JP4634915B2 - High Young modulus steel sheet, hot dip galvanized steel sheet, alloyed hot dip galvanized steel sheet, high Young modulus steel pipe, high Young modulus hot dip galvanized steel pipe, high Young modulus alloyed hot dip galvanized steel pipe, and methods for producing them - Google Patents

Description

本発明は、圧延方向のヤング率に優れた高ヤング率鋼管、高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管、及び高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管、並びにそれらの製造方法に関するものである。   The present invention relates to a high Young's modulus steel pipe excellent in Young's modulus in the rolling direction, a high Young's modulus hot-dip galvanized steel pipe, a high Young's modulus alloyed hot-dip galvanized steel pipe, and methods for producing them.

ヤング率を高める技術についてはこれまでにも多数の報告がある。そのほとんどが、圧延方向（ＲＤ）に対して直角な方向（ＴＤ）のヤング率を高める技術に関するものである。
特許文献１〜９等は、いずれも圧延をα＋γ２相域で行うことによってＴＤ方向のヤング率を高める技術を開示している。
また、特許文献１０は表層にＡｒ_３変態点未満での圧延を加えることによってＴＤ方向のヤング率を高める技術を開示している。
一方、ＴＤ方向のヤング率と同時にＲＤ方向のヤング率を高める技術に関する開示もある。すなわち、特許文献１１は一定方向への圧延に加えてそれと直角方向の圧延を施すことで両方のヤング率を高めるものである。しかしながら、薄板の連続熱延プロセスにおいては、圧延方向を途中で変化させることは生産性を著しく阻害するため、現実的ではない。
また、特許文献１２はヤング率の高い冷延鋼板に関する技術を開示しているが、これもＴＤ方向のヤング率は高いが、ＲＤ方向のヤング率が高いわけではない。
更に、特許文献１３はＭｏ，Ｎｂ，Ｂを複合添加してヤング率を向上させる技術を開示しているが、熱延条件がまったく異なるため、ＴＤ方向のヤング率は高いが、ＲＤ方向のヤング率が高いわけではない。
特開昭５９−８３７２１号公報 特開平５−２６３１９１号公報 特開平８−２８３８４２号公報 特開平８−３１１５４１号公報 特開平９−５３１１８号公報 特開平４−１３６１２０号公報 特開平４−１４１５１９号公報 特開平４−１４７９１６号公報 特開平４−２９３７１９号公報 特開平４−１４３２１６号公報 特開平４−１４７９１７号公報 特開平５−２５５８０４号公報 特開平０８−１３１１５４１号公報 There have been many reports on techniques for increasing Young's modulus. Most of them relate to techniques for increasing the Young's modulus in the direction (TD) perpendicular to the rolling direction (RD).
Patent Documents 1 to 9 disclose a technique for increasing the Young's modulus in the TD direction by performing rolling in the α + γ2 phase region.
Patent Document 10 discloses a technique for increasing the Young's modulus in the TD direction by applying rolling below the Ar ₃ transformation point to the surface layer.
On the other hand, there is also a disclosure relating to a technique for increasing the Young's modulus in the RD direction simultaneously with the Young's modulus in the TD direction. In other words, Patent Document 11 increases both Young's moduli by rolling in a direction perpendicular to the rolling in addition to rolling in a certain direction. However, in the continuous hot rolling process for thin sheets, changing the rolling direction in the middle significantly impairs productivity and is not realistic.
Patent Document 12 discloses a technique related to a cold-rolled steel sheet having a high Young's modulus, which also has a high Young's modulus in the TD direction, but does not have a high Young's modulus in the RD direction.
Furthermore, Patent Document 13 discloses a technique for improving the Young's modulus by adding Mo, Nb, and B in combination, but because the hot rolling conditions are completely different, the Young's modulus in the TD direction is high, but the Young in the RD direction is high. The rate is not high.
JP 59-83721 A JP-A-5-263191 JP-A-8-283842 JP-A-8-311541 JP-A-9-53118 JP-A-4-136120 JP-A-4-141519 JP-A-4-147916 JP-A-4-293719 JP-A-4-143216 JP-A-4-147717 JP-A-5-255804 Japanese Patent Laid-Open No. 08-131541

上述の通り、従来にも高ヤング率鋼板と称するものは存在したが、いずれも圧延方向と直角方向（幅方向：ＴＤ方向）のヤング率が高い鋼板であった。また、鋼板の幅は最大でも２ｍ程度であり、ヤング率最大の方向を部材の長手方向とする場合には、その長さを幅以上にすることはできなかった。したがって、長物部材に対しては圧延方向のヤング率が高い鋼板が切望されていた。また、製造法についても圧延反力の変動しやすいα＋γ域での熱延が前提となっており生産性に問題があった。
また、鋼板を自動車用や建材用の部品に加工する際、形状凍結性が大きな問題となる。例えば、曲げ加工を行った後、荷重が除荷される際に鋼板が元の形状に戻ろうとするスプリングバック現象が起こるために、所望の形状が得られないという問題点があった。この現象は高強度化に伴い顕在化するため、高強度鋼板を部材に適用する際の障害となっている。 As described above, there has conventionally been a steel sheet having a high Young's modulus, but all of them were steel sheets having a high Young's modulus in a direction perpendicular to the rolling direction (width direction: TD direction). In addition, the width of the steel plate is about 2 m at the maximum, and when the direction with the maximum Young's modulus is the longitudinal direction of the member, the length cannot be greater than the width. Therefore, a steel plate having a high Young's modulus in the rolling direction has been desired for long members. Also, the production method has a problem in productivity because it is premised on hot rolling in the α + γ region where the rolling reaction force is likely to fluctuate.
Moreover, when processing a steel plate into parts for automobiles or building materials, the shape freezing property becomes a big problem. For example, there is a problem that a desired shape cannot be obtained because a springback phenomenon occurs in which the steel sheet returns to its original shape when the load is unloaded after bending. Since this phenomenon becomes apparent as the strength increases, it becomes an obstacle when a high strength steel sheet is applied to a member.

本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、圧延方向（ＲＤ方向）のヤング率に優れた高ヤング率鋼板、それを用いた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高ヤング率鋼管、高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管、及び高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管、並びにそれらの製造方法を提供することを目的とする。   The present invention has been made in view of the above circumstances, and has a high Young's modulus steel plate excellent in Young's modulus in the rolling direction (RD direction), a hot dip galvanized steel plate, an alloyed hot dip galvanized steel plate using the same, An object is to provide a high Young's modulus steel pipe, a high Young's modulus hot-dip galvanized steel pipe, a high Young's modulus alloyed hot-dip galvanized steel pipe, and methods for producing them.

本発明者らは、上記の目標を達成するために、γ単相域圧延を前提として鋭意、研究を遂行し、以下に述べるような従来にはない知見を得た。
すなわち、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉの群から選択された１種または２種以上を所定量含有する鋼の表面近傍に所定の集合組織を発達せしめることによって圧延方向のヤング率が高い鋼板を発明することに成功したものである。
また、この鋼板は、表面近傍では２４０ＧＰａ以上の特に高いヤング率が得られることから、曲げ剛性が著しく向上し、例えば、形状凍結性が著しく改善されたものである。 In order to achieve the above-mentioned goal, the present inventors diligently conducted research on the premise of γ single-phase rolling, and obtained the following unprecedented knowledge.
That is, a steel sheet having a high Young's modulus in the rolling direction is developed by developing a predetermined texture in the vicinity of the surface of steel containing a predetermined amount of one or more selected from the group of Mo, Nb, B, and Ti. Has been successful.
Further, this steel sheet has a particularly high Young's modulus of 240 GPa or more in the vicinity of the surface, so that the bending rigidity is remarkably improved, for example, the shape freezing property is remarkably improved.

また、鋼板の形状凍結性を改善する点に着目し、高強度化に伴いスプリングバックなどの形状凍結不良の度合いが大きくなる要因が、プレス変形の際にかけられた荷重が除荷された際の戻り量が大きいことにあり、したがって、ヤング率を高くすれば、戻り量を抑え、スプリングバックを低減することが可能になる。
加えて、曲げ変形時には曲げモーメントの大きい表層付近の変形挙動が形状凍結性に著しい影響を及ぼすことから、表層だけのヤング率を向上させることで、著しい改善が可能である。 In addition, paying attention to the improvement of the shape freezing property of the steel sheet, the factor that increases the degree of shape freezing failure such as springback as the strength increases is that when the load applied during press deformation is unloaded. Therefore, if the Young's modulus is increased, the return amount can be suppressed and the springback can be reduced.
In addition, since the deformation behavior near the surface layer having a large bending moment greatly affects the shape freezing property at the time of bending deformation, significant improvement is possible by improving the Young's modulus of the surface layer alone.

