti, Nb, and V having a particle size of 100 nm or more) in the precipitate having a particle size of 100 nm or more is calculated in terms of carbon amount. It was found that the total content of Ti, Nb, and V must be 0.10 or less, that is, (C * _pre ) ₁₀₀ should be 0.10 C * or less.

また、得られた各鋼板のうちから、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨し、ナイタール液で腐食し、100×100μm²の領域を観察し、電子線後方散乱回折法EBSDにより、隣接するフェライト粒間の方位差が15°以上である場合を粒界と定義し、圧延方向での粒界間の距離（切断長さ）dLおよび板厚方向での粒界間の距離（切断長さ）dNを求め、2×dL×dN/（dL+dN）を算出し、フェライト粒の平均粒径とした。また、圧延方向および板厚方向の切断長さのうち、最大のものをフェライト最大粒径とした。 In addition, from each of the obtained steel plates, a structure observation specimen was collected, the cross section in the rolling direction was polished, corroded with a nital solution, and an area of 100 × 100 μm ² was observed. Electron beam backscatter diffraction EBSD Defines a grain boundary when the orientation difference between adjacent ferrite grains is 15 ° or more. Distance between grain boundaries in the rolling direction (cut length) dL and distance between grain boundaries in the plate thickness direction (Cut length) dN was determined, and 2 × dL × dN / (dL + dN) was calculated as the average particle size of the ferrite grains. In addition, the maximum one of the cutting lengths in the rolling direction and the plate thickness direction was defined as the maximum ferrite particle size.

得られた各鋼板の破面遷移温度vTrsを、各鋼板のフェライト粒平均粒径d_ａｖｅ/｛−2×ln（C*）｝との関係で図２に、フェライト最大粒径d_ｍａｘ/｛−6×ln（C*）｝との関係で図３に示す。図２から、d_ａｖｅ/｛−2×ln（C*）｝が1.0以下であれば、また、図３から、d_ｍａｘ/｛−6×ln（C*）｝が1.0以下であれば、所望の高靭性を確保することができることがわかる。すなわち、所望の高靭性を確保するためには、上記した粗大な析出物を抑制したうえ、フェライト粒平均粒径d_ａｖｅを、｛−2×ln（C*）｝μm以下とする必要があること、また、フェライト最大粒径d_ｍａｘを｛−6×ln（C*）｝μm以下とする必要があること、を知見した。これは、C*が多くなると、合金元素の含有量が増加し、粒成長抑制効果でフェライト粒径が小さくなるためと考えられる。 The fracture surface transition temperature vTrs of each steel sheet obtained is shown in FIG. 2 in relation to the ferrite grain average grain diameter d _ave / {− 2 × ln (C *)} of each steel sheet. The maximum ferrite grain diameter d _max / { FIG. 3 shows the relationship with −6 × ln (C *)}. From FIG. 2, if d _ave / {− 2 × ln (C *)} is 1.0 or less, and from FIG. 3, if d _max / {− 6 × ln (C *)} is 1.0 or less, It can be seen that the desired high toughness can be ensured. That is, in order to ensure the desired high toughness, it is necessary to suppress the coarse precipitates described above and to make the ferrite grain average particle diameter d _{ave not} more than { ₋₂ × ln (C *)} μm. It was also found that the maximum ferrite particle diameter _dmax must be {−6 × ln (C *)} μm or less. This is thought to be because as the C * increases, the content of the alloy element increases, and the ferrite grain size decreases due to the grain growth inhibiting effect.

本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、C：0.036〜0.25％、Si：0.3％以下、Mn：0.1〜3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Aｌ：0.10％以下、N：0.010％以下を含み、さらに、Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、あるいはさらに、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を、次（２）式
C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51＋Mo/96＋Ta/181＋W/184）×12 ‥‥（２）
（ここで、Ti、Nb、V、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％））
で定義されるC*が次（１）式
C* ≧ 0.04 ‥‥（１）
を満足し、さらにCと前記C*との比、C/C*が0.9〜1.5を満足するように調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、面積率で95％以上のフェライト相を主相とし、該主相と面積率で0〜5％の第二相とからなり、前記フェライト相の平均粒径d_ａｖｅが｛−2×ln（C*）｝μm以下、前記フェライト相の最大粒径d_ｍａｘが｛−6×ln（C*）｝μm以下で、かつ組織中に析出した析出物のうち、粒子径20nm未満の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量が次（３）式
C*_ｐｒｅ＝（［Ti］/48＋［Nb］/93＋［V］/51＋［Mo］/96＋［Ta］/181＋［W］/184）×12 ‥‥（３）
（ここで、［Ti］、［Nb］、［V］、［Mo］、［Ta］、［W］：各元素の析出量（質量％））
で定義される炭素量換算値を用いて算出した炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₂₀で0.60C*以上、粒子径100nm以上の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量が前記（３）式で定義される炭素量換算値を用いて算出した炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₁₀₀で0.10C*以下である組織を有することを特徴とする靭性に優れた高強度薄鋼板。 The present invention has been completed based on such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) By mass%, C: 0.036 to 0.25%, Si: 0.3% or less, Mn: 0.1 to 3.0%, P: 0.10% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.10% or less, N: 0.010% or less 1 or more selected from Ti: 0.01 to 1.0%, Nb: 0.01 to 1.0%, V: 0.01 to 1.0%, or Mo: 0.005 to 0.50%, Ta: One or more selected from 0.005 to 0.50%, W: 0.005 to 0.50%, the following formula (2)
C * = (Ti / 48 + Nb / 93 + V / 51 + Mo / 96 + Ta / 181 + W / 184) x 12 (2)
(Here, Ti, Nb, V, Mo, Ta, W: content of each element (mass%))
C * defined by the following formula (1)
C * ≧ 0.04 (1)
In addition, the ratio of C to C *, C / C * is adjusted so as to satisfy 0.9 to 1.5, and has a composition composed of the balance Fe and inevitable impurities, and has an area ratio of 95%. The above ferrite phase is the main phase, and consists of the main phase and the second phase having an area ratio of 0 to 5%, and the average particle diameter d _{ave of the} ferrite phase is {−2 × ln (C *)} μm or less Ti, Nb, V in the precipitate having a maximum particle size d _max of the ferrite phase of {−6 × ln (C *)} μm or less and precipitated in the structure and having a particle size of less than 20 nm. Or, further, the total amount of Mo, Ta, W is the following formula (3)
C * _pre = ([Ti] / 48 + [Nb] / 93 + [V] / 51 + [Mo] / 96 + [Ta] / 181 + [W] / 184) × 12 (3)
(Here, [Ti], [Nb], [V], [Mo], [Ta], [W]: precipitation amount of each element (mass%))
Carbon amount converted value (C * _pre ) calculated by using the carbon amount converted value defined in ( ₂₀ ) 0.60 C * or more, Ti, Nb, V in precipitates having a particle diameter of 100 nm or more, or Mo, Ta, Toughness characterized by having a structure in which the total amount of W is a carbon amount converted value (C * _pre ) ₁₀₀ calculated using the carbon amount converted value defined by the above formula (3) and is 0.10 C * or less. Excellent high-strength thin steel sheet.

（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする高強度薄鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度薄鋼板。 (2) In (1), in addition to the said composition, B: 0.0003-0.0050% is further contained by the mass%, The high strength thin steel plate characterized by the above-mentioned.
(3) In (1) or (2), in addition to the above composition, 1% selected from Cr: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, and Cu: 0.01 to 1.0% in mass% A high-strength thin steel sheet characterized by containing seeds or two or more kinds.

（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする高強度薄鋼板。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度薄鋼板。 (4) The high strength thin steel sheet according to any one of (1) to (3), further containing Sb: 0.005 to 0.050% by mass% in addition to the above composition.
(5) In any one of (1) to (4), in addition to the above composition, one or two selected from Ca: 0.0005 to 0.01% and REM: 0.0005 to 0.01% by mass% A high-strength thin steel sheet characterized by containing.

（６）（１）ないし（５）のいずれかに記載の高強度薄鋼板の表面に、めっき層を形成してなることを特徴とする靭性に優れた高強度めっき薄鋼板。
（７）鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、冷却し、巻き取り、熱延薄鋼板とするに当り、前記鋼素材を、質量％で、C：0.036〜0.25％、Si：0.3％以下、Mn：0.1〜3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Aｌ：0.10％以下、N：0.010％以下を含み、さらに、Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、あるいはさらに、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を、次（２）式
C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51＋Mo/96＋Ta/181＋W/184）×12 ‥‥（２）
（ここで、Ti、Nb、V、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％））
で定義されるC*が次（１）式
C* ≧ 0.04 ‥‥（１）
を満足し、さらにCと前記C*との比、C/C*が0.9〜1.5を満足するように調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブとし、前記仕上圧延を、仕上圧延機入り側の温度が900〜1100℃、１パス目の圧下率が35％以上、仕上圧延トータル圧下率が88％以上、仕上圧延機出側の温度が800〜850℃とする圧延とし、該仕上圧延終了後に、通板速度：600m/min以上で、仕上圧延機出側から700℃までの平均冷却速度が（15/Mn）℃/ｓ以上で冷却し、巻取温度：500〜650℃で前記巻き取りを行うことを特徴とする靭性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。 (6) A high strength plated thin steel sheet excellent in toughness, wherein a plated layer is formed on the surface of the high strength thin steel sheet according to any one of (1) to (5).
(7) The steel material is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, and then cooled, wound, and made into a hot-rolled thin steel plate. 0.25%, Si: 0.3% or less, Mn: 0.1-3.0%, P: 0.10% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.10% or less, N: 0.010% or less, and Ti: 0.01-1.0% , Nb: 0.01 to 1.0%, V: One or more selected from 0.01 to 1.0%, or Mo: 0.005 to 0.50%, Ta: 0.005 to 0.50%, W: 0.005 to 0.50% One or more selected from among the following formula (2)
C * = (Ti / 48 + Nb / 93 + V / 51 + Mo / 96 + Ta / 181 + W / 184) x 12 (2)
(Here, Ti, Nb, V, Mo, Ta, W: content of each element (mass%))
C * defined by the following formula (1)
C * ≧ 0.04 (1)
Further, the ratio of C to C *, C / C * is adjusted so as to satisfy 0.9 to 1.5, and a steel slab having a composition comprising the balance Fe and unavoidable impurities is included, and the finish rolling is performed. Rolling with a finishing rolling mill entry side temperature of 900-1100 ° C, first pass rolling reduction of 35% or more, finishing rolling total rolling reduction of 88% or more, and finishing rolling mill outlet temperature of 800-850 ° C Then, after the finish rolling is finished, the sheet feeding speed is 600 m / min or more, the average cooling rate from the finish rolling mill outlet side to 700 ° C. is (15 / Mn) ° C./s or more, and the winding temperature is 500 A method for producing a high-strength thin steel sheet having excellent toughness, wherein the winding is performed at ˜650 ° C.