本発明は、このような思想と新知見に基づいて構築された、従来にはない全く新しい鋼板及びその製造方法であり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．３０％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｍｏ：０．００５〜１．５％を含有し、かつ、Ｍｏ、、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下の群から選択された１種または２種以上をＭｏとの合計で０．０１５〜１．９１質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞及び｛１１０｝＜１１１＞のいずれか一方または双方の極密度が１０以上であり、板厚の１／８層における｛１１０｝＜００１＞の極密度が６以下であり、圧延方向のヤング率が２３０ＧＰａ超であることを特徴とする高ヤング率鋼板。 The present invention is a completely new steel sheet and a method for manufacturing the same that have been constructed based on such a concept and new knowledge. The gist of the present invention is as follows.
(1) By mass%, C: 0.0005 to 0.30%, Si: 2.5% or less, Mn: 0.1 to 5.0%, P: 0.15% or less, S: 0.015 %, Al: 0.15% or less, N: 0.01% or less, Mo: 0.005 to 1.5%, and Mo, Nb: 0.005 to 0 20%, B: 0.0001 to 0.01%, Ti: 48/14 × N (mass%) or more and one or more selected from the group of 0.2% or less in total with Mo 0.015 to 1.91% by mass, the balance being Fe and inevitable impurities, and one or both of {110} <223> and {110} <111> in the 1/8 layer of the plate thickness The density is 10 or more, the pole density of {110} <001> in the 1/8 layer of the plate thickness is 6 or less, and the Young High Young's modulus steel sheet, characterized in that but is 230GPa greater.

（２） 前記Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉを全て含有するとともに、Ｍｏ：０．１５〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．０００６〜０．０１％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下とし、板厚の１／８層における｛１１０｝＜００１＞の極密度が３以下であることを特徴とする（１）に記載の高ヤング率鋼板。
（３）Ｍｏ：０．００４〜０．６２％を含有し、かつ、Ｍｏ、Ｂ：０．０００３〜０．００３１％、Ｎｂ：０．０１２〜０．０９５％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下の群から選択された１種または２種以上をＭｏとの合計で０．０２１６〜０．６６４６質量％含有してなることを特徴とする（１）または（２）記載の高ヤング率鋼板。
（４） 少なくとも板厚の表層から１／８層における圧延方向のヤング率が２４０ＧＰａ以上であることを特徴とする（１）、（２）または（３）に記載の高ヤング率鋼板。 (2) While containing all of Mo, Nb, B, and Ti, Mo: 0.15 to 1.5%, Nb: 0.01 to 0.20%, B: 0.0006 to 0.01%, Ti: 48/14 × N (mass%) or more and 0.2% or less, and the pole density of {110} <001> in the 1/8 layer of the plate thickness is 3 or less (1) High Young's modulus steel sheet as described.
(3) Mo: 0.004 to 0.62%, Mo, B: 0.0003 to 0.0031%, Nb: 0.012 to 0.095%, Ti: 48/14 × N (1%) characterized by containing 0.0216-0.6646 mass% in total with Mo 1 type (s) or 2 types or more selected from the group (mass%) or more and 0.2% or less (2) The high Young's modulus steel sheet as described.
(4) The high Young's modulus steel sheet according to (1), (2) or (3), wherein the Young's modulus in the rolling direction in at least 1/8 layer from the surface layer of the plate thickness is 240 GPa or more.

（５） 更に、板厚の１／２層における｛２１１｝＜０１１＞の極密度が６以上であることを特徴とする（１）ないし（４）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
（６） 更に、板厚の１／２層における｛３３２｝＜１１３＞の極密度が６以上であることを特徴とする（１）ないし（５）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
（７） 更に、板厚の１／２層における｛１００｝＜０１１＞の極密度が６以下であることを特徴とする（１）ないし（６）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。 (5) The high Young's modulus according to any one of (1) to (4), wherein the pole density of {211} <011> in the 1/2 layer of the plate thickness is 6 or more steel sheet.
(6) The high Young's modulus according to any one of (1) to (5), wherein the pole density of {332} <113> in the 1/2 layer of the plate thickness is 6 or more steel sheet.
(7) The high Young's modulus according to any one of (1) to (6), wherein the pole density of {100} <011> in the ½ layer of the plate thickness is 6 or less steel sheet.

（８） ２％引張後、１７０℃、２０分熱処理を加え再度引張試験を行ったときの上降伏点から２％引張時の流動応力を差し引いた値で評価されるＢＨ量（ＭＰａ）が５ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下であることを特徴とする（１）ないし（７）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
（９） 更に、Ｃａ：０．０００５〜０．０１質量％を含むことを特徴とする（１）ないし（８）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
（１０） Ｓｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｚｒ，Ｖ，Ｍｇ，希土類元素の群から選択された１種または２種以上を合計で０．００１〜１．０質量％含むことを特徴とする（１）ないし（９）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
（１１） Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒの群から選択された１種または２種以上を合計で０．００１〜４．０質量％含むことを特徴とする（１）ないし（１０）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。
（１２）金属組織が、面積率で９０％以上のベイナイト相と、残部がマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト及びセメンタイトの少なくとも１つ以上からなることを特徴とする（１）ないし（１１）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。 (8) The amount of BH (MPa) evaluated by the value obtained by subtracting the flow stress at the time of 2% tension from the upper yield point when heat treatment is performed again at 170 ° C. for 20 minutes after 2% tension is performed is 5 MPa. The high Young's modulus steel sheet according to any one of (1) to (7), which is 200 MPa or less.
(9) The high Young's modulus steel sheet according to any one of (1) to (8), further including Ca: 0.0005 to 0.01% by mass.
(10) One or more selected from the group consisting of Sn, Co, Zn, W, Zr, V, Mg, and rare earth elements are included in a total amount of 0.001 to 1.0 mass% ( The high Young's modulus steel sheet according to any one of 1) to (9).
(11) Any one of (1) to (10), characterized in that it contains 0.001 to 4.0% by mass in total of one or more selected from the group of Ni, Cu, and Cr. A high Young's modulus steel sheet as described in 1.
(12) Any of (1) to (11), wherein the metal structure is composed of a bainite phase having an area ratio of 90% or more and the balance is at least one of martensite, residual austenite, pearlite, and cementite. 2. A high Young's modulus steel plate according to item 1.

（１３） （１）ないし（１２）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
（１４） （１）ないし（１２）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（１５） （１）ないし（１２）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする高ヤング率鋼管。
（１６） （１３）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管。
（１７） （１４）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管。 (13) A hot dip galvanized steel sheet, wherein the high Young's modulus steel sheet according to any one of (1) to (12) is hot dip galvanized.
(14) An alloyed hot-dip galvanized steel sheet, wherein the high Young's modulus steel sheet according to any one of (1) to (12) is subjected to alloying hot-dip galvanizing.
(15) A high Young's modulus steel pipe, wherein the high Young's modulus steel plate according to any one of (1) to (12) is wound in an arbitrary direction.
(16) A high Young's modulus hot-dip galvanized steel pipe, wherein the hot-dip galvanized steel sheet according to (13) is wound in any direction.
(17) A high Young's modulus galvannealed steel pipe, wherein the galvannealed steel sheet according to (14) is wound in an arbitrary direction.

（１８） （１）、（２）、（９）〜（１１）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法であって、（１）、（２）、（９）〜（１１）のいずれか１項に記載の鋼組成を有するスラブを１０００℃以上の温度に加熱し、熱間圧延をする際、熱間圧延中の平均摩擦係数が０．２超、下記式［１］で計算される有効ひずみ量ε^＊が０．４以上、かつ圧下率の合計が５０％以上となるように圧延を行い、Ａｒ_３変態点以上９００℃以下の温度で熱間圧延を終了することを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。 (18) A method for producing a high Young's modulus steel sheet according to any one of (1), (2), (9) to (11), wherein (1), (2), (9) to (9) 11) When the slab having the steel composition described in any one of 11) is heated to a temperature of 1000 ° C. or higher and hot-rolled, the average friction coefficient during hot-rolling exceeds 0.2, and the following formula [1 The effective rolling amount ε ^* calculated in the above step is rolled so that the total reduction ratio is 50% or more, and the hot rolling is finished at a temperature of Ar ₃ transformation point or higher and 900 ° C. or lower. A method for producing a high Young's modulus steel sheet.

ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、εｊはｊ番目のスタンドで加えられたひずみ、εｎはｎ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔｉはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τｉは気体常数Ｒ（＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延温度Ｔｉ（Ｋ）によって下記式［２］で計算できる。
τｉ＝８．４６×１０^−９・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔｉ｝……［２］ Here, n is the number of finishing hot rolling rolling stands, εj is the strain applied at the jth stand, εn is the strain applied at the nth stand, ti is the travel time between the i to i + 1th stands ( S) and τi can be calculated by the following equation [2] using the gas constant R (= 1.987) and the rolling temperature Ti (K) of the i-th stand.
τi = 8.46 × 10 ⁻⁹ · exp {43800 / R / Ti} …… [2]

（１９） 前記熱間圧延を実施する際に異周速率が１％以上の異周速圧延を少なくとも１パス以上施すことを特徴とする（１８）に記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
（２０） 前記熱間圧延を実施する際にロール径が７００ｍｍ以下の圧延ロールを少なくとも１つ以上使用することを特徴とする（１８）または（１９）に記載の高ヤング率鋼板の製造方法。
（２１）前記熱間圧延の後、最終仕上出側の温度から６００℃までを平均冷却速度１０〜２００℃/ｓで冷却し、４００〜６００℃で巻き取ることを特徴とする（１８）ないし（２０）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法
（２２） 前記熱間圧延終了後の熱延鋼板を、酸洗後、連続焼鈍ラインまたは箱焼鈍にて最高到達温度５００℃以上９５０℃以下にて焼鈍することを特徴とする（１８）ないし（２１）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法。 (19) The method for producing a high Young's modulus steel sheet according to (18), wherein at least one pass of different peripheral speed rolling with a different peripheral speed ratio of 1% or more is performed when the hot rolling is performed.
(20) The method for producing a high Young's modulus steel sheet according to (18) or (19), wherein at least one rolling roll having a roll diameter of 700 mm or less is used when the hot rolling is performed.
(21) After the hot rolling, the temperature from the final finish side to 600 ° C. is cooled at an average cooling rate of 10 to 200 ° C./s and wound at 400 to 600 ° C. (18) to (22) The method for producing a high Young's modulus steel sheet according to any one of (20), wherein the hot rolled steel sheet after the hot rolling is finished is pickled and then subjected to a maximum annealing temperature of 500 ° C in a continuous annealing line or box annealing. The method for producing a high Young's modulus steel sheet according to any one of (18) to (21), wherein annealing is performed at 950 ° C. or lower.

（２３） （１８）ないし（２２）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法により得られた熱延鋼板を酸洗後、６０％未満の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、焼鈍することを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。
（２４） （１８）ないし（２２）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法により得られた熱延鋼板に６０％未満の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、最高到達温度５００℃以上９５０℃以下にて焼鈍し、次いで、５５０℃以下まで冷却し、次いで、１５０〜５５０℃にて熱処理を行うことを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。 (23) After pickling the hot-rolled steel sheet obtained by the method for producing a high Young's modulus steel sheet according to any one of (18) to (22), cold rolling is performed at a rolling reduction of less than 60%, Then, the manufacturing method of the high Young's modulus steel plate characterized by annealing.
(24) The hot-rolled steel sheet obtained by the method for producing a high Young's modulus steel sheet according to any one of (18) to (22) is cold-rolled at a rolling reduction of less than 60%, and then reaches the highest level. A method for producing a high Young's modulus steel sheet, characterized by annealing at a temperature of 500 ° C or more and 950 ° C or less, then cooling to 550 ° C or less, and then performing a heat treatment at 150 to 550 ° C.

（２５） （２２）ないし（２４）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法における最終の焼鈍の後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（２６） （２５）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における溶融亜鉛めっきの後、４５０〜６００℃にて１０秒以上の熱処理を施すことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（２７） （１８）ないし（２４）のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法により得られた高ヤング率鋼板を、任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする高ヤング率鋼管の製造方法。
（２８） （２５）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法により得られた溶融亜鉛めっき鋼板を、任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管の製造方法。
（２９） （２６）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法により得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管の製造方法。 (25) A method for producing a hot dip galvanized steel sheet, comprising performing hot dip galvanizing after the final annealing in the method for producing a high Young's modulus steel sheet according to any one of (22) to (24).
(26) A method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, characterized by performing heat treatment at 450 to 600 ° C. for 10 seconds or longer after hot-dip galvanizing in the hot-dip galvanized steel sheet manufacturing method according to (25) .
(27) A high Young's modulus steel plate obtained by the method for producing a high Young's modulus steel plate according to any one of (18) to (24) is rolled into an arbitrary direction to form a steel pipe. Manufacturing method of Young's modulus steel pipe.
(28) A method for producing a high Young's modulus hot-dip galvanized steel pipe, characterized in that the hot-dip galvanized steel sheet obtained by the method for producing a hot-dip galvanized steel sheet according to (25) is wound into an arbitrary direction to form a steel pipe .
(29) A high Young's modulus alloying and melting characterized by rolling an alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained by the method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to (26) into a steel pipe in an arbitrary direction. Manufacturing method of galvanized steel pipe.

本発明の高ヤング率鋼板によれば、板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞及び｛１１０｝＜１１１＞のいずれか一方または双方の極密度を１０以上とし、圧延方向のヤング率を２３０ＧＰａ超としたので、圧延方向（ＲＤ方向）のヤング率を向上させることができる。したがって、曲げ剛性を著しく向上させることができ、形状凍結性も著しく改善することができる。
特に、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉを全て含有することとし、板厚の１／８層における｛１１０｝＜００１＞の極密度を３以下とすれば、特に高いヤング率を得ることができる。 According to the high Young's modulus steel plate of the present invention, the pole density of one or both of {110} <223> and {110} <111> in the 1/8 layer of the plate thickness is 10 or more, and the Young in the rolling direction is used. Since the rate exceeds 230 GPa, the Young's modulus in the rolling direction (RD direction) can be improved. Therefore, the bending rigidity can be remarkably improved and the shape freezing property can be remarkably improved.
In particular, if all of Mo, Nb, B, and Ti are contained and the pole density of {110} <001> in the 1/8 layer of the plate thickness is 3 or less, a particularly high Young's modulus can be obtained.

本発明の高ヤング率鋼板の製造方法によれば、本発明の鋼組成を有するスラブを１０００℃以上の温度に加熱し、熱間圧延をする際、圧延ロールと鋼板との摩擦係数を０．２超、有効ひずみ量ε^＊を０．４以上、かつ圧下率の合計を５０％以上となるように圧延を行い、Ａｒ_３変態点以上９００℃以下の温度で熱間圧延を終了するので、圧延方向（ＲＤ方向）のヤング率に優れた鋼板を安価に製造することができる。 According to the method for producing a high Young's modulus steel plate of the present invention, when the slab having the steel composition of the present invention is heated to a temperature of 1000 ° C. or higher and hot rolled, the coefficient of friction between the rolling roll and the steel plate is set to 0. More than 2, the effective strain amount ε ^* is 0.4 or more, and the total reduction ratio is 50% or more, and the hot rolling is finished at a temperature of Ar ₃ transformation point or more and 900 ° C. or less. A steel sheet excellent in Young's modulus in the rolling direction (RD direction) can be produced at low cost.

本発明の高ヤング率鋼板、それを用いた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高ヤング率鋼管、高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管、及び高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管、並びにそれらの製造方法の最良の形態について説明する。
なお、本実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。 High Young modulus steel sheet of the present invention, hot dip galvanized steel sheet, alloyed hot dip galvanized steel sheet, high Young modulus steel pipe, high Young modulus hot dip galvanized steel pipe, high Young modulus alloyed hot dip galvanized steel pipe, and the like The best mode of the manufacturing method will be described.
In addition, since this embodiment is described in detail for better understanding of the gist of the invention, the present invention is not limited unless otherwise specified.

本発明の高ヤング率鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．３０％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｍｏ：０．００５〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下の群から選択された１種または２種以上を合計で０．０１５〜１．９１質量％含有し、板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞及び｛１１０｝＜１１１＞のいずれか一方または双方の極密度が１０以上であり、圧延方向のヤング率が２３０ＧＰａ超である。   The high Young's modulus steel sheet of the present invention is in mass%, C: 0.0005 to 0.30%, Si: 2.5% or less, Mn: 0.1 to 5.0%, P: 0.15% or less. , S: 0.015% or less, Al: 0.15% or less, N: 0.01% or less, Mo: 0.005 to 1.5%, Nb: 0.005 to 0.20 %, B: 0.0001 to 0.01%, Ti: 48/14 × N (mass%) or more and one or more selected from the group of 0.2% or less to 0.015 to 1 in total .91% by mass, the density of one or both of {110} <223> and {110} <111> in the 1/8 layer of the plate thickness is 10 or more, and the Young's modulus in the rolling direction is 230 GPa It is super.

ここに、鋼組成を上述のように限定する理由について説明する。
Ｃは安価に引張強度を増加させる元素であるので、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、Ｃを０．０００５％未満とすると、製鋼技術上困難でコストアップとなるだけでなく、溶接部の疲労特性が劣化するので、下限を０．０００５％とする。一方、Ｃ量が０．３０％を超えると成形性の劣化を招いたり、溶接性を損なったりするので、上限を０．３０％とする。 Here, the reason for limiting the steel composition as described above will be described.
Since C is an element that increases the tensile strength at low cost, the amount of addition varies depending on the target strength level. However, if C is less than 0.0005%, it is difficult in terms of steelmaking and only increases costs. However, since the fatigue characteristics of the welded portion deteriorate, the lower limit is made 0.0005%. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.30%, the formability is deteriorated or the weldability is impaired, so the upper limit is made 0.30%.

Ｓｉは固溶体強化元素として強度を増加させる働きがあることの他、マルテンサイトやベイナイトさらには残留γ（γはオーステナイトを意味する。以下同じ。）等を含む組織を得るためにも有効であり、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、添加量が２．５％超となるとプレス成形性が劣悪となったり、化成処理性の低下を招いたりするので、上限を２．５％とする。なお、溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生ずるので１．２％以下とすることが好ましい。下限は特に設けないが、０．００１％以下とするのは製造コストが高くなるのでこれが実質的な下限である。   Si has an effect of increasing strength as a solid solution strengthening element, and is also effective for obtaining a structure containing martensite, bainite, and residual γ (γ means austenite; the same applies hereinafter) and the like. The amount added varies depending on the target strength level. However, if the amount exceeds 2.5%, the press formability becomes poor or the chemical conversion property is lowered. 5%. In addition, when hot dip galvanizing is performed, problems such as a decrease in plating adhesion and a decrease in productivity due to a delay in the alloying reaction occur. Although there is no particular lower limit, setting it to 0.001% or less is a practical lower limit because the manufacturing cost increases.