（８）（７）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（９）（７）または（８）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。 (8) The method for producing a high-strength thin steel sheet according to (7), further comprising B: 0.0003 to 0.0050% by mass% in addition to the above composition.
(9) In (7) or (8), in addition to the above-mentioned composition, 1% selected from Cr: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.01 to 1.0% in terms of mass% A method for producing a high-strength thin steel sheet, comprising seeds or two or more kinds.

（１０）（７）ないし（９）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１１）（７）ないし（１０）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。 (10) The method for producing a high-strength thin steel sheet according to any one of (7) to (9), further comprising Sb: 0.005 to 0.050% by mass% in addition to the above composition.
(11) In any one of (7) to (10), in addition to the above composition, in addition to mass, one or two selected from Ca: 0.0005 to 0.01% and REM: 0.0005 to 0.01% A method for producing a high-strength thin steel sheet, comprising:

（１２）（７）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記巻き取り後の前記熱延薄鋼板に、酸洗と焼鈍とを施すに際し、前記焼鈍が、均熱温度を600〜750℃の範囲の温度とし、500℃から該均熱温度までの温度域を平均1℃/s以上の加熱速度で加熱し、前記均熱温度での均熱時間を1000s以下として均熱し、該均熱後、1℃/s以上の冷却速度で500℃まで冷却する処理であることを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。   (12) In any one of (7) to (11), when the hot-rolled thin steel sheet after winding is subjected to pickling and annealing, the annealing is performed in a range of 600 to 750 ° C. The temperature range from 500 ° C. to the soaking temperature is heated at an average heating rate of 1 ° C./s or more, soaking time at the soaking temperature is set to 1000 s or less, and after soaking, A method for producing a high-strength thin steel sheet, characterized by being a process of cooling to 500 ° C at a cooling rate of 1 ° C / s or more.

（１３）（１２）において、前記焼鈍における前記冷却を行う過程で、前記熱延薄鋼板を浴温：420〜500℃の亜鉛めっき浴に浸漬するめっき処理を施すことを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１４）（１３）において、前記めっき処理後に、さらに加熱温度：460〜600℃まで再加熱し、該加熱温度で1ｓ以上保持するめっき層の合金化処理を施すことを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。 (13) In (12), in the process of performing the cooling in the annealing, a plating process is performed in which the hot-rolled thin steel sheet is immersed in a zinc plating bath having a bath temperature of 420 to 500 ° C. A method of manufacturing a steel sheet.
(14) In (13), after the plating process, the heating temperature is further reheated to 460 to 600 ° C., and an alloying process of the plating layer that is held at the heating temperature for 1 s or more is performed. A method of manufacturing a steel sheet.

（１５）（７）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記巻き取り後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１６）（１２）において、前記焼鈍後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１７）（１３）において、前記めっき処理後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。 (15) The method for producing a high-strength thin steel sheet according to any one of (7) to (11), wherein after the winding, further processing is performed with a sheet thickness reduction rate of 0.1 to 3.0%.
(16) The method for producing a high-strength thin steel sheet according to (12), wherein after the annealing, further processing of a sheet thickness reduction rate of 0.1 to 3.0% is applied.
(17) The method for producing a high-strength thin steel sheet according to (13), wherein after the plating treatment, further processing with a thickness reduction ratio of 0.1 to 3.0% is applied.

（１８）（１４）において、前記合金化処理後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。   (18) The method for producing a high-strength thin steel sheet according to (14), wherein after the alloying treatment, further processing with a thickness reduction ratio of 0.1 to 3.0% is applied.

本発明によれば、引張強さTS：780MPa以上の高強度を有し、成形性に優れ、さらに靭性にも優れた高強度薄鋼板を、安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度薄鋼板は、低温で使用される部品用や衝撃が加わるような部品用とし好適であり、鋼板の用途拡大に寄与するという効果もある。   According to the present invention, a high-strength thin steel sheet having a high tensile strength TS: 780 MPa or more, excellent formability, and excellent toughness can be stably produced, and has a remarkable industrial effect. . Moreover, the high-strength thin steel sheet according to the present invention is suitable for parts used at low temperatures and parts to which impact is applied, and has an effect of contributing to the expansion of the use of steel sheets.

鋼板の破面遷移温度vTrsに及ぼす、粒子径100nm以上の析出物中に含まれる炭化物形成元素量の炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₁₀₀と炭化物形成元素含有量の炭素量換算値C*の比、（C*_ｐｒｅ）₁₀₀/C*の影響を示すグラフである。The amount of carbide forming element contained in precipitates with a particle diameter of 100 nm or more on the fracture surface transition temperature vTrs of steel sheet (C * _pre ) ₁₀₀ and the amount of carbide forming element content of carbon converted C * It is a graph which shows the influence of ratio, (C * _pre ) ₁₀₀ / C *. 鋼板の破面遷移温度vTrsに及ぼす、フェライト平均粒径/（−2ln（C*））の影響を示すグラフである。It is a graph which shows the influence of the ferrite average particle diameter / (-2ln (C *)) which gives to the fracture surface transition temperature vTrs of a steel plate. 鋼板の破面遷移温度vTrsに及ぼす、フェライト最大粒径/（−6ln（C*））の影響を示すグラフである。It is a graph which shows the influence of the ferrite maximum grain size / (-6ln (C *)) which has on the fracture surface transition temperature vTrs of a steel plate.

本発明高強度薄鋼板は、質量％で、C：0.036〜0.25％、Si：0.3％以下、Mn：0.1〜3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Aｌ：0.10％以下、N：0.010％以下を含み、さらに、Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、あるいはさらに、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を、次（２）式
C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51＋Mo/96＋Ta/181＋W/184）×12 ‥‥（２）
（ここで、Ti、Nb、V、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％））
で定義されるC*が次（１）式
C* ≧ 0.04 ‥‥（１）
を満足し、さらにCと前記C*との比、C/C*が0.9〜1.5を満足するように調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する。 The high-strength thin steel sheet of the present invention is in mass%, C: 0.036 to 0.25%, Si: 0.3% or less, Mn: 0.1 to 3.0%, P: 0.10% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.10% or less, Including N: 0.010% or less, Ti: 0.01 to 1.0%, Nb: 0.01 to 1.0%, V: 0.01 to 1.0%, or more, or Mo: 0.005 to One or more selected from 0.50%, Ta: 0.005-0.50%, W: 0.005-0.50%, the following formula (2)
C * = (Ti / 48 + Nb / 93 + V / 51 + Mo / 96 + Ta / 181 + W / 184) x 12 (2)
(Here, Ti, Nb, V, Mo, Ta, W: content of each element (mass%))
C * defined by the following formula (1)
C * ≧ 0.04 (1)
And the ratio of C to C *, C / C * is adjusted so as to satisfy 0.9 to 1.5, and the composition is composed of the remaining Fe and inevitable impurities.

まず、組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り、質量％は、単に％と記す。
C：0.036〜0.25％
Cは、Ti、Nb、V等の炭化物形成元素と結合して微細な炭化物を形成し、析出強化を介して鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Cは、フェライト変態開始温度を低下させ、圧延後の冷却においてフェライトの細粒化に寄与する元素である。さらには、Cは、フェライト変態開始温度の低下を介して、炭化物の析出温度を下げ、炭化物の微細化にも寄与する。またCは、固溶Cが粒界に偏析することで、粒界強度を高め、靭性向上にも寄与する。このような効果を得るためには、0.036％以上の含有を必要とする。一方、0.25％を超えて多量に含有すると、フェライト変態が抑制され、ベイナイトやマルテンサイトへの変態が促進され、成形性が低下する。また、多量のCの含有は、炭化物形成元素（Ti、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、W）と結合しない過剰なCを増加させ、セメンタイトを形成して靭性を低下させる。このため、Cは0.036〜0.25％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.20％以下である。 First, the reasons for limiting the composition will be described. Hereinafter, unless otherwise specified, mass% is simply expressed as%.
C: 0.036-0.25%
C is an element that combines with carbide-forming elements such as Ti, Nb, and V to form fine carbides and contributes to increasing the strength of the steel sheet through precipitation strengthening. C is an element that lowers the ferrite transformation start temperature and contributes to finer ferrite in cooling after rolling. Furthermore, C lowers the precipitation temperature of carbides through a decrease in the ferrite transformation start temperature and contributes to the refinement of carbides. C also increases the grain boundary strength and contributes to toughness improvement by segregation of solid solution C at the grain boundaries. In order to obtain such an effect, a content of 0.036% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 0.25%, ferrite transformation is suppressed, transformation to bainite and martensite is promoted, and formability is lowered. In addition, the inclusion of a large amount of C increases excess C that does not bind to carbide-forming elements (Ti, Nb, V, or even Mo, Ta, W), forms cementite, and decreases toughness. For this reason, C was limited to the range of 0.036 to 0.25%. In addition, Preferably it is 0.20% or less.

Si：0.3％以下
Siは、フェライト生成元素であり、圧延後の冷却においてフェライト変態を促進し、フェライト粒を粗大化させるとともに、炭化物の析出温度の上昇を介して炭化物を粗大に析出させる悪影響を招く。また、Siは、Feより酸化しやすいため、表面にSiの酸化物が生成しやすく、熱延板では化成処理不良や、めっき板では不めっきなどの表面性状不良を招きやすいなどの悪影響を招くが、0.3％以下であれば、このような悪影響を避けることができる。このため、Siは0.3％以下に限定した。なお、好ましくは0.1％以下、より好ましくは0.05％以下、さらに好ましくは0.03％以下である。 Si: 0.3% or less
Si is a ferrite-forming element, which promotes ferrite transformation in cooling after rolling, coarsens ferrite grains, and causes an adverse effect of coarsely depositing carbides through an increase in carbide precipitation temperature. In addition, since Si is easier to oxidize than Fe, Si oxides are likely to be generated on the surface, causing adverse effects such as poor chemical conversion treatment on hot-rolled sheets and poor surface properties such as non-plating on plated sheets. However, if it is 0.3% or less, such an adverse effect can be avoided. For this reason, Si was limited to 0.3% or less. In addition, Preferably it is 0.1% or less, More preferably, it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less.

Mn：0.1〜3.0％
Mnは、フェライト変態開始温度を低下させる作用を有し、フェライト粒を細粒化させるとともに、炭化物の析出温度を下げることで炭化物の微細化に寄与する。また、Mnは、鋼中に固溶して鋼板の強度を増加させ、さらにＳと結合して有害なＳを無害化する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上含有する必要がある。一方、3.0％を超えて含有すると、フェライト変態が抑制され、ベイナイトやマルテンサイトへの変態が促進されるため、Ti、Nb、V等との微細な炭化物の形成が抑制される。このようなことから、Mnは0.1〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5％以上、より好ましくは1.0％以上、さらに好ましくは1.3％以上である。また、好ましくは2.5％以下、さらに好ましくは2.0％以下である。 Mn: 0.1-3.0%
Mn has the effect of lowering the ferrite transformation start temperature, and contributes to the refinement of the carbide by reducing the ferrite precipitation temperature and reducing the precipitation temperature of the carbide. Further, Mn is an element having an action of dissolving in steel and increasing the strength of the steel sheet, and further bonding with S to make harmful S harmless. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain 0.1% or more. On the other hand, if the content exceeds 3.0%, ferrite transformation is suppressed and transformation to bainite or martensite is promoted, so formation of fine carbides with Ti, Nb, V, etc. is suppressed. For these reasons, Mn is limited to a range of 0.1 to 3.0%. In addition, Preferably it is 0.5% or more, More preferably, it is 1.0% or more, More preferably, it is 1.3% or more. Further, it is preferably 2.5% or less, more preferably 2.0% or less.