Ｍｎはγ相を安定化し、γ域を低温まで拡張するのでγ域低温圧延を容易にする。また、表層近傍の剪断集合組織形成にＭｎ自体が有利に作用している可能性もある。これらの観点から、Ｍｎの添加量は０．１％以上が好ましく、より好ましくは０．５％以上、更に好ましくは１．５％以上である。一方、５．０％を超えると強度が高くなりすぎて延性が低下したり、亜鉛めっきの密着性が阻害されたりするのでこれを上限とする。これにより、Ｍｎの添加量の好ましい範囲は２．９〜４．０％である。   Since Mn stabilizes the γ phase and expands the γ region to a low temperature, it facilitates γ region low temperature rolling. In addition, Mn itself may have an advantageous effect on the formation of a shear texture near the surface layer. From these viewpoints, the amount of Mn added is preferably 0.1% or more, more preferably 0.5% or more, and further preferably 1.5% or more. On the other hand, if it exceeds 5.0%, the strength becomes too high and the ductility is lowered or the adhesion of galvanization is hindered. Thereby, the preferable range of the addition amount of Mn is 2.9 to 4.0%.

ＰはＳｉと同様に安価に強度を高める元素として知られており強度を増加する必要がある場合にはさらに積極的に添加する。また、Ｐは熱延組織を微細にし、加工性を向上する効果も有する。ただし、添加量が０．１５％を超えると、スポット溶接後の疲労強度が劣悪となったり、降伏強度が増加し過ぎたりしてプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛めっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加工性も劣化する。したがって、その上限値を０．１５％とする。
Ｓは、０．０１５％超では熱間割れの原因となったり、加工性を劣化させるので、これを上限とする。 Like Si, P is known as an element that increases the strength at a low cost, and when it is necessary to increase the strength, P is more actively added. P also has the effect of making the hot-rolled structure fine and improving workability. However, if the addition amount exceeds 0.15%, the fatigue strength after spot welding becomes poor, or the yield strength increases excessively, causing surface shape defects during pressing. Furthermore, the alloying reaction becomes extremely slow during continuous hot dip galvanizing, and productivity is lowered. Also, the secondary workability is deteriorated. Therefore, the upper limit is set to 0.15%.
If S exceeds 0.015%, it causes hot cracking and deteriorates workability, so this is the upper limit.

Ｍｏ，Ｎｂ、ＴｉおよびＢは本発明において重要である。これらＭｏ，Ｎｂ、ＴｉおよびＢの群から選択された１種または２種以上を添加することによって初めて圧延方向のヤング率を高めることが可能となる。この理由は必ずしも明らかではないが、熱延中の再結晶が抑制され、γ相の加工集合組織が先鋭化することで、結果的に鋼板と熱延ロールとの摩擦に起因する剪断変形集合組織にも変化が生じ、熱延板の板厚表層から板厚１／４層近傍までの範囲において、非常に先鋭な集合組織が形成され、圧延方向のヤング率が高くなる。   Mo, Nb, Ti and B are important in the present invention. The Young's modulus in the rolling direction can be increased only by adding one or more selected from the group of Mo, Nb, Ti and B. The reason for this is not necessarily clear, but the recrystallization during hot rolling is suppressed, and the processing texture of the γ phase is sharpened, resulting in a shear deformation texture resulting from friction between the steel sheet and the hot rolling roll. In the range from the thickness surface layer of the hot-rolled sheet to the vicinity of the 1/4 thickness, a very sharp texture is formed and the Young's modulus in the rolling direction is increased.

Ｍｏ，Ｎｂ、ＴｉおよびＢ量の下限は、それぞれ０．００５％、０．００５％、４８／１４×Ｎ％、０．０００１％が好ましく、より好ましくは０．０３％、０．０１％、０．０３％、０．０００３％、更に好ましくは０．１％、０．０３％、０．０５％、０．０００６％である。
これらの元素の下限値を上記のように限定した理由は、これより少ない量の添加では、上述のヤング率向上効果が小さくなってしまうからである。
一方、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＢをそれぞれ１．５％超、０．２％超、０．２％超、０．０１％超添加しても、ヤング率の向上効果は飽和し、コストアップとなるので、これを上限とする。 The lower limit of the amount of Mo, Nb, Ti and B is preferably 0.005%, 0.005%, 48/14 × N%, 0.0001%, more preferably 0.03%, 0.01%, It is 0.03%, 0.0003%, more preferably 0.1%, 0.03%, 0.05%, 0.0006%.
The reason why the lower limit values of these elements are limited as described above is that, if an amount smaller than this is added, the above-described effect of improving the Young's modulus is reduced.
On the other hand, even if Mo, Nb, Ti and B are added in excess of 1.5%, 0.2%, 0.2% and 0.01% respectively, the effect of improving Young's modulus is saturated and the cost is increased. Therefore, this is the upper limit.

また、これらの元素の合計の添加量が０．０１５％未満では十分なヤング率向上効果が得られないことから、０．０１５％を合計の添加量の下限とする。この観点から、合計の添加量のより好ましい範囲は０．０３５％以上、更に好ましい範囲は０．０５％である。一方、合計の添加量の上限は、それぞれの添加量の上限の和である１．９１％とする。   Further, if the total addition amount of these elements is less than 0.015%, a sufficient Young's modulus improvement effect cannot be obtained, so 0.015% is made the lower limit of the total addition amount. From this viewpoint, the more preferable range of the total addition amount is 0.035% or more, and the more preferable range is 0.05%. On the other hand, the upper limit of the total addition amount is 1.91%, which is the sum of the upper limits of the respective addition amounts.

なお、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＢそれぞれの間には相互作用があり、複合添加することで更に集合組織が強くなり、ヤング率が上昇することから、Ｍｏ，Ｎｂ，ＴｉおよびＢのうち少なくとも２種以上を複合添加することがより好ましい。
特に、Ｔｉはγ高温域でＮと窒化物を形成し、ＢＮの生成を抑制するため、Ｂを添加する場合には、Ｔｉも４８／１４×Ｎ％以上添加することが好ましい。
また、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＢそれぞれが、いずれも０．１５％、０．０１％、４８／１４×Ｎ％、０．０００６％以上、添加されている場合には、集合組織が先鋭化し、特にヤング率を低減させる表層の｛１１０｝＜００１＞が減少して効果的なヤング率上昇がなされるため、高いＬ方向ヤング率が達成されるので、好ましい。
なお、これらの元素の同時添加によるヤング率向上効果は、Ｃとの組み合わせによってさらに助長される。したがってＣ量は、０．０１５％以上とすることが好ましい。 Note that there is an interaction among Mo, Nb, Ti and B, and the composite addition further strengthens the texture and increases the Young's modulus. Therefore, at least 2 of Mo, Nb, Ti and B It is more preferable to add more than one species.
In particular, Ti forms nitrides with N in the γ high temperature region and suppresses the generation of BN. Therefore, when adding B, Ti is also preferably added at 48/14 × N% or more.
In addition, when Mo, Nb, Ti and B are added in an amount of 0.15%, 0.01%, 48/14 × N%, 0.0006% or more, the texture is sharpened. In particular, since the {110} <001> of the surface layer for reducing the Young's modulus is decreased and the Young's modulus is effectively increased, a high L-direction Young's modulus is achieved, which is preferable.
In addition, the Young's modulus improvement effect by simultaneous addition of these elements is further promoted by the combination with C. Therefore, the C content is preferably 0.015% or more.

Ａｌは脱酸調製剤として使用しても良い。ただしＡｌは変態点を著しく高め、低温γ域での圧延が困難となるので、上限を０．１５％とする。Ａｌの下限は特に限定しないが、脱酸の観点からは０．０１％以上とすることが好ましい。
ＮはＢと窒化物を形成し、Ｂの再結晶抑制効果を低減させることから０．０１％以下に抑える。この観点から好ましくは０．００５％、更に好ましくは０．００２％以下とする。Ｎの下限は特に設定しないが、０．０００５％未満とすることにはコストがかかるばかりでそれほどの効果が得られないことから、０．０００５％以上とすることが好ましい。 Al may be used as a deoxidizing preparation agent. However, Al significantly increases the transformation point and makes rolling in the low temperature γ region difficult, so the upper limit is made 0.15%. The lower limit of Al is not particularly limited, but is preferably 0.01% or more from the viewpoint of deoxidation.
N forms nitrides with B and reduces the recrystallization suppressing effect of B, so it is suppressed to 0.01% or less. From this viewpoint, the content is preferably 0.005%, more preferably 0.002% or less. The lower limit of N is not particularly set. However, if it is less than 0.0005%, it is costly and not so effective, so 0.0005% or more is preferable.

本発明の高ヤング率鋼板は、上記の組成に加えて、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％を含むことが好ましい。これは、Ｃａは、脱酸元素として有用であるほか、硫化物の形態制御にも効果を奏するためである。Ｃａの添加量は、０．０００５％未満では効果が十分でなく、０．０１％超添加すると加工性が劣化するのでこの範囲とする。   In addition to the above composition, the high Young's modulus steel sheet of the present invention preferably further contains Ca: 0.0005 to 0.01% by mass%. This is because Ca is not only useful as a deoxidizing element, but also effective in controlling the form of sulfide. If the amount of Ca added is less than 0.0005%, the effect is not sufficient, and if added over 0.01%, the workability deteriorates, so this range is set.

本発明の高ヤング率鋼板は、上記の組成に加えて、さらに、質量％で、Ｓｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｚｒ，Ｖ，Ｍｇ，希土類元素（以下、ＲＥＭと略記することもある）の１種または２種以上を合計で０．００１〜１．０％含有することとしてもよい。
特に、ＷとＶはγ域の再結晶を抑制する効果があることから、それぞれ０．０１％以上添加することが好ましい。しかしながら、ＺｒはＺｒＮを形成して固溶Ｎを減少させるので、０．０１％以下とすることが好ましい。 In addition to the above composition, the high Young's modulus steel sheet of the present invention is further composed of Sn, Co, Zn, W, Zr, V, Mg, rare earth elements (hereinafter sometimes abbreviated as REM) in mass%. It is good also as containing 0.001-1.0% of 1 type or 2 types or more in total.
In particular, W and V are each preferably added in an amount of 0.01% or more because they have the effect of suppressing recrystallization in the γ region. However, since Zr forms ZrN and reduces the solid solution N, it is preferable to make it 0.01% or less.

本発明の高ヤング率鋼板は、上記の組成に加えて、さらに、質量％で、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒの１種または２種以上を合計で０．００１〜４．０質量％含有することとしてもよい。
Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒは、低温γ域圧延を行うためには有利な元素であるが、０．００１％未満では、顕著な効果が得られず、また、４．０％超添加すると加工性が劣化する。 The high Young's modulus steel sheet of the present invention contains, in addition to the above composition, 0.001 to 4.0% by mass in total of one or more of Ni, Cu and Cr in mass%. Also good.
Ni, Cu, and Cr are advantageous elements for performing low-temperature γ-region rolling, but if the amount is less than 0.001%, a remarkable effect cannot be obtained, and if added over 4.0%, workability is improved. to degrade.

次に、本発明の高ヤング率鋼板の集合組織、ヤング率、ＢＨ量について説明する。
板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞および｛１１０｝＜１１１＞のいずれか一方、または双方の極密度を、１０以上とする。これによって圧延方向のヤング率を高めることが可能となる。逆に、１０未満では、圧延方向のヤング率を２３０ＧＰａ超とすることは困難である。この極密度のより好ましい値は１４以上、さらに好ましい値は２０以上である。
これらの方位の極密度（Ｘ線ランダム強度比）は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝,｛１００｝，｛２１１｝,｛３１０｝極点図のうち複数の極点図を基に級数展開法で計算した３次元集合組織（ＯＤＦ）から求めればよい。すなわち、各結晶方位の極密度を求めるには、３次元集合組織のφ２＝４５°断面における（１１０）[２−２３]、（１１０）[１−１１]の強度で代表させる。
上記の極密度に関する限定は少なくとも板厚１／８層については満足し、実際には１／８層のみならず、板厚表層から１／４層までの広い範囲で成り立つことが好ましい。 Next, the texture, Young's modulus, and BH amount of the high Young's modulus steel sheet of the present invention will be described.
The pole density of either or both of {110} <223> and {110} <111> in the 1/8 layer of the plate thickness is 10 or more. This makes it possible to increase the Young's modulus in the rolling direction. Conversely, if it is less than 10, it is difficult to set the Young's modulus in the rolling direction to more than 230 GPa. A more preferable value of this extreme density is 14 or more, and a more preferable value is 20 or more.
The pole density (X-ray random intensity ratio) in these orientations is developed in series based on a plurality of pole figures among {110}, {100}, {211}, {310} pole figures measured by X-ray diffraction. What is necessary is just to obtain | require from the three-dimensional texture (ODF) calculated by the method. That is, in order to obtain the pole density of each crystal orientation, it is represented by the intensity of (110) [2-23], (110) [1-11] in the φ2 = 45 ° cross section of the three-dimensional texture.
The above-mentioned limitation on the pole density is satisfied at least for the 1 / 8th layer, and in practice, it is preferably established in a wide range from the 1 / 8th layer to the 1 / 4th layer.

次に、板厚１／８層における｛１１０｝＜００１＞（上記ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（１１０）[００１]）方位の極密度は６以下とすることが好ましい。この方位は圧延方向のヤング率を著しく低下させることから、この方位が６超になると圧延方向のヤング率が２３０ＧＰaを超えることが困難になる。この点を考慮すると、好ましくは３以下、さらに好ましくは１．５以下である。   Next, it is preferable that the pole density in the {110} <001> direction ((110) [001] in the φ2 = 45 ° cross section of the ODF) in the plate thickness 1/8 layer is 6 or less. Since this orientation significantly reduces the Young's modulus in the rolling direction, when this orientation exceeds 6, it becomes difficult for the Young's modulus in the rolling direction to exceed 230 GPa. Considering this point, it is preferably 3 or less, more preferably 1.5 or less.

板厚１／２層における｛２１１｝＜０１１＞（上記ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（１１２）[１−１０]）の極密度は６以上であることが好ましい。この方位が発達すると、圧延方向（ＲＤ方向）に対して直角の方向、即ち幅方向（ＴＤ方向）に＜１１１＞方位が集積するため、ＴＤ方向のヤング率が高くなる。この極密度が６未満ではＴＤ方向のヤング率を２３０ＧＰａ超とするのは困難であるので、これを下限とする。この極密度の好ましい範囲は８以上、さらに好ましい範囲は１０以上である。   The pole density of {211} <011> ((112) [1-10] in the φ2 = 45 ° cross section of the ODF) in the 1/2 layer thickness is preferably 6 or more. When this orientation develops, the <111> orientation accumulates in a direction perpendicular to the rolling direction (RD direction), that is, in the width direction (TD direction), so the Young's modulus in the TD direction increases. If the pole density is less than 6, it is difficult to make the Young's modulus in the TD direction exceed 230 GPa, so this is the lower limit. A preferable range of this extreme density is 8 or more, and a more preferable range is 10 or more.

また、板厚１/２層における｛３３２｝＜１１３＞（上記ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（３３２）[−１−１３]）の極密度は圧延方向のヤング率には若干の寄与が期待できる。したがって、この方位の極密度は６以上であることが好ましく、より好ましくは８以上、更に好ましくは１０以上である。
更に、板厚１／２層における｛１００｝＜０１１＞（上記ＯＤＦのφ２＝４５°断面における（００１）［１−１０］）の極密度は、４５°方向のヤング率を著しく低下させることから、６以下にすることが好ましく、より好ましくは３以下、さらに好ましくは１．５以下である。
なお、以上で述べた結晶方位はいずれも±２．５°以内のばらつきは許容するものである。また、集合組織の先鋭化によってヤング率が向上することについても説明したが、集合組織の先鋭化とは、ＯＤＦにおいて、板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞、｛１１０｝＜１１１＞、板厚１／２層における｛２１１｝＜０１１＞、｛３３２｝＜１１３＞の極密度の上昇に加えて、方位分散が小さくなることをいう。 Moreover, the pole density of {332} <113> in the 1/2 layer thickness ((332) [-1-13] in the φ2 = 45 ° cross section of the ODF) contributes slightly to the Young's modulus in the rolling direction. I can expect. Therefore, the pole density in this orientation is preferably 6 or more, more preferably 8 or more, and still more preferably 10 or more.
Further, the pole density of {100} <011> (φ2 = 45 ° cross section of (001) [1-10] in the ODF) significantly reduces the Young's modulus in the 45 ° direction. Therefore, it is preferably 6 or less, more preferably 3 or less, and still more preferably 1.5 or less.
Note that the crystal orientations described above allow variations within ± 2.5 °. In addition, the Young's modulus is improved by sharpening the texture. The sharpening of the texture is defined as {110} <223>, {110} <in the 1/8 layer of the plate thickness in ODF. In addition to the increase in pole density of {211} <011> and {332} <113> in the 111>, plate thickness ½ layer, the azimuthal dispersion is reduced.

鋼板のヤング率については、上述した板厚１／８層と１／２層における結晶方位の極密度に関する要件を同時に満たすことで、圧延方向だけでなく、ＴＤ方向のヤング率も同時に２３０ＧＰａ超とすることが可能となる。ヤング率の測定は、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２８０「金属材料の高温ヤング率測定方法」に準拠した常温での横共振法にて行う。
すなわち、試料を固定せずに浮かした状態で、この試料に外部の発信器から振動を加え、この発信器の振動数を徐々に変化させて上記試料の横共振の一次共振振動数を測定し、下記式［３］よりヤング率を算出する。 Regarding the Young's modulus of the steel sheet, the Young's modulus not only in the rolling direction but also in the TD direction exceeds 230 GPa at the same time by simultaneously satisfying the requirements regarding the pole density of the crystal orientation in the 1/8 layer and 1/2 layer thicknesses described above. It becomes possible to do. The Young's modulus is measured by a transverse resonance method at room temperature in accordance with Japanese Industrial Standard JIS Z 2280 “Method for measuring high-temperature Young's modulus of metal material”.
That is, in a state where the sample is floated without being fixed, a vibration is applied to the sample from an external transmitter, and the primary resonance frequency of the transverse resonance of the sample is measured by gradually changing the frequency of the transmitter. The Young's modulus is calculated from the following formula [3].