P：0.10％以下
Pは、粒界に偏析して、延性や靭性を劣化させ、鋼板特性に悪影響を及ぼす元素である。また、Pは、圧延後の冷却においてフェライト変態を促進し、炭化物の析出温度を上昇するため、フェライト粒を粗大化するとともに、炭化物を粗大に析出させるため、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、このような悪影響は、0.10％までは許容できる。このため、Pは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.01％以下である。 P: 0.10% or less
P is an element that segregates at the grain boundaries, deteriorates ductility and toughness, and adversely affects the steel sheet characteristics. In addition, P promotes ferrite transformation in cooling after rolling and raises the precipitation temperature of carbides, so that ferrite grains are coarsened and carbides are coarsely precipitated. Therefore, it is desirable that P be reduced as much as possible in the present invention. However, such adverse effects are acceptable up to 0.10%. For this reason, P was limited to 0.10% or less. In addition, Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less, More preferably, it is 0.01% or less.

S：0.030％以下
Sは、熱間における延性を著しく低下させ、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる元素である。さらに、Sは、強度にほとんど寄与しないばかりか、粗大な硫化物を形成することにより、延性、伸びフランジ性を低下させるなど、鋼板特性に悪影響を及ぼすため、極力低減することが望ましい。なお、このような悪影響はSが0.030％を超えると顕著となるため、Sは0.030％以下に限定した。なお、好ましくは0.010％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.001％以下である。 S: 0.030% or less
S is an element that significantly reduces hot ductility, induces hot cracking, and significantly deteriorates surface properties. Further, S not only contributes to the strength, but also adversely affects the steel sheet properties such as reducing the ductility and stretch flangeability by forming coarse sulfides, so it is desirable to reduce it as much as possible. In addition, since such a bad influence becomes remarkable when S exceeds 0.030%, S was limited to 0.030% or less. In addition, Preferably it is 0.010% or less, More preferably, it is 0.003% or less, More preferably, it is 0.001% or less.

Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましい。また、Alは、圧延後の冷却でフェライト変態を促進する作用を有し、それにより、フェライト粒の粗大化や、炭化物の析出温度の上昇を介して炭化物を粗大に析出させるなどの悪影響を及ぼす。そのため、多量の含有は避ける必要がある。さらに0.10％を超える多量の含有は、鋼中でアルミ酸化物の増加を招き、清浄度の低下、延性の低下などの悪影響を招く。このようなことから、Alは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.06％以下である。 Al: 0.10% or less
Al is an element that acts as a deoxidizer, and in order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more. In addition, Al has the effect of promoting ferrite transformation by cooling after rolling, thereby adversely affecting the coarsening of ferrite grains and the coarse precipitation of carbides through the increase in carbide precipitation temperature. . Therefore, it is necessary to avoid containing a large amount. Further, a large content exceeding 0.10% leads to an increase in aluminum oxide in the steel, and adverse effects such as a decrease in cleanliness and a decrease in ductility. For these reasons, Al is limited to 0.10% or less. In addition, Preferably it is 0.06% or less.

N：0.010％以下
Nは、Ti、Nb、Vと高温で粗大な窒化物を形成し、強度への寄与が少ないうえ、Ti、Nb、V等による高強度化への寄与を減少させるうえ、靭性の低下も招く。さらに、Nの多量含有は、熱間圧延中にスラブ割れを誘起し、表面疵を発生させる恐れがある。このようなことから、Nはできるだけ低減することが望ましいが、0.010％までであれば許容できる。このため、Nは0.010％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.002％以下である。 N: 0.010% or less
N forms coarse nitrides at high temperatures with Ti, Nb, and V, and contributes less to strength. In addition, Ti contributes to increasing strength due to Ti, Nb, V, etc. . Furthermore, a large amount of N may induce slab cracking during hot rolling and generate surface defects. For these reasons, it is desirable to reduce N as much as possible, but it is acceptable up to 0.010%. For this reason, N was limited to 0.010% or less. In addition, Preferably it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.003% or less, More preferably, it is 0.002% or less.

Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Nb、Vは、いずれも、高強度化に寄与する元素であり、本発明では選択して１種または２種以上含有する。
Ti、Nb、Vは、Cと結合して微細な炭化物を形成し、高強度化に寄与するとともに、熱間圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、フェライトの細粒化に寄与する。このような効果を得るためには、それぞれ、Ti：0.01％以上、Nb：0.01％以上、V：0.01％以上、含有する必要がある。一方、Ti：1.0％、Nb：1.0％、V：1.0％を、それぞれ超えて多量に含有しても、効果が飽和するため、含有量に見合う効果を得ることができず経済的に不利となる。このため、それぞれ、Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％の範囲に限定した。 One or more selected from Ti: 0.01-1.0%, Nb: 0.01-1.0%, V: 0.01-1.0%
Ti, Nb, and V are all elements that contribute to increasing the strength. In the present invention, Ti, Nb, and V are selected and contained alone or in combination.
Ti, Nb, and V combine with C to form fine carbides and contribute to increasing the strength, while suppressing recrystallization of austenite during hot rolling and contributing to finer ferrite. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain Ti: 0.01% or more, Nb: 0.01% or more, and V: 0.01% or more, respectively. On the other hand, even if it contains Ti: 1.0%, Nb: 1.0%, V: 1.0% in large amounts, the effect is saturated, so it is economically disadvantageous because the effect corresponding to the content cannot be obtained. Become. For this reason, it limited to the range of Ti: 0.01-1.0%, Nb: 0.01-1.0%, and V: 0.01-1.0%, respectively.

上記した成分が基本の成分であるが、選択元素として、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を、必要に応じて含有できる。
Mo、Ta、Wはいずれも、Ti、Nb、Vと同様に炭化物形成元素であり、微細な炭化物として析出し、析出強化により鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、それぞれ0.005％以上含有することが好ましい。一方、それぞれ、0.50％を超えて多量に含有しても、効果が飽和するため、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、それぞれ、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％Moの範囲に限定することが好ましい。 The above-mentioned components are basic components, but one or more selected from Mo: 0.005-0.50%, Ta: 0.005-0.50%, and W: 0.005-0.50% are required as selective elements. Depending on the content.
Mo, Ta, and W are all carbide-forming elements like Ti, Nb, and V, and are elements that have the effect of precipitating as fine carbides and increasing the strength of the steel sheet by precipitation strengthening. Can be selected and contained. In order to obtain such an effect, each content is preferably 0.005% or more. On the other hand, even if contained in a large amount exceeding 0.50%, the effect is saturated, so that an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to the range of Mo: 0.005-0.50%, Ta: 0.005-0.50%, W: 0.005-0.50% Mo, respectively.

本発明高強度薄鋼板では、上記した成分を上記した範囲で、かつ次（１）式
C* ≧ 0.04 ‥‥（１）
を満足するように調整して含む。ここで、C*は、次（２）式
C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51＋Mo/96＋Ta/181＋W/184）×12 ‥‥（２）
（ここで、Ti、Nb、V、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％））
で定義される。ここでいう「C*」は、Ti、Nb等の炭化物形成元素の含有量を、炭化物として生成する炭素量に換算した値、炭素量換算値である。C*が0.04質量％未満では、Ti、Nb、V等の炭化物形成元素の含有量が少なく、生成する炭化物量が少なくなるため、所望の高強度化を達成できない。なお、（２）式では、記載された元素を含まない場合には、当該元素を零としてC*を算出するものとする。 In the high-strength thin steel sheet of the present invention, the above-described components are within the above-described range, and the following formula (1)
C * ≧ 0.04 (1)
Adjusted to include Where C * is the following equation (2)
C * = (Ti / 48 + Nb / 93 + V / 51 + Mo / 96 + Ta / 181 + W / 184) x 12 (2)
(Here, Ti, Nb, V, Mo, Ta, W: content of each element (mass%))
Defined by Here, “C *” is a value obtained by converting the content of carbide-forming elements such as Ti and Nb into the amount of carbon generated as a carbide, and a converted value of carbon. If C * is less than 0.04% by mass, the content of carbide-forming elements such as Ti, Nb, and V is small, and the amount of generated carbide is small, so that the desired high strength cannot be achieved. In equation (2), when the described element is not included, C * is calculated with the element as zero.

さらに、本発明高強度薄鋼板では、上記した成分を上記した範囲でかつ、C*が上記した（１）式を満足するように調整したうえ、さらにCとC*との比、C/C*が0.9〜1.5を満足するように調整する。
C/C*：0.9〜1.5
炭化物形成元素の含有量に対し、C含有量が少ないと、炭化物生成量が減少し、固溶する炭化物形成元素量が増加するが、固溶したTi、Nb、V等の炭化物形成元素による固溶強化は小さく、鋼板強度の大きな増加には寄与しない。炭化物形成元素による十分な析出強化を得るためには、C/C*を0.9以上とする必要がある。なお、好ましくは、1.0以上、より好ましくは1.1以上である。一方、C/C*が1.5を超えて大きくなると、炭化物として析出しないC量（余剰C量）が増加する。余剰C量が増加すると、セメンタイト生成量が増加し、靭性の低下を招く。このため、C/C*は0.9〜1.5の範囲に限定した。なお、好ましくは、1.3以下である。 Furthermore, in the high-strength thin steel sheet of the present invention, the above-described components are adjusted within the above-mentioned range and C * satisfies the above-described expression (1), and the ratio of C to C * is further determined. * Adjust to satisfy 0.9-1.5.
C / C *: 0.9 to 1.5
If the C content is small relative to the carbide-forming element content, the amount of carbide produced decreases and the amount of solid-dissolved carbide-forming element increases, but the solid-solution caused by solid-dissolved carbide-forming elements such as Ti, Nb, and V Melt strengthening is small and does not contribute to a large increase in steel plate strength. In order to obtain sufficient precipitation strengthening by the carbide forming elements, C / C * needs to be 0.9 or more. In addition, Preferably it is 1.0 or more, More preferably, it is 1.1 or more. On the other hand, when C / C * exceeds 1.5, the amount of C that does not precipitate as carbide (the amount of surplus C) increases. As the amount of surplus C increases, the amount of cementite produced increases, leading to a decrease in toughness. For this reason, C / C * was limited to a range of 0.9 to 1.5. In addition, Preferably, it is 1.3 or less.