Ｅ＝０．９４６×（ｌ／ｈ）^３×Ｍ／ｗ×ｆ^２ ……［３］
ここで、Ｅ：動的ヤング率（Ｎ／ｍ^２）、ｌ：試験片の長さ（ｍ）、ｈ：試験片の厚み（ｍ）、ｍ：質量（ｋｇ）、ｗ：試験片の幅（ｍ）、ｆ：横共振法の一次共振振動数（ｓ−１）である。 E = 0.946 × (l / h) ³ × M / w × f ² ...... [3]
Here, E: dynamic Young's modulus (N / m ² ), l: length of test piece (m), h: thickness of test piece (m), m: mass (kg), w: width of test piece (M), f: primary resonance frequency (s-1) of the lateral resonance method.

Ｘ線回折用試料の作製は、例えば次のようにして行う。
鋼板を機械研磨や化学研磨などによって板厚方向に所定の位置まで研磨し、この研磨面をバフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に板厚１／８層または１／２層が測定面となるように厚みを調整する。例えば、１／８層の場合は、鋼板の板厚をｔとするとき、ｔ／８の厚み分の研磨量で鋼板表面を研磨して現れる研磨面を測定面とする。なお、正確に板厚１／８層や１／２層を測定面とすることは困難であるから、これら目標とする層を中心として板厚に対して±３％の範囲が測定面となるように試料を作製すればよい。また、鋼板の板厚中心層に偏析帯が認められる場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で偏析帯のない場所について測定すればよい。さらにＸ線測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ法やＥＣＰ法により統計的に十分な数の測定を行う。
また、上記の｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は、上述の方法でＸ線用試料を採取したとき、板面に垂直な結晶方位が＜ｈｋｌ＞で、圧延方向に平行な方位が＜ｕｖｗ＞であることを意味する。なお、鋼板の表面と裏面の金属組織及び集合組織には、実質的な相違はなく、例えば、１／８層と７／８層とは同等である。 For example, the X-ray diffraction sample is manufactured as follows.
The steel plate is polished to a predetermined position in the plate thickness direction by mechanical polishing or chemical polishing, and this polished surface is finished to a mirror surface by buffing, and then the strain is removed by electrolytic polishing or chemical polishing, and at the same time, the plate thickness is 1/8 layer Alternatively, the thickness is adjusted so that the 1/2 layer becomes the measurement surface. For example, in the case of 1/8 layer, when the plate thickness of the steel plate is t, the polished surface that appears by polishing the steel plate surface with the polishing amount corresponding to the thickness of t / 8 is taken as the measurement surface. In addition, since it is difficult to accurately set the plate thickness 1/8 layer or 1/2 layer as the measurement surface, the measurement surface has a range of ± 3% with respect to the plate thickness centering on these target layers. A sample may be prepared as described above. Moreover, when a segregation band is recognized in the plate thickness center layer of the steel sheet, it may be measured in a place where there is no segregation band in the range of 3/8 to 5/8 of the plate thickness. Further, when X-ray measurement is difficult, a statistically sufficient number of measurements are performed by the EBSP method or the ECP method.
Further, in the above {hkl} <uvw>, when an X-ray sample is collected by the above method, the crystal orientation perpendicular to the plate surface is <hkl> and the orientation parallel to the rolling direction is <uvw>. Means that. Note that there is no substantial difference between the metal structure and the texture of the front and back surfaces of the steel sheet, and, for example, the 1/8 layer and the 7/8 layer are equivalent.

本発明の集合組織に関する特徴は、通常の逆極点図や正極点図だけでは表すことができないが、たとえば鋼板の板面法線方向の結晶方位を表す逆極点図を板厚の１／８層付近に関して測定した場合、各方位の面強度比（Ｘ線ランダム強度比）は、＜１１０＞：５以上、＜１１２＞：２以上、のようになることが好ましい。
また、１／２層については、＜１１２＞：４以上、＜３３２＞：４以上、が好ましい。 The features relating to the texture of the present invention cannot be expressed only by a normal reverse pole figure or a positive pole figure. For example, a reverse pole figure representing a crystal orientation in the normal direction of the plate surface of a steel plate is represented by 1/8 layer of the plate thickness. When measured in the vicinity, the plane intensity ratio (X-ray random intensity ratio) in each direction is preferably <110>: 5 or more and <112>: 2 or more.
Moreover, about 1/2 layer, <112>: 4 or more and <332>: 4 or more are preferable.

鋼板のＢＨ量については、５ＭＰａ以上であることが好ましい。すなわち、塗装焼付処理によって可動転位が固着されると、実測のヤング率が向上するためである。ＢＨが５ＭＰａ未満では、その効果が乏しく、また、ＢＨが２００ＭＰａ超となっても格段の効果が認められない。したがって、ＢＨ量の範囲を５ＭＰａ〜２００ＭＰａとする。このＢＨ量のより好ましい範囲は３０ＭＰａ〜１００ＭＰａである。
なお、このＢＨ量は、鋼板を２％引張ったときの流動応力をσ_２（ＭＰａ）、鋼板を２％引張った後さらに１７０℃、２０分の熱処理を施し，再度引張ったときの上降伏点をσ_１（ＭＰａ）とすれば、下記式［４］で表される。
ＢＨ＝σ_１−σ_２（ＭＰａ）……［４］ The BH content of the steel plate is preferably 5 MPa or more. That is, when the movable dislocation is fixed by the coating baking process, the measured Young's modulus is improved. If BH is less than 5 MPa, the effect is poor, and even if BH exceeds 200 MPa, no significant effect is observed. Therefore, the range of the BH amount is set to 5 MPa to 200 MPa. A more preferable range of the BH amount is 30 MPa to 100 MPa.
The amount of BH is the flow stress when the steel sheet is pulled 2%, σ ₂ (MPa). After the steel sheet is pulled 2%, it is further heat treated at 170 ° C. for 20 minutes, and the upper yield point when it is pulled again. if the sigma ₁ and (MPa), represented by the following formula [4].
BH = σ ₁ −σ ₂ (MPa) …… [4]

固溶Ｃ量は、質量％で、０．０００５〜０．００４％とすることが好ましい。Ｃを固溶した鋼板が部材として加工されると、常温でも歪時効を生じ、ヤング率が高くなる。たとえば自動車用途に使用した場合、加工後塗装焼付処理を施すことで鋼板の降伏強度のみならずヤング率も増加する。固溶Ｃ量は、全Ｃ量からＦｅ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂなどの化合物として存在するＣ量（抽出残査の化学分析から定量）を差し引いた値から求めることもできる。また、内部摩擦法やＦＩＭ（Field Ion Microscopy）によって求めても良い。固溶Ｃが０．０００５％未満では十分な効果を得ることができない。また、０．００４％を超えてもＢＨ性は飽和する傾向にあるので、これを上限とする。   The amount of solute C is preferably mass%, and is preferably 0.0005 to 0.004%. When a steel plate in which C is dissolved is processed as a member, strain aging occurs at room temperature, and the Young's modulus increases. For example, when used for automobile applications, the Young's modulus is increased as well as the yield strength of the steel sheet by performing post-processing paint baking. The amount of solid solution C can also be obtained from a value obtained by subtracting the amount of C existing as a compound such as Fe, Al, Nb, Ti, B, etc. (quantitative determination from chemical analysis of the extraction residue) from the total amount of C. Moreover, you may obtain | require by the internal friction method or FIM (Field Ion Microscopy). If the solute C is less than 0.0005%, a sufficient effect cannot be obtained. Further, even if it exceeds 0.004%, the BH property tends to be saturated, so this is the upper limit.

また、板厚の表層から１／８層における圧延方向のヤング率の下限値は２４０ＧＰａとすることが好ましい。この値が２４０ＧＰａ未満では十分な曲げ剛性向上効果が得られない。この観点から、圧延方向の表層ヤング率の下限は２４５ＧＰａとすることが好ましく、より好ましくは２５０ＧＰａである。
また、上限値は特に規定しないが、３００ＧＰａ超にするためには他の合金元素を大量に添加する必要があり、加工性等の他の特性が劣化することから実質３００ＧＰａ以下となる。また、表層のヤング率が２４０ＧＰａを超えていても、その層の厚みが１／８厚未満では十分な形状凍結性の向上効果が発揮されない。高ヤング率を有する層の厚みは厚いほど高い曲げ剛性形状凍結性が得られるのはいうまでもない。 Moreover, it is preferable that the lower limit of the Young's modulus in the rolling direction from the surface layer to the 1/8 layer is 240 GPa. If this value is less than 240 GPa, a sufficient bending rigidity improvement effect cannot be obtained. From this viewpoint, the lower limit of the surface Young's modulus in the rolling direction is preferably 245 GPa, more preferably 250 GPa.
Moreover, although an upper limit is not specified in particular, in order to make it over 300 GPa, it is necessary to add a large amount of other alloy elements, and other characteristics such as workability are deteriorated, so that it becomes substantially 300 GPa or less. Even if the Young's modulus of the surface layer exceeds 240 GPa, if the thickness of the layer is less than 1/8, sufficient effect of improving the shape freezing property cannot be exhibited. Needless to say, the higher the thickness of the layer having a high Young's modulus, the higher the bending rigidity and shape freezing property.