さらに、本発明高強度薄鋼板では、上記した成分に加えてさらに、選択元素として、B：0.0003〜0.0050％、および／または、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Sb：0.005〜0.050％、および／または、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有できる。   Furthermore, in the high strength thin steel sheet of the present invention, in addition to the above-described components, B: 0.0003 to 0.0050% and / or Cr: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.01 1 or more selected from -1.0%, and / or Sb: 0.005-0.050%, and / or Ca: 0.0005-0.01%, REM: selected from 0.0005-0.01% One type or two or more types can be contained.

B：0.0003〜0.0050％
Bは、圧延後の冷却において、フェライト変態開始温度を低下させ、フェライトを細粒化するとともに、炭化物の析出温度を下げ、炭化物の微細化に寄与する。また、Bは、粒界に偏析して粒界強度を増加させ、靭性の向上に寄与する。このような効果を得るためには0.0003％以上含有することが好ましい。より好ましくは0.0005％以上、さらに好ましくは0.0010％以上である。一方、0.0050％を超える多量の含有は、熱間での変形抵抗を増加させ、圧延を困難にするため、0.0050％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0030％以下、さらに好ましくは0.0020％以下である。このようなことから、含有する場合には、Bは0.0003〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。 B: 0.0003-0.0050%
In cooling after rolling, B lowers the ferrite transformation start temperature, refines ferrite, lowers the precipitation temperature of carbides, and contributes to refinement of carbides. Further, B segregates at the grain boundary to increase the grain boundary strength and contributes to the improvement of toughness. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.0003% or more. More preferably, it is 0.0005% or more, More preferably, it is 0.0010% or more. On the other hand, a large content exceeding 0.0050% increases hot deformation resistance and makes rolling difficult, so it is preferably limited to 0.0050% or less. In addition, More preferably, it is 0.0030% or less, More preferably, it is 0.0020% or less. For this reason, when contained, B is preferably limited to a range of 0.0003 to 0.0050%.

Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、Ni、Cuはいずれも、組織の微細化を介し靭性の向上、高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためは、それぞれ0.01％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超えて多量に含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できないため、経済的に不利となる。このようなことから、含有する場合には、それぞれ、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。 One or more selected from Cr: 0.01-1.0%, Ni: 0.01-1.0%, Cu: 0.01-1.0%
Cr, Ni, and Cu are all elements that contribute to improving toughness and increasing strength through refinement of the structure, and can be selected as necessary to contain one or more. In order to obtain such an effect, each content is preferably 0.01% or more. On the other hand, even if contained in a large amount exceeding 1.0%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, when contained, it is preferable to limit to Cr: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, and Cu: 0.01 to 1.0%, respectively.

Sb：0.005〜0.050％
Sbは、熱間圧延時にスラブ表面に偏析し、スラブの窒化を防止して、粗大な窒化物の形成を抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが好ましい。一方、0.050％を超えて多量に含有すると、材料コストの高騰を招く。このようなことから、含有する場合には、Sbは0.005〜0.050％の範囲に限定することが好ましい。 Sb: 0.005 to 0.050%
Sb is an element that segregates on the surface of the slab during hot rolling, prevents the slab from nitriding, and suppresses the formation of coarse nitrides, and can be contained as necessary. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.005% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.050%, the material cost increases. For these reasons, when contained, Sb is preferably limited to a range of 0.005 to 0.050%.

Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ca、REMはいずれも、硫化物の形態制御を介して、延性、伸びフランジ性の向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためは、それぞれ、Ca：0.0005％以上、REM：0.0005％以上含有することが好ましい。一方、それぞれ、0.01％を超えて多量に含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。 One or more selected from Ca: 0.0005 to 0.01%, REM: 0.0005 to 0.01%
Both Ca and REM are elements that contribute to the improvement of ductility and stretch flangeability through the form control of sulfides, and can be selected and contained as necessary. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain Ca: 0.0005% or more and REM: 0.0005% or more, respectively. On the other hand, even if each content exceeds 0.01%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to Ca: 0.0005-0.01% and REM: 0.0005-0.01%, respectively.

上記した以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不純物としては、Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、O等が例示できるが、これらの不純物元素は、合計で0.5％以下であれば、特性上問題がなく、許容できる。
また、本発明高強度薄鋼板では、上記した組成を有し、さらに面積率で95％以上のフェライト相を主相とし、該主相と面積率で0〜5％の第二相とからなる組織を有する。 The balance other than those described above is Fe and inevitable impurities. Examples of impurities include Sn, Mg, Co, As, Pb, Zn, O, and the like, but these impurity elements can be allowed without any problem in characteristics if the total is 0.5% or less.
Further, the high-strength thin steel sheet of the present invention has the above-described composition, and further comprises a ferrite phase having an area ratio of 95% or more as a main phase and the main phase and a second phase having an area ratio of 0 to 5%. Have an organization.

主相：面積率で95％以上のフェライト相
本発明では、成形性を高めるため、主相をフェライト相とする。ここでいう「主相」は、面積率で95％以上を占有する相とする。第二相として、ベイナイト相やマルテンサイト相などの硬質相が存在すると、成形性が低下する。そのため、主相は98％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは100％である。なお、成形性の観点からは、フェライト相以外の第二相は、面積率で0％とすることが好ましい。存在しても面積率で5％以下であれば許容できる。 Main phase: 95% or more ferrite phase in area ratio In the present invention, the main phase is a ferrite phase in order to improve moldability. The “main phase” here is a phase that occupies 95% or more in area ratio. If a hard phase such as a bainite phase or a martensite phase is present as the second phase, the moldability is lowered. Therefore, the main phase is preferably 98% or more, more preferably 100%. From the viewpoint of formability, the second phase other than the ferrite phase is preferably 0% in area ratio. Even if it exists, an area ratio of 5% or less is acceptable.

また、本発明高強度薄鋼板では、主相であるフェライトは、（２）式で定義されるC*に関連して、平均粒径d_ａｖｅ：｛−2×ln（C*）｝μm以下、最大粒径d_ｍａｘ：｛−6×ln（C*）｝μm以下に限定する。
本発明者らの更なる検討によれば、図２、３に示すように、靭性に及ぼすフェライト粒径（μm）の影響は｛−ln（C*）｝と関連して整理できることを見出した。 In the high-strength thin steel sheet of the present invention, the ferrite as the main phase has an average particle diameter d _ave : {− 2 × ln (C *)} μm or less in relation to C * defined by the equation (2). Maximum particle size d _max : Limited to {−6 × ln (C *)} μm or less.
According to further studies by the present inventors, it has been found that the influence of ferrite grain size (μm) on toughness can be arranged in relation to {−ln (C *)}, as shown in FIGS. .

フェライトの平均粒径d_ａｖｅ：｛−2×ln（C*）｝μm以下
一般的に、フェライト粒径が大きくなると、靭性が低下する。図２に示すように、フェライト平均粒径/｛−2×ln（C*）｝が1.0を超えると、すなわち、フェライト平均粒径が｛−2×ln（C*）｝μmを超えて大きくなると、靭性の低下が著しくなる。このため、フェライトの平均粒径d_ａｖｅは｛−2×ln（C*）｝μm以下に限定した。なお、好ましくは｛−1.5×ln（C*）｝μm以下、より好ましくは｛−ln（C*）｝μm以下である。 Average particle diameter d _{ave of} ferrite: { ₋₂ × ln (C *)} μm or less Generally, when the ferrite particle diameter increases, toughness decreases. As shown in FIG. 2, when the average ferrite grain size / {− 2 × ln (C *)} exceeds 1.0, that is, the average ferrite grain size exceeds {−2 × ln (C *)} μm. If it becomes, the fall of toughness will become remarkable. For this reason, the average particle diameter d _ave of ferrite was limited to {−2 × ln (C *)} μm or less. In addition, Preferably it is {-1.5 * ln (C *)} micrometer or less, More preferably, it is {-ln (C *)} micrometer or less.

フェライトの最大粒径d_ｍａｘ：｛−6×ln（C*）｝μm以下
粗大なフェライト粒が存在すると、そこを起点として脆性亀裂が発生するか、あるいは発生した脆性亀裂の伝播を容易にして、靭性が大きく低下する。フェライトの最大粒径が大きいと、粗大なフェライト粒が多くなることから、本発明では、粗大なフェライト粒を減少させる。図３に示すように、フェライト最大粒径/｛−6×ln（C*）｝が1.0を超えると、靭性の低下が著しくなる。このため、本発明では、フェライトの最大粒径d_ｍａｘを｛−6×ln（C*）｝μm以下に限定した。フェライトの最大粒径d_ｍａｘが｛−6×ln（C*）｝μm以下であれば、靭性に悪影響を及ぼす粗大なフェライト粒が少なくなり、靭性が向上する。なお、好ましくは｛−5×ln（C*）μm以下、より好ましくは｛−4×ln（C*）｝μm以下、さらに好ましくは｛−3×ln（C*）｝μm以下である。 Maximum ferrite grain size d _max : {−6 × ln (C *)} μm or less If coarse ferrite grains are present, brittle cracks will start from there, or propagation of the brittle cracks that have occurred will be facilitated. The toughness is greatly reduced. When the maximum particle diameter of ferrite is large, coarse ferrite grains increase, and in the present invention, coarse ferrite grains are reduced. As shown in FIG. 3, when the maximum ferrite grain size / {− 6 × ln (C *)} exceeds 1.0, the toughness is significantly reduced. For this reason, in the present invention, the maximum grain diameter d _max of the ferrite is limited to {−6 × ln (C *)} μm or less. If the maximum grain size d _{max of} ferrite is {−6 × ln (C *)} μm or less, coarse ferrite grains that adversely affect toughness are reduced, and toughness is improved. Note that it is preferably {−5 × ln (C *) μm or less, more preferably {−4 × ln (C *)} μm or less, and further preferably {−3 × ln (C *)} μm or less.

さらに、本発明高強度薄鋼板では、上記した粒径を有するフェライト相は、微細な炭化物により析出強化されている。本発明では、所望の高強度を確保するために、高強度化に有効なTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの微細な析出物の析出量を多くする。本発明では、高強度化に有効に寄与する微細な析出物としては、粒子径20nm未満の析出物とする。   Furthermore, in the high-strength thin steel sheet of the present invention, the ferrite phase having the above-described particle size is precipitation strengthened by fine carbides. In the present invention, in order to secure a desired high strength, the amount of Ti, Nb, V, or even fine precipitates of Mo, Ta, and W effective for increasing the strength is increased. In the present invention, the fine precipitate effectively contributing to the increase in strength is a precipitate having a particle diameter of less than 20 nm.

（C*_ｐｒｅ）₂₀：0.60C*以上
Ti、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの含有量に対し、粒子径20nm未満のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの微細な析出物の割合が少ないと、有効な高強度化を達成できない。そこで、本発明では、粒子径20nm未満の析出物中の、Ti、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量を炭素量に換算した炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₂₀を、Ti、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの含有量の炭素量換算値、C*の0.60％以上に限定した。（C*_ｐｒｅ）₂₀が0.60C*未満では、炭化物形性元素の含有量に比べて、析出物量が少なく、高強度化の効率が低く、経済的に不利となる。なお、好ましくは0.70C*以上、より好ましくは0.80C*以上、さらに好ましくは0.90C*以上である。 (C * _pre ) ₂₀ : 0.60C * or more
Effective when the proportion of fine precipitates of Ti, Nb, V, or even Mo, Ta, and W with a particle diameter of less than 20 nm is small relative to the content of Ti, Nb, V, or Mo, Ta, and W. High strength cannot be achieved. Therefore, in the present invention, a carbon amount converted value (C * _pre ) ₂₀ obtained by converting the total amount of Ti, Nb, V, or further Mo, Ta, and W into a carbon amount in a precipitate having a particle diameter of less than 20 nm, Ti, Nb, V, or even Mo, Ta, W content was converted to carbon equivalent value, limited to 0.60% or more of C *. If (C * _pre ) ₂₀ is less than 0.60 C *, the amount of precipitates is small compared with the content of carbide-type elements, the efficiency of strengthening is low, and this is economically disadvantageous. In addition, Preferably it is 0.70 C * or more, More preferably, it is 0.80 C * or more, More preferably, it is 0.90 C * or more.

また、本発明では、亀裂の発生を抑制し、靭性向上のために、粗大な析出物、すなわち、粒子径：100nm以上の析出物量をC*に関連して低減する。
（C*_ｐｒｅ）₁₀₀：0.10C*以下
Ti、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの含有量に対し、粒子径100nm以上の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの含有量（析出量）が多いと、フェライト粒径を細粒化しても粗大な析出物が脆性亀裂の起点となり、靭性が低下する。そのため、粒子径100nm以上の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの含有量（析出量）の炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₁₀₀を、Ti、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの含有量の炭素量換算値C*を基準としての0.10C*以下に限定した。（C*_ｐｒｅ）₁₀₀が0.10C*を超えて多くなると、図１に示すように、所望の高靭性を確保できなくなる。なお、好ましくは0.05C*以下、より好ましくは0.03C*以下、さらに好ましくは0.02C*以下である。 Further, in the present invention, the amount of coarse precipitates, that is, precipitates having a particle diameter of 100 nm or more is reduced in relation to C * in order to suppress the occurrence of cracks and improve toughness.
(C * _pre ) ₁₀₀ : 0.10C * or less
The content of Ti, Nb, V, or even Mo, Ta, or W (precipitation amount) in precipitates with a particle diameter of 100 nm or more is larger than that of Ti, Nb, V, or even Mo, Ta, or W And even if the ferrite grain size is made finer, coarse precipitates become the starting point of brittle cracks and the toughness decreases. Therefore, Ti, Nb, V in precipitates with a particle diameter of 100 nm or more, or further, the content of Mo, Ta, W (precipitation amount) in terms of carbon amount (C * _pre ) ₁₀₀ , Ti, Nb, V, Alternatively, the content of Mo, Ta, and W is further limited to 0.10 C * or less based on the carbon content conversion value C *. When (C * _pre ) ₁₀₀ increases beyond 0.10 C *, the desired high toughness cannot be secured as shown in FIG. In addition, Preferably it is 0.05 C * or less, More preferably, it is 0.03 C * or less, More preferably, it is 0.02 C * or less.

なお、析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量の炭素量換算値C*_ｐｒｅは、次（３）式
C*_ｐｒｅ＝（［Ti］/48＋［Nb］/93＋［V］/51＋［Mo］/96＋［Ta］/181＋［W］/184）×12 ‥‥（３）
（ここで、［Ti］、［Nb］、［V］、［Mo］、［Ta］、［W］：各元素の析出量（質量％））
で定義される。 In addition, the carbon amount conversion value C * _pre of the total amount of Ti, Nb, V, or even Mo, Ta, and W in the precipitate is expressed by the following equation (3).
C * _pre = ([Ti] / 48 + [Nb] / 93 + [V] / 51 + [Mo] / 96 + [Ta] / 181 + [W] / 184) × 12 (3)
(Here, [Ti], [Nb], [V], [Mo], [Ta], [W]: precipitation amount of each element (mass%))
Defined by

ここで、析出物中に含まれる各炭化物形成元素の量（析出量）は、当該鋼板から採取した電解抽出用試料を、電解液（10％アセチルアセトン系電解液）中で定電流電解し、残渣を抽出し、分析することで求めるものとする。孔径20nmのフィルターを用いて、抽出した残渣をろ過し、濾液をICA−MA法でTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量を分析し、粒径20nm未満の析出物中のTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量（析出量）とする。一方、孔径100nmのフィルターを用いて抽出残渣をろ過したのちの残渣をICP−MA法でTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量を分析し、粒径100nm以上の析出物中のTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量（析出量）とする。   Here, the amount (precipitation amount) of each carbide-forming element contained in the precipitate is obtained by subjecting a sample for electrolytic extraction collected from the steel plate to constant current electrolysis in an electrolytic solution (10% acetylacetone-based electrolytic solution). Is obtained by extracting and analyzing. The extracted residue is filtered using a filter with a pore diameter of 20 nm, and the filtrate is analyzed for the content of carbide-forming elements such as Ti and Nb by the ICA-MA method. Ti, Nb, etc. in precipitates with a particle diameter of less than 20 nm The carbide forming element content (precipitation amount). On the other hand, after the extraction residue is filtered using a filter with a pore size of 100 nm, the residue is analyzed for the content of carbide-forming elements such as Ti and Nb by ICP-MA method, and Ti and Nb in precipitates with a particle size of 100 nm or more are analyzed. The content (precipitation amount) of carbide-forming elements such as

なお、本発明高強度薄鋼板は、鋼板表面にめっき層を形成してもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層などがいずれも好適である。また、化成処理などの皮膜を形成してもよいことはいうまでもない。また、形成するめっき層を、亜鉛とAlの複合めっき層、亜鉛とNiの複合めっき層、Alめっき層、AlとSiの複合めっき層などとしてもよい。   In the high strength thin steel sheet of the present invention, a plating layer may be formed on the steel sheet surface. As the plating layer, a hot dip galvanized layer, an alloyed hot dip galvanized layer, an electrogalvanized layer and the like are all suitable. Needless to say, a film such as a chemical conversion treatment may be formed. The plating layer to be formed may be a zinc / Al composite plating layer, a zinc / Ni composite plating layer, an Al plating layer, an Al / Si composite plating layer, or the like.

つぎに本発明高強度薄鋼板の製造条件について説明する。
上記した組成の鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、冷却し、巻き取り、熱延薄鋼板とする。
鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を転炉等を利用した常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋳片等とし鋼素材とすることが好ましい。 Next, production conditions for the high-strength thin steel sheet of the present invention will be described.
The steel material having the above composition is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, and then cooled, wound, and made into a hot rolled thin steel plate.
The method for producing the steel material is not particularly limited, but the molten steel having the above composition is melted by a conventional melting method using a converter or the like, and a slab or the like is cast by a conventional casting method such as continuous casting. It is preferable to use a piece of steel or the like.

ついで、鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、熱延薄鋼板とする。
熱間圧延のための加熱は、加熱温度：1150〜1300℃とすることが好ましい。加熱温度が1150℃未満では、変形抵抗が高く、圧延荷重が高くなり、圧延機への負荷が増大するとともに生産性が低下する。また、粗大な炭化物の溶解が不十分となり、所望の析出強化を期待できなくなる。一方、1300℃を超えて高温に加熱すると、酸化減量が増大し、歩留の低下を招く。なお、鋼素材が熱間圧延が可能な温度を保持している場合は、上記したような加熱を行うことなく直接に、あるいは加熱炉に短時間保持しただけで、熱間圧延を行ってもよい。 Next, hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling is applied to the steel material to obtain a hot rolled thin steel plate.
Heating for hot rolling is preferably performed at a heating temperature of 1150 to 1300 ° C. When the heating temperature is less than 1150 ° C., the deformation resistance is high, the rolling load becomes high, the load on the rolling mill increases, and the productivity decreases. Further, the dissolution of coarse carbides becomes insufficient, and the desired precipitation strengthening cannot be expected. On the other hand, when heated to a high temperature exceeding 1300 ° C., the loss of oxidation increases, leading to a decrease in yield. If the steel material has a temperature at which hot rolling is possible, the steel material may be hot rolled directly or without being heated in the heating furnace for a short time. Good.

加熱された鋼素材は、粗圧延を施される。粗圧延の条件は、所定寸法のシートバーとすることができればよく、とくに限定する必要はない。
粗圧延を施したのち、ついで、仕上圧延を行う。
仕上圧延は、仕上圧延機入り側温度が900〜1100℃、１パス目の圧下率が35％以上、仕上圧延トータル圧下率が88％以上、仕上圧延機出側の温度が800〜850℃である、圧延とする。 The heated steel material is subjected to rough rolling. The rough rolling conditions are not particularly limited as long as the sheet bar can have a predetermined size.
After rough rolling, finish rolling is performed.
In the finish rolling, the temperature at the finishing mill entering side is 900 to 1100 ° C, the first rolling reduction ratio is 35% or more, the finishing rolling total rolling reduction ratio is 88% or more, and the finishing mill exit temperature is 800 to 850 ° C. A certain rolling.

仕上圧延機入り側温度：900〜1100℃
仕上圧延機入り側温度が900℃未満と低いと、粗圧延機で生成した粗大なオーステナイト粒のまま、仕上げ圧延機で歪が累積されるため、変態後のフェライト粒の方位差が小さく、フェライトを細粒化することができなくなる。そのため、仕上げ圧延機入り側温度は900℃以上に限定した。なお、好ましくは950℃以上である。一方、仕上圧延機入り側温度が1100℃を超えて高いと、オーステナイト粒の再結晶が進行し、歪の累積が小さくなり、変態後のフェライト粒の微細化が困難となる。そのため、仕上圧延機入り側温度は1100℃以下に限定した。なお、好ましくは1050℃以下である。このようなことから、仕上圧延機入り側温度は950〜1100℃の範囲の温度に限定した。 Finishing mill entering side temperature: 900-1100 ℃
If the temperature on the finishing mill entering side is as low as less than 900 ° C, the coarse austenite grains produced by the roughing mill remain as they are, and the strain is accumulated in the finishing mill, so the orientation difference of the ferrite grains after transformation is small, and the ferrite Cannot be made finer. Therefore, the temperature on the finishing rolling mill side is limited to 900 ° C. or higher. In addition, Preferably it is 950 degreeC or more. On the other hand, if the temperature on the finishing mill entering side is higher than 1100 ° C., recrystallization of austenite grains proceeds, strain accumulation becomes small, and it becomes difficult to refine ferrite grains after transformation. For this reason, the temperature on the finishing mill entering side is limited to 1100 ° C. or lower. In addition, Preferably it is 1050 degrees C or less. For this reason, the temperature on the finishing mill entry side was limited to a temperature in the range of 950 to 1100 ° C.