この表層のヤング率の測定は、表層から１／８以上の厚みで試験片を切り出し、前述の横振動法にて行う。板幅方向の表層ヤング率は特に規定しないが、表層ヤング率が高い方が幅方向の曲げ剛性が上がることはいうまでもない。また上述のような成分製法によって幅方向の表層ヤング率も圧延方向と同様に２４０ＧＰaを超える。   The measurement of the Young's modulus of the surface layer is performed by cutting the test piece with a thickness of 1/8 or more from the surface layer and using the above-described lateral vibration method. The surface Young's modulus in the plate width direction is not particularly defined, but it goes without saying that the higher the surface Young's modulus, the higher the bending rigidity in the width direction. Moreover, the surface layer Young's modulus of the width direction exceeds 240 GPa similarly to the rolling direction by the above component manufacturing method.

本発明によって得られる鋼板の組織は、フェライトまたはベイナイトを主相とするが、両相が混在していても構わないし、これらにマルテンサイト、オーステナイト、炭化物、窒化物を初めとする化合物が存在していても良い。すなわち要求特性に応じて組織を作り分ければ良い。
バーリング加工性を向上させるには、本発明の鋼板の金属組織を、ベイナイト相が面積率で９０％以上とすることが望ましい。ベイナイト相の残部は、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト、セメンタイトの少なくとも１つ以上からなり、複数又は全部を含むこともある。なお、ベイナイト相はベイニティックフェライト及びアシキュラーフェライトを含むものとする。金属組織を光学顕微鏡で観察すると、ベイナイト相と、ベイニティックフェライト及びアシキュラーフェライトとは類似しているため判別が難しい。また、これらの穴拡げ性に対する特性は同等であり、影響は小さい。
このような金属組織が得られることによって、集合組織が更に先鋭化し、圧延方向のヤング率が向上すると共に、バーリング加工性が著しく向上する。また、バーリング加工性を更に向上させるためには、セメンタイト相は３％以下、マルテンサイト相は１％以下とすることが好ましい。
鋼板の金属組織の観察は、鋼板より小片を採取し、圧延方向断面を観察面として研磨し、腐食して光学顕微鏡で行えば良い。なお、金属組織を現出させる腐食は、例えば、ナイタール、レペラー法など、ベイナイト相と残部とを区別し得るよう、適切な方法を選択すれば良い。また、ベイナイト相の面積率は、鋼板の圧延方向断面の１／４厚部で２〜５視野、平均結晶粒径に応じて１００〜８００倍の倍率で撮影した光学顕微鏡組織写真を画像処理することによって求めることができる。 The structure of the steel sheet obtained by the present invention has ferrite or bainite as the main phase, but both phases may be mixed, and these include compounds such as martensite, austenite, carbide, and nitride. May be. That is, it is only necessary to create an organization according to required characteristics.
In order to improve the burring workability, it is preferable that the metal structure of the steel sheet of the present invention has a bainite phase of 90% or more by area ratio. The balance of the bainite phase is composed of at least one of martensite, retained austenite, pearlite, and cementite, and may include a plurality or all of them. The bainite phase includes bainitic ferrite and acicular ferrite. When the metal structure is observed with an optical microscope, the bainite phase is similar to bainitic ferrite and acicular ferrite, and thus is difficult to distinguish. Moreover, these characteristics with respect to hole expansibility are equivalent, and the influence is small.
By obtaining such a metal structure, the texture is further sharpened, the Young's modulus in the rolling direction is improved, and the burring workability is remarkably improved. In order to further improve the burring workability, the cementite phase is preferably 3% or less and the martensite phase is preferably 1% or less.
Observation of the metal structure of the steel sheet may be performed by collecting a small piece from the steel sheet, polishing the cross section in the rolling direction as an observation surface, corroding it, and using an optical microscope. In addition, what is necessary is just to select an appropriate method for the corrosion which makes a metal structure appear so that a bainite phase and the remainder can be distinguished, for example, a nital and a repeller method. Moreover, the area ratio of a bainite phase image-processes the optical microscope structure | tissue photograph image | photographed by the magnification of 100-800 times according to 2-5 visual fields and the average crystal grain diameter in the 1/4 thickness part of the rolling direction cross section of a steel plate. Can be determined by

次に、この高ヤング率鋼板の製造方法における製造条件の限定理由について説明する。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。 Next, the reason for limiting the manufacturing conditions in the method for manufacturing the high Young's modulus steel sheet will be described.
The slab used for hot rolling is not particularly limited. That is, what was manufactured with the continuous casting slab, the thin slab caster, etc. should just be used. It is also compatible with processes such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after casting.

熱延鋼板を最終製品とする場合には以下のように製造条件を限定する必要がある。
熱間圧延の加熱温度は１０００℃以上とする。これは、後述する熱間圧延の仕上温度をＡｒ_３変態点以上とするために必要な温度である。熱間圧延を行う際には下記式［１］で計算される有効ひずみ量ε^＊が０．４以上、かつ圧下率の合計が５０％以上となるようにする。このときの熱間圧延中の平均摩擦係数を０．２超とする。以上の条件は表層の剪断集合組織を発達せしめ、圧延方向のヤング率を高めるのに必須の条件である。 When a hot-rolled steel sheet is used as a final product, it is necessary to limit production conditions as follows.
The heating temperature of the hot rolling is 1000 ° C. or higher. This is a temperature necessary for setting the finishing temperature of hot rolling described later to an Ar ₃ transformation point or higher. When performing hot rolling, the effective strain amount ε ^* calculated by the following formula [1] is set to 0.4 or more, and the total rolling reduction is set to 50% or more. At this time, the average friction coefficient during hot rolling is set to more than 0.2. The above conditions are indispensable conditions for developing the shear texture of the surface layer and increasing the Young's modulus in the rolling direction.

ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、εｊはｊ番目のスタンドで加えられたひずみ、εｎはｎ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔｉはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τｉは気体常数Ｒ（＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延温度Ｔｉ（Ｋ）によって下記式［２］で計算できる。
τｉ＝８．４６×１０^−９・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔｉ｝……［２］ Here, n is the number of finishing hot rolling rolling stands, εj is the strain applied at the jth stand, εn is the strain applied at the nth stand, ti is the travel time between the i to i + 1th stands ( S) and τi can be calculated by the following equation [2] using the gas constant R (= 1.987) and the rolling temperature Ti (K) of the i-th stand.
τi = 8.46 × 10 ⁻⁹ · exp {43800 / R / Ti} …… [2]

有効ひずみ量ε^＊は０．４以上とし、より好ましくは０．５以上、さらに好ましくは０．６以上である。また、圧下率の合計は５０％以上とし、７０％以上が好ましく、１００％以上であればより好ましい。
なお、圧下率の合計ＲＴは、ｎパスの圧延の場合、１パス目〜ｎパス目までの各圧下率をＲ１（％）〜Ｒｎ（％）とすると、
ＲＴ＝Ｒ１＋Ｒ２＋……＋Ｒｎ ……［５］
ただし、Ｒｎ＝｛（ｎ−１）パス後の板厚−ｎパス後の板厚｝／（ｎ−１）パス後の板厚×１００（％）
で定義することができる。 The effective strain amount ε ^* is 0.4 or more, more preferably 0.5 or more, and still more preferably 0.6 or more. The total rolling reduction is 50% or more, preferably 70% or more, and more preferably 100% or more.
In addition, in the case of n-pass rolling, the total reduction ratio RT is R1 (%) to Rn (%) when the reduction ratios from the first pass to the n-th pass are R1 (%) to Rn (%).
RT = R1 + R2 + …… + Rn …… [5]
However, Rn = {plate thickness after (n-1) pass-plate thickness after n pass} / (n-1) plate thickness after pass x 100 (%)
Can be defined in

この熱間圧延の仕上温度をＡｒ_３変態点以上とする。
仕上温度がＡｒ_３変態点未満では、圧延方向のヤング率にとって好ましくない｛１００｝＜０１１＞集合組織が発達する。また仕上温度は９００℃以下とする。９００℃超では、圧延方向に好ましい剪断集合組織を板厚表層から板厚１／４層付近まで発達させることが困難である。この観点から好ましくは８５０℃以下、更に好ましくは８００℃以下とする。熱延後の巻き取り温度は特に限定しないが、４００〜６００℃で巻き取るとヤング率が向上する場合があるのでこの範囲で巻き取ることが好ましい。 The finishing temperature of this hot rolling is set to the Ar ₃ transformation point or higher.
If the finishing temperature is less than the Ar ₃ transformation point, a {100} <011> texture that is undesirable for the Young's modulus in the rolling direction develops. The finishing temperature is 900 ° C. or lower. Above 900 ° C., it is difficult to develop a preferred shear texture in the rolling direction from the thickness surface layer to the vicinity of the quarter thickness. From this viewpoint, the temperature is preferably 850 ° C. or lower, more preferably 800 ° C. or lower. Although the winding temperature after hot rolling is not particularly limited, it is preferable to wind in this range since Young's modulus may be improved when winding at 400 to 600 ° C.