１パス目の圧下率：35％以上
仕上圧延の１パス目の圧下率が35％未満と少ないと、オーステナイト粒の再結晶が一部抑制され、粗大なオーステナイト粒のままで、歪が累積される部分ができ、一部に粗大なフェライト粒が生成する。このため、仕上圧延の１パス目の圧下率は35％以上に限定した。なお、好ましくは40％以上、より好ましくは45％以上、さらに好ましくは50％以上である。 First pass rolling reduction: 35% or more If the rolling reduction in the first pass of finish rolling is less than 35%, recrystallization of austenite grains is partially suppressed, and strain is accumulated while remaining coarse austenite grains. Part is formed, and coarse ferrite grains are formed in part. For this reason, the rolling reduction in the first pass of finish rolling is limited to 35% or more. In addition, Preferably it is 40% or more, More preferably, it is 45% or more, More preferably, it is 50% or more.

仕上圧延トータル圧下率：88％以上
仕上圧延のトータル圧下率が88％未満と少ないと、オーステナイト域での歪の累積が少なく、変態後のフェライト粒が大きくなり、所望の靭性向上が達成できない。このため、仕上圧延トータル圧下率は88％以上に限定した。なお、好ましくは90％以上、より好ましくは92％以上、さらに好ましくは94％以上である。 Finish rolling total rolling reduction: 88% or more When the finishing rolling total rolling reduction is less than 88%, the accumulation of strain in the austenite region is small, the ferrite grains after transformation become large, and the desired toughness improvement cannot be achieved. For this reason, the finish rolling total rolling reduction was limited to 88% or more. In addition, Preferably it is 90% or more, More preferably, it is 92% or more, More preferably, it is 94% or more.

仕上圧延出側温度：800〜950℃
仕上圧延の出側温度が800℃未満と低くなると、圧延後の冷却においてフェライト変態が促進され、フェライト粒が大きくなるとともに、炭化物が大きく析出する。さらに、仕上圧延の出側温度が800℃未満では、仕上圧延の終了温度がフェライト域になる場合があり、歪誘起析出により粗大な炭化物が析出する。このため、仕上圧延出側温度は800℃以上に限定した。なお、好ましくは850℃以上である。一方、仕上圧延出側温度が950℃を超えて高くなると、オーステナイト域での歪の累積が少なくなり、変態後のフェライト粒が大きくなる。このため、仕上圧延出側温度は950℃以下に限定した。なお、好ましくは900℃以下である。このようなことから、仕上圧延出側温度は800〜950℃の範囲の温度に限定した。 Finishing rolling delivery temperature: 800-950 ° C
When the exit temperature of finish rolling is lowered to less than 800 ° C., ferrite transformation is promoted in cooling after rolling, and ferrite grains increase and carbides are largely precipitated. Furthermore, when the exit temperature of the finish rolling is less than 800 ° C., the finish temperature of the finish rolling may be in the ferrite region, and coarse carbides precipitate due to strain-induced precipitation. For this reason, the finish rolling outlet temperature is limited to 800 ° C. or higher. In addition, Preferably it is 850 degreeC or more. On the other hand, when the finish rolling outlet temperature is higher than 950 ° C., the accumulation of strain in the austenite region decreases and the ferrite grains after transformation increase. For this reason, the finish rolling outlet temperature is limited to 950 ° C. or lower. In addition, Preferably it is 900 degrees C or less. For these reasons, the finish rolling exit temperature was limited to a temperature in the range of 800 to 950 ° C.

仕上圧延出側の通板速度：600m/min以上
仕上圧延出側の通板速度が600m/min未満と遅いと、冷却開始までの時間が長くなり、オーステナイト域で蓄積された歪の一部が開放される場合があり、変態後に、一部のフェライト粒が粗大となりやすく、所望の靭性向上を確保できなくなる。このため、仕上圧延出側の通板速度は600m/min以上に限定した。なお、好ましくは700m/mim以上である。 Feeding speed on the finish rolling delivery side: 600m / min or more If the passing speed on the finish rolling delivery side is less than 600m / min, the time to start cooling becomes longer, and some of the strain accumulated in the austenite region In some cases, some ferrite grains are likely to be coarse after transformation, and a desired improvement in toughness cannot be ensured. For this reason, the sheet passing speed on the finish rolling delivery side is limited to 600 m / min or more. In addition, Preferably it is 700 m / mim or more.

仕上圧延出側から700℃までの平均冷却速度：（15/Mn）℃/ｓ以上
仕上圧延終了から700℃までの平均冷却速度が小さいと、フェライト変態が促進され、フェライト粒が大きくなるとともに、炭化物が大きく析出する。このような影響は、Mn量が少ないほど顕著になることから、仕上圧延出側から700℃までの平均冷却速度は、（15/Mn）℃/ｓ以上に限定した。なお、好ましくは（30/Mn）℃/ｓ以上、より好ましくは（50/Mn）℃/ｓ以上、さらに好ましくは（80/Mn）℃/ｓ以上である。 Average cooling rate from finish rolling to 700 ° C: (15 / Mn) ° C / s or more If the average cooling rate from finish rolling to 700 ° C is small, ferrite transformation is promoted and ferrite grains are enlarged. Carbide is largely precipitated. Since such an effect becomes more significant as the amount of Mn is smaller, the average cooling rate from the finish rolling exit side to 700 ° C. is limited to (15 / Mn) ° C./s or more. In addition, Preferably it is (30 / Mn) degree C / s or more, More preferably, it is (50 / Mn) degree C / s or more, More preferably, it is (80 / Mn) degree C / s or more.

上記した冷却速度で巻取温度まで冷却し、コイル状に巻き取る。
巻取温度：500〜650℃
巻取温度が650℃を超えて高くなると、とフェライト粒が粗大化するとともに炭化物が粗大になる。このため、巻取温度は650℃以下に限定した。一方、巻取温度が500℃未満では、微細析出物の析出が抑制されるだけでなく、ベイナイト相やマルテンサイト相などの低温変態相が生成する。このため、巻取温度は500℃以上に限定した。なお、好ましくは550℃以上である。このようなことから、巻取温度は500〜650℃の範囲に限定した。 It cools to coiling temperature with an above-described cooling rate, and winds up in coil shape.
Winding temperature: 500-650 ° C
When the coiling temperature is higher than 650 ° C., the ferrite grains become coarse and the carbides become coarse. For this reason, the coiling temperature was limited to 650 ° C. or less. On the other hand, when the coiling temperature is less than 500 ° C., not only the precipitation of fine precipitates is suppressed, but also low-temperature transformation phases such as a bainite phase and a martensite phase are generated. For this reason, the coiling temperature was limited to 500 ° C. or higher. In addition, Preferably it is 550 degreeC or more. For this reason, the coiling temperature is limited to a range of 500 to 650 ° C.

上記した条件で熱間圧延および冷却を施されて、巻き取られた熱延薄鋼板には、さらに、靭性向上のために、酸洗されたのち、焼鈍処理を施しても良い。
焼鈍処理は、均熱温度を600〜750℃の範囲の温度とし、500℃から均熱温度までの温度域を平均1℃/s以上の平均加熱速度で加熱し、該均熱温度での均熱時間を1000s以下として均熱し、該均熱後、1℃/s以上の平均冷却速度で500℃まで冷却する処理とすることが好ましい。 In order to improve toughness, the hot-rolled thin steel sheet that has been hot-rolled and cooled under the above-described conditions may be further pickled and then annealed.
In the annealing treatment, the soaking temperature is set to a temperature in the range of 600 to 750 ° C., the temperature range from 500 ° C. to the soaking temperature is heated at an average heating rate of 1 ° C./s or more, and the soaking temperature at the soaking temperature is increased. Preferably, the heat time is set to 1000 s or less, soaking, and after the soaking, cooling is performed to 500 ° C. at an average cooling rate of 1 ° C./s or more.

500℃から均熱温度までの平均加熱速度：1℃/ｓ以上
500℃から均熱温度までの平均加熱速度が1℃/ｓ未満と小さいと、析出物が粗大化する。このため、500℃から均熱温度までの加熱速度（平均）は1℃/ｓ以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは3℃/ｓ以上、さらに好ましくは7℃/ｓ以上、もっと好ましくは10℃/ｓ以上である。 Average heating rate from 500 ℃ to soaking temperature: 1 ℃ / s or more
If the average heating rate from 500 ° C. to the soaking temperature is as low as less than 1 ° C./s, the precipitates become coarse. For this reason, it is preferable to limit the heating rate (average) from 500 ° C. to the soaking temperature to 1 ° C./s or more. More preferably, it is 3 ° C./s or more, more preferably 7 ° C./s or more, and still more preferably 10 ° C./s or more.

均熱温度：600〜750℃
均熱温度が600℃未満と低いと、セメンタイトの溶解が不十分となり、粒界にCを偏析させ、粒界を強化することができず、靭性向上を確保できなくなる。このため、均熱温度は600℃以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは650℃以上である。一方、均熱温度が750℃を超えて高くなると、フェライト粒が粗大化し、さらに析出物が粗大化する。このため、均熱温度は750℃以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは730℃以下である。このようなことから、焼鈍処理の均熱温度は600〜750℃の範囲の温度に限定することが好ましい。 Soaking temperature: 600 ~ 750 ℃
When the soaking temperature is as low as less than 600 ° C., cementite is not sufficiently dissolved, C is segregated at the grain boundary, the grain boundary cannot be strengthened, and improvement in toughness cannot be ensured. For this reason, the soaking temperature is preferably limited to 600 ° C. or higher. In addition, More preferably, it is 650 degreeC or more. On the other hand, when the soaking temperature is higher than 750 ° C., the ferrite grains are coarsened and the precipitates are coarsened. For this reason, the soaking temperature is preferably limited to 750 ° C. or less. In addition, More preferably, it is 730 degrees C or less. Therefore, it is preferable to limit the soaking temperature in the annealing process to a temperature in the range of 600 to 750 ° C.

均熱時間：1000ｓ以下
均熱時間が1000ｓを超えて長くなると、フェライト粒が粗大化するとともに、析出物が粗大化する。このため、焼鈍処理における均熱時間は1000ｓ以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは500ｓ以下、さらに好ましくは300ｓ以下、もっと好ましくは150ｓ以下である。 Soaking time: 1000 s or less When the soaking time is longer than 1000 s, the ferrite grains become coarse and the precipitates become coarse. For this reason, it is preferable to limit the soaking time in the annealing treatment to 1000 s or less. In addition, More preferably, it is 500 s or less, More preferably, it is 300 s or less, More preferably, it is 150 s or less.

均熱温度から500℃までの平均冷却速度：1℃/ｓ以上
均熱から500℃までの平均冷却速度が1℃/ｓ未満と小さいと、析出物が粗大化する。このため、焼鈍時の均熱温度から500℃までの平均冷却速度は1℃/s以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは3℃/ｓ以上、さらに好ましくは7℃/ｓ以上、もっと好ましくは10℃/ｓ以上である。 Average cooling rate from soaking temperature to 500 ° C: 1 ° C / s or more If the average cooling rate from soaking to 500 ° C is less than 1 ° C / s, the precipitates become coarse. For this reason, the average cooling rate from the soaking temperature during annealing to 500 ° C. is preferably limited to 1 ° C./s or more. More preferably, it is 3 ° C./s or more, more preferably 7 ° C./s or more, and still more preferably 10 ° C./s or more.

本発明では、上記した焼鈍処理の冷却の過程で、熱延薄鋼板を、浴温：420〜500℃の亜鉛めっき浴に浸漬し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。なお、めっきとしては、溶融亜鉛めっき以外に、亜鉛とAlの複合めっき、亜鉛とNiの複合めっき、Alめっき、AlとSiの複合めっき等が例示できる。
また、鋼板表面に形成されためっき層には、めっき層の耐食性向上のために、さらに再加熱処理、ZnとFeの合金化処理を施してもよい。合金化処理は、460〜600℃×1ｓ以上の処理とすることが好ましい。合金化処理の加熱温度が460℃未満では、合金化が進行せず、一方、600℃を超える高温では、合金化が進行しすぎて、めっき層が脆くなる。このため、合金化処理の加熱温度は460〜600℃の範囲の温度とすることが好ましい。また、合金化処理の加熱保持時間は、析出物の粗大化を防止する観点から、10ｓ以下とすることがより好ましい。 In the present invention, the hot-rolled thin steel sheet may be immersed in a galvanizing bath having a bath temperature of 420 to 500 ° C. to form a hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet in the cooling process of the annealing treatment described above. Examples of plating include zinc and Al composite plating, zinc and Ni composite plating, Al plating, and Al and Si composite plating, in addition to hot dip galvanization.
In addition, the plating layer formed on the surface of the steel plate may be further subjected to reheating treatment and alloying treatment of Zn and Fe in order to improve the corrosion resistance of the plating layer. The alloying treatment is preferably 460 to 600 ° C. × 1 s or more. When the heating temperature of the alloying treatment is less than 460 ° C., alloying does not proceed. On the other hand, when the heating temperature exceeds 600 ° C., alloying proceeds too much and the plated layer becomes brittle. For this reason, it is preferable to make the heating temperature of alloying process into the temperature of the range of 460-600 degreeC. Further, the heating and holding time for the alloying treatment is more preferably 10 s or less from the viewpoint of preventing the coarsening of precipitates.

さらに好ましくは5ｓ以下である。
熱間圧延後、焼鈍処理後、めっき処理後、あるいは合金化処理（再加熱処理）後の薄鋼板に、軽加工を施してよい。薄鋼板に、軽加工を加えることで可動転位を増やし、靭性を高めることができる。付与する軽加工としては、板厚減少率：0.1〜3.0％の加工とすることが好ましい。板厚減少率が0.1％未満では、上記した軽加工の効果を得ることができない。このため、軽加工における板厚減少率は0.1％以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.3％以上である。一方、板厚減少率が3.0％を超えて大きくなると、転位の相互作用で転位が移動しにくくなり、靭性が低下する。このため、軽加工における板厚減少率は3.0％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは2.0％以下、さらに好ましくは1.0％以下である。このようなことから、軽加工は、板厚減少率：0.1〜3.0％の加工に限定することが好ましい。ここで軽加工の加工手段としては、圧延ロールによる加工、引張りによる加工、あるいは、圧延加工と引張加工とを組み合わせた複合加工とすることが好ましい。 More preferably, it is 5 s or less.
Light processing may be applied to the thin steel sheet after hot rolling, after annealing, after plating, or after alloying (reheating). By adding light processing to a thin steel plate, it is possible to increase movable dislocations and increase toughness. As the light processing to be applied, it is preferable that the thickness reduction ratio is 0.1 to 3.0%. If the plate thickness reduction rate is less than 0.1%, the light processing effect described above cannot be obtained. For this reason, it is preferable to limit the sheet thickness reduction rate in light processing to 0.1% or more. In addition, More preferably, it is 0.3% or more. On the other hand, when the thickness reduction rate exceeds 3.0%, the dislocations are difficult to move due to the dislocation interaction, and the toughness decreases. For this reason, it is preferable that the plate | board thickness reduction | decrease rate in light processing shall be 3.0% or less. In addition, More preferably, it is 2.0% or less, More preferably, it is 1.0% or less. For these reasons, it is preferable to limit light processing to processing with a plate thickness reduction rate of 0.1 to 3.0%. Here, the light processing means is preferably processing by a rolling roll, processing by tension, or combined processing combining rolling and tension processing.

表１に示す組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片（スラブ）とした鋼素材を出発素材とした。これら鋼素材に、1230℃に加熱し表２に示す条件で熱間圧延を施し、表２に示す板厚の熱延鋼板とした。一部の熱延鋼板には、さらに表２に示す条件で焼鈍あるいはさらにめっき処理、あるいはさらにめっき層の合金化処理、あるいはさらに軽加工を施した。   Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter, and a steel material made into a slab by a continuous casting method was used as a starting material. These steel materials were heated to 1230 ° C. and hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain hot-rolled steel sheets having the thicknesses shown in Table 2. Some hot-rolled steel sheets were further annealed or further plated under the conditions shown in Table 2, or further alloyed with a plated layer or further lightly processed.

得られた鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験、を実施し、強度、靭性を評価した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察
得られた鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：500倍）を用いて組織を観察し、300×300μm²領域について組織を撮像し、フェライトの面積率を算出した。また、100×100μm²の領域を、電子線後方散乱回折法EBSDにより観察し、隣接するフェライト粒間の方位差が15°以上である場合を粒界と定義して、圧延方向での粒界間の距離（切断長さ）dLおよび板厚方向での粒界間の距離（切断長さ）dNを求め、2×dL×dN/（dL+dN）を算出し、フェライト粒の平均粒径とした。また、圧延方向および板厚方向の切断長さのうち、最大のものをフェライト最大粒径とした。 Test pieces were collected from the obtained steel plates, and subjected to structure observation, tensile test, and impact test, and evaluated for strength and toughness. The test method was as follows.
(1) Microstructure observation A test specimen for microstructural observation was collected from the obtained steel sheet, the cross section in the rolling direction was polished and subjected to nital corrosion, and the microstructure was observed using an optical microscope (magnification: 500 times). 300 × 300 μm ² The structure of the region was imaged, and the area ratio of ferrite was calculated. Also, a region of 100 × 100 μm ² was observed by electron beam backscatter diffraction EBSD, and the grain boundary in the rolling direction was defined as a grain boundary when the orientation difference between adjacent ferrite grains was 15 ° or more. Distance (cutting length) dL and the distance between grain boundaries (cutting length) dN in the plate thickness direction, 2 × dL × dN / (dL + dN) is calculated, and the average grain size of the ferrite grains It was. In addition, the maximum one of the cutting lengths in the rolling direction and the plate thickness direction was defined as the maximum ferrite particle size.

また、得られた鋼板から電解抽出用試験片を採取し、電解液（10％アセチルアセトン系電解液）中で定電流電解し、残渣を抽出した。得られた残渣を、孔径20nmのフィルターを用いてろ過し、濾液をICP−MA法でTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量を分析し、粒径20nm未満の析出物中のTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量（析出量）とした。また、得られた残渣を、孔径100nmのフィルターを用いてろ過し、ろ過後の残渣について、ICP−MA法でTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量を分析し、粒径100nm以上の析出物中のTi、Nb等の炭化物形成元素の含有量（析出量）とした。
（２）引張試験
得られた鋼板から、圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）が試験片長手方向となるように引張試験片（JIS 5号試験片）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を行い引張特性（降伏点YP、引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（３）衝撃試験
得られた鋼板から、圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）が試験片長手方向となるように、シャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求め、靭性を評価した。なお、試験片厚さは、元厚のままとした。 Moreover, the test piece for electrolytic extraction was extract | collected from the obtained steel plate, the constant current electrolysis was carried out in electrolyte solution (10% acetylacetone type electrolyte solution), and the residue was extracted. The obtained residue is filtered using a filter with a pore size of 20 nm, and the filtrate is analyzed for the content of carbide-forming elements such as Ti and Nb by the ICP-MA method, and Ti and Nb in precipitates having a particle size of less than 20 nm are analyzed. The content (precipitation amount) of carbide-forming elements such as Further, the obtained residue is filtered using a filter having a pore size of 100 nm, and the content of carbide-forming elements such as Ti and Nb is analyzed by ICP-MA method for the residue after filtration, and a precipitate having a particle size of 100 nm or more is analyzed. The content (precipitation amount) of carbide forming elements such as Ti and Nb in the product was used.
(2) Tensile test A tensile test piece (JIS No. 5 test piece) is taken from the obtained steel plate so that the direction parallel to the rolling direction (L direction) is the longitudinal direction of the test piece, and stipulated in JIS Z 2241 In accordance with the tensile test, tensile properties (yield point YP, tensile strength TS, elongation El) were determined.
(3) Impact test Charpy impact test piece (V notch) is taken from the obtained steel plate so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) is the longitudinal direction of the test piece, and conforms to the provisions of JIS Z 2242 Then, a Charpy impact test was performed to determine the fracture surface transition temperature vTrs and toughness was evaluated. Note that the thickness of the test piece was kept at the original thickness.

得られた結果を表３に示す。   The obtained results are shown in Table 3.

本発明例はいずれも、引張強さTS：780MPa以上の高強度と、破面遷移温度vTrs：−35℃以下の高靭性を兼備する、靭性に優れた高強度鋼板と成っている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度が不足しているか、vTrs：−35℃を超えて靭性が低下している。   Each of the examples of the present invention is a high-strength steel sheet having excellent toughness that has both high strength of tensile strength TS: 780 MPa or more and high toughness of fracture surface transition temperature vTrs: −35 ° C. or less. On the other hand, in the comparative examples that are out of the scope of the present invention, the strength is insufficient, or vTrs: -35 ° C is exceeded and the toughness is reduced.

Claims (18)

質量％で、
C ：0.036〜0.25％、 Si：0.3％以下、
Mn：0.1〜3.0％、 P ：0.10％以下、
S ：0.030％以下、 Al：0.10％以下、
N ：0.010％以下
を含み、さらに、Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、あるいはさらに、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を、下記（２）式で定義されるC*が下記（１）式を満足し、さらにCとC*との比、C/C*が0.9〜1.5を満足するように調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
面積率で95％以上のフェライト相を主相とし、該主相と面積率で0〜5％の第二相とからなり、前記フェライト相の平均粒径d_ａｖｅが｛−2×ln（C*）｝μm以下、前記フェライト相の最大粒径d_ｍａｘが｛−6×ln（C*）｝μm以下で、かつ
組織中に析出した析出物のうち、粒子径20nm未満の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量が、下記（３）式で定義される炭素量換算値を用いて算出した炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₂₀で0.60C*以上、粒子径100nm以上の析出物中のTi、Nb、V、あるいはさらにMo、Ta、Wの合計量が下記（３）式で定義される炭素量換算値を用いて算出した炭素量換算値（C*_ｐｒｅ）₁₀₀で0.10C*以下である組織を有することを特徴とする靭性に優れた高強度薄鋼板。
記
C* ≧ 0.04 ‥‥（１）
C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51＋Mo/96＋Ta/181＋W/184）×12 ‥‥（２）
ここで、Ti、Nb、V、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％）
C*_ｐｒｅ＝（［Ti］/48＋［Nb］/93＋［V］/51＋［Mo］/96＋［Ta］/181＋［W］/184）×12 ‥‥（３）
ここで、［Ti］、［Nb］、［V］、［Mo］、［Ta］、［W］：析出物中の各元素量（質量％） % By mass
C: 0.036 to 0.25%, Si: 0.3% or less,
Mn: 0.1 to 3.0%, P: 0.10% or less,
S: 0.030% or less, Al: 0.10% or less,
N: 0.010% or less, Ti: 0.01 to 1.0%, Nb: 0.01 to 1.0%, V: 0.01 to 1.0% or more selected from Mo, 0.005 to One or more selected from 0.50%, Ta: 0.005-0.50%, W: 0.005-0.50%, C * defined by the following formula (2) satisfies the following formula (1) In addition, the ratio of C and C *, C / C * is adjusted so as to satisfy 0.9 to 1.5, and has a composition composed of the balance Fe and inevitable impurities,
A ferrite phase having an area ratio of 95% or more is a main phase, and the main phase is composed of a second phase having an area ratio of 0 to 5%. The average particle diameter d _{ave of the} ferrite phase is {−2 × ln (C *)} Μm or less, and the maximum particle diameter d _max of the ferrite phase is {−6 × ln (C *)} μm or less, and among the precipitates precipitated in the structure, The total amount of Ti, Nb, V, or even Mo, Ta, and W is 0.60C * with a carbon equivalent value (C * _pre ) of ₂₀ calculated using the carbon equivalent value defined by the following formula (3) As mentioned above, the carbon amount conversion value which the total amount of Ti, Nb, V, or Mo, Ta, and W in the precipitate having a particle diameter of 100 nm or more is calculated using the carbon amount conversion value defined by the following formula (3) (C * _pre ) A high strength thin steel sheet with excellent toughness characterized by having a structure of ₁₀₀ or less and 0.10 C * or less.
Record
C * ≧ 0.04 (1)
C * = (Ti / 48 + Nb / 93 + V / 51 + Mo / 96 + Ta / 181 + W / 184) x 12 (2)
Here, Ti, Nb, V, Mo, Ta, W: Content of each element (mass%)
C * _pre = ([Ti] / 48 + [Nb] / 93 + [V] / 51 + [Mo] / 96 + [Ta] / 181 + [W] / 184) × 12 (3)
Here, [Ti], [Nb], [V], [Mo], [Ta], [W]: amount of each element in the precipitate (% by mass) 前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度薄鋼板。   The high-strength thin steel sheet according to claim 1, further comprising B: 0.0003 to 0.0050% by mass% in addition to the composition. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた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に記載の高強度薄鋼板。   In addition to the above composition, the composition further comprises one or more selected from Cr: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, and Cu: 0.01 to 1.0% by mass%. The high-strength thin steel sheet according to claim 1 or 2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度薄鋼板。   The high-strength thin steel sheet according to any one of claims 1 to 3, further comprising Sb: 0.005 to 0.050% by mass% in addition to the composition. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の高強度薄鋼板。   5. In addition to the composition, the composition further comprises one or two selected from Ca: 0.0005 to 0.01% and REM: 0.0005 to 0.01% by mass%. High strength thin steel sheet according to crab 請求項１ないし５のいずれかに記載の高強度薄鋼板の表面に、めっき層を形成してなることを特徴とする靭性に優れた高強度めっき薄鋼板。   A high-strength plated steel sheet excellent in toughness, comprising a plating layer formed on the surface of the high-strength thin steel sheet according to any one of claims 1 to 5. 鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、冷却し、巻き取り、熱延薄鋼板とするに当り、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.036〜0.25％、 Si：0.3％以下、
Mn：0.1〜3.0％、 P ：0.10％以下、
S ：0.030％以下、 Al：0.10％以下、
N ：0.010％以下
を含み、さらに、Ti：0.01〜1.0％、Nb：0.01〜1.0％、V：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、あるいはさらにMo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％、W：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を、下記（２）式で定義されるC*が下記（１）式を満足し、さらにCと前記C*との比、C/C*が0.9〜1.5を満足するように調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブとし、
前記仕上圧延を、仕上圧延機入り側の温度が900〜1100℃、１パス目の圧下率が35％以上、仕上圧延トータル圧下率が88％以上、仕上圧延機出側の温度が800〜850℃とする圧延とし、
該仕上圧延終了後に、通板速度：600m/min以上で、仕上圧延機出側から700℃までの平均冷却速度が(15/Mn)℃/ｓ以上で冷却し、
巻取温度：500〜650℃で前記巻き取りを行う
ことを特徴とする靭性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
記
C* ≧ 0.04 ‥‥（１）
C*＝（Ti/48＋Nb/93＋V/51＋Mo/96＋Ta/181＋W/184）×12‥‥（２）
ここで、Ti、Nb、V、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％） After the steel material is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, it is cooled, wound, and made into a hot-rolled thin steel plate.
The steel material in mass%,
C: 0.036 to 0.25%, Si: 0.3% or less,
Mn: 0.1 to 3.0%, P: 0.10% or less,
S: 0.030% or less, Al: 0.10% or less,
N: 0.010% or less, further Ti: 0.01 to 1.0%, Nb: 0.01 to 1.0%, V: 0.01 to 1.0%, or one or more selected from Mo, 0.005 to 0.50 %, Ta: 0.005 to 0.50%, W: 0.005 to 0.50%, C * defined by the following formula (2) satisfies the following formula (1): Furthermore, the ratio between C and C *, C / C * is adjusted so as to satisfy 0.9 to 1.5, and a steel slab having a composition composed of the remaining Fe and inevitable impurities,
In the finish rolling, the temperature at the entrance to the finish mill is 900 to 1100 ° C., the reduction ratio of the first pass is 35% or more, the total finish reduction ratio is 88% or more, and the temperature at the exit of the finish mill is 800 to 850. Rolling at ℃,
After the finish rolling is completed, the sheet passing speed is 600 m / min or more, and the average cooling rate from the finish mill exit side to 700 ° C. is (15 / Mn) ° C./s or more,
Winding temperature: The manufacturing method of the high strength thin steel plate excellent in toughness characterized by performing said winding at 500-650 degreeC.
Record
C * ≧ 0.04 (1)
C * = (Ti / 48 + Nb / 93 + V / 51 + Mo / 96 + Ta / 181 + W / 184) x 12 (2)
Here, Ti, Nb, V, Mo, Ta, W: Content of each element (mass%) 前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする請求項７に記載の高強度薄鋼板の製造方法。   The method for producing a high-strength thin steel sheet according to claim 7, further comprising B: 0.0003 to 0.0050% by mass% in addition to the composition. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた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７または８に記載の高強度薄鋼板の製造方法。   In addition to the above composition, the composition further comprises one or more selected from Cr: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, and Cu: 0.01 to 1.0% by mass%. A method for producing a high-strength thin steel sheet according to claim 7 or 8. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする請求項７ないし９のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。   The method for producing a high-strength thin steel sheet according to any one of claims 7 to 9, further comprising Sb: 0.005 to 0.050% by mass% in addition to the composition. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項７ないし１０のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。   11. The composition according to claim 7, further comprising one or two selected from Ca: 0.0005 to 0.01% and REM: 0.0005 to 0.01% by mass% in addition to the composition. A method for producing a high strength thin steel sheet according to claim 1. 前記巻き取り後の前記熱延薄鋼板に、酸洗と焼鈍とを施すに際し、
前記焼鈍が、均熱温度を600〜750℃の範囲の温度とし、500℃から該均熱温度までの温度域を平均1℃/s以上の加熱速度で加熱し、前記均熱温度での均熱時間を1000s以下として均熱し、該均熱後、1℃/s以上の冷却速度で500℃まで冷却する処理であることを特徴とする請求項７ないし１１のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。 When performing the pickling and annealing on the hot-rolled thin steel sheet after the winding,
In the annealing, the soaking temperature is set to a temperature in the range of 600 to 750 ° C., the temperature range from 500 ° C. to the soaking temperature is heated at an average heating rate of 1 ° C./s or more, and the soaking temperature at the soaking temperature is increased. The high-strength thin film according to any one of claims 7 to 11, characterized in that the heat time is soaked as 1000 s or less, and the soaking is followed by cooling to 500 ° C at a cooling rate of 1 ° C / s or more. A method of manufacturing a steel sheet. 前記焼鈍における前記冷却する過程で、前記熱延薄鋼板を浴温：420〜500℃の亜鉛めっき浴に浸漬するめっき処理を施すことを特徴とする請求項１２に記載の高強度薄鋼板の製造方法。   The high-strength thin steel sheet according to claim 12, wherein a plating treatment is performed in which the hot-rolled thin steel sheet is immersed in a galvanizing bath having a bath temperature of 420 to 500 ° C in the cooling process in the annealing. Method. 前記めっき処理後に、さらに加熱温度：460〜600℃まで再加熱し、該加熱温度で1ｓ以上保持するめっき層の合金化処理を施すことを特徴とする請求項１３に記載の高強度薄鋼板の製造方法。   14. The high strength thin steel sheet according to claim 13, wherein after the plating treatment, the heating temperature is further reheated to 460 to 600 ° C., and the alloying treatment of the plating layer that is held at the heating temperature for 1 s or more is performed. Production method. 前記巻き取り後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする請求項７ないし１１のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。   The method for producing a high-strength thin steel sheet according to any one of claims 7 to 11, wherein after the winding, processing of a sheet thickness reduction rate of 0.1 to 3.0% is further applied. 前記焼鈍後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする請求項１２に記載の高強度薄鋼板の製造方法。   The method for producing a high-strength thin steel sheet according to claim 12, wherein after the annealing, processing of a sheet thickness reduction rate of 0.1 to 3.0% is further applied. 前記めっき処理後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする請求項１３に記載の高強度薄鋼板の製造方法。   14. The method for producing a high-strength thin steel sheet according to claim 13, wherein after the plating treatment, processing with a thickness reduction ratio of 0.1 to 3.0% is further applied. 前記合金化処理後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする請求項１４に記載の高強度薄鋼板の製造方法。   The method for producing a high-strength thin steel sheet according to claim 14, wherein after the alloying treatment, processing of a sheet thickness reduction rate of 0.1 to 3.0% is further applied.

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