熱間圧延を実施する際には、圧延ロールの異周速率が１％以上の異周速圧延を少なくとも１パス以上施すと、表層近傍での集合組織形成が促進されるため、異周速圧延を実施しない場合の本発明以上にヤング率が向上する。この観点から異周速率は１％以上とするのが好ましく、より好ましくは５％以上、更に好ましくは１０％以上である。
異周速率および異周速圧延パス数の上限は特に規定しないが、上記の理由からいずれも大きい方が大きなヤング率向上効果が得られることは言うまでもない。しかし、５０％以上の異周速率は現状困難であり、仕上熱延パスは通常８パス程度までである。
ここで本発明における異周速率とは、上下圧延ロールの周速差を低周速側ロールの周速で除した値を百分率で表示したものである。また、本発明の異周速圧延は、上下ロール周速のいずれが大きくてもヤング率向上効果に差はない。 When carrying out hot rolling, if at least one pass of different peripheral speed rolling with a different peripheral speed ratio of the rolling roll of 1% or more is performed, the formation of the texture in the vicinity of the surface layer is promoted. The Young's modulus is improved more than the present invention in the case of not performing the above. From this viewpoint, the different peripheral speed ratio is preferably 1% or more, more preferably 5% or more, and further preferably 10% or more.
The upper limits of the different peripheral speed ratio and the number of different peripheral speed rolling passes are not particularly defined, but it goes without saying that a larger Young's modulus can be obtained by increasing both of the above reasons. However, a different peripheral speed ratio of 50% or more is currently difficult, and the finishing hot rolling pass is usually up to about 8 passes.
Here, the different peripheral speed ratio in the present invention is a value obtained by dividing the peripheral speed difference between the upper and lower rolling rolls by the peripheral speed of the low peripheral speed roll in percentage. Further, the different peripheral speed rolling of the present invention has no difference in Young's modulus improvement effect regardless of the upper and lower roll peripheral speeds.

また、仕上熱延に使用する圧延機にロール径が７００ｍｍ以下のワークロールを一つ以上使用すると、表層近傍での集合組織形成が促進されるので、使用しない場合の本発明以上にヤング率が向上する。したがって、ロール径７００ｍｍ以下のワークロールを使用することが好ましい。この観点から、ワークロール径は７００ｍｍ以下が好ましく、より好ましくは６００ｍｍ以下、さらに好ましくは５００ｍｍ以下である。ワークロール径の下限は特に規定しないが、３００ｍｍ以下になると通板制御が困難になる。小径ロールを使用するパス数の上限は特に規定しないが、前述のように仕上熱延パスは通常８パス程度までである。   In addition, when one or more work rolls having a roll diameter of 700 mm or less are used in a rolling mill used for finishing hot rolling, texture formation in the vicinity of the surface layer is promoted, so that Young's modulus is higher than that of the present invention when not used. improves. Therefore, it is preferable to use a work roll having a roll diameter of 700 mm or less. From this viewpoint, the work roll diameter is preferably 700 mm or less, more preferably 600 mm or less, and still more preferably 500 mm or less. The lower limit of the work roll diameter is not particularly defined, but if it is 300 mm or less, the sheet passing control becomes difficult. Although the upper limit of the number of passes using the small-diameter roll is not particularly defined, as described above, the finish hot rolling pass is usually up to about 8 passes.

高バーリング性が必要とされる場合は、上記の仕上熱延の後の冷却において、熱間圧延の最終仕上出側の温度から６００℃までを平均冷却速度１０〜２００℃／ｓで冷却し、その後、４００〜６００℃で巻き取ることが好ましい。なお、平均冷却速度が１０℃/ｓ未満では、バーリング性が劣化することがある。平均冷却速度の更に好ましい下限は、２０℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度を２００℃超としても効果が飽和し、設備に過大な負荷をかけることがある。また巻取り温度が４００〜６００℃の範囲からはずれるとバーリング性が低下することがある。また、４００〜６００℃の範囲で巻き取ることにより、ヤング率が向上する場合がある。バーリング性は、穴拡げ試験によって求められる穴拡げ率で評価することができる。   When high burring is required, in the cooling after the finishing hot rolling, the temperature from the final finishing side of hot rolling to 600 ° C is cooled at an average cooling rate of 10 to 200 ° C / s, Then, it is preferable to wind up at 400-600 degreeC. When the average cooling rate is less than 10 ° C./s, the burring property may be deteriorated. A more preferable lower limit of the average cooling rate is 20 ° C./s or more. On the other hand, even if the average cooling rate exceeds 200 ° C., the effect is saturated, and an excessive load may be applied to the equipment. Further, when the winding temperature is out of the range of 400 to 600 ° C., the burring property may be lowered. Moreover, Young's modulus may improve by winding in the range of 400-600 degreeC. Burring property can be evaluated by the hole expansion rate calculated | required by the hole expansion test.

このようにして製造した熱延鋼板を酸洗後、最高到達温度の範囲を５００〜９５０℃とする熱処理を行うことが好ましい。これによって圧延方向にヤング率はより一層向上する。この理由は定かではないが、熱延後の変態によって導入された転位が、熱処理によって再配列することによるものと推測される。
最高到達温度が５００℃未満ではその効果が顕著ではなく、一方、９５０℃を越えるとα→γ変態が生じるため、結果として集合組織の集積が同じか弱くなり、ヤング率も劣化の傾向となる。よって、これらをそれぞれ下限および上限とする。
この最高到達温度の範囲は、好ましくは６５０℃以上８５０℃以下である。
この熱処理の方法は特に限定するものではなく、通常の連続焼鈍ラインや箱焼鈍、連続溶融亜鉛めっきラインなどで行えばよい。 After pickling the hot-rolled steel sheet thus manufactured, it is preferable to perform a heat treatment in which the maximum temperature range is 500 to 950 ° C. This further improves the Young's modulus in the rolling direction. The reason for this is not clear, but it is presumed that the dislocations introduced by the transformation after hot rolling are due to rearrangement by heat treatment.
When the maximum temperature is less than 500 ° C., the effect is not remarkable. On the other hand, when it exceeds 950 ° C., α → γ transformation occurs, and as a result, the texture accumulation becomes the same or weak, and the Young's modulus tends to deteriorate. Therefore, these are the lower limit and the upper limit, respectively.
The range of the maximum temperature reached is preferably 650 ° C. or higher and 850 ° C. or lower.
The heat treatment method is not particularly limited, and may be performed by a normal continuous annealing line, box annealing, continuous galvanizing line, or the like.

熱延鋼板を熱処理（焼鈍）した後に、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。亜鉛めっきの組成は特に限定するものではなく、亜鉛のほか、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉ等を必要に応じて添加しても構わない。
合金化処理は、溶融亜鉛めっきを施した後に、４５０〜６００℃の範囲で熱処理することにより行う。４５０℃未満では、合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では、過度に合金化が進行し、めっき層が脆化するため、プレス等の加工によってめっきが剥離するなどの問題を誘発する。合金化処理の時間は、１０秒以上とする。１０秒未満では、合金化が十分に進行しない。熱延後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスを施しても良い。 After heat-treating (annealing) the hot-rolled steel sheet, hot-dip galvanizing or alloying hot-dip galvanizing may be performed. The composition of the galvanizing is not particularly limited, and in addition to zinc, Fe, Al, Mn, Cr, Mg, Pb, Sn, Ni, etc. may be added as necessary.
The alloying treatment is performed by heat treatment in the range of 450 to 600 ° C. after hot dip galvanization. If it is less than 450 ° C, alloying does not proceed sufficiently, and if it exceeds 600 ° C, alloying proceeds excessively and the plating layer becomes brittle. Trigger. The alloying treatment time is 10 seconds or longer. If it is less than 10 seconds, alloying does not proceed sufficiently. After hot rolling, pickling may be performed as necessary, and then a skin pass with a rolling reduction of 10% or less may be applied in-line or offline.

熱延鋼板に冷延および熱処理を施しても構わない。このときの冷延率は６０％未満とする。冷延率を６０％以上とすると、熱延鋼板に形成されたヤング率を高める集合組織が大きく変化し、圧延方向のヤング率が低下することがあるためである。
冷延終了後に熱処理を施す。この熱処理の最高到達温度は５００〜９５０℃の範囲とする。５００℃未満ではヤング率の向上代が小さく、また、加工性が劣位となる場合があるので、これを下限とする。一方、熱処理温度を９５０℃超とすると、α→γ変態が生じるため、結果として集合組織の集積が同じか弱くなり、ヤング率も劣化の傾向となる。よって、これらをそれぞれ下限および上限とする。
この最高到達温度の好ましい範囲は、６００℃以上８５０℃以下である。 You may perform cold rolling and heat processing to a hot-rolled steel plate. The cold rolling rate at this time is less than 60%. This is because when the cold rolling rate is 60% or more, the texture that increases the Young's modulus formed in the hot-rolled steel sheet changes significantly, and the Young's modulus in the rolling direction may decrease.
Heat treatment is performed after the cold rolling. The maximum temperature reached in this heat treatment is in the range of 500 to 950 ° C. If it is less than 500 ° C., the margin for improving the Young's modulus is small, and the workability may be inferior. On the other hand, if the heat treatment temperature exceeds 950 ° C., the α → γ transformation occurs, resulting in the same or weak texture accumulation, and the Young's modulus tends to deteriorate. Therefore, these are the lower limit and the upper limit, respectively.
A preferable range of this maximum temperature is 600 ° C. or higher and 850 ° C. or lower.

最高到達温度への加熱速度は特に限定しないが、３〜７０℃／秒の範囲とすることが好ましい。加熱速度が３℃／秒未満では加熱中に再結晶が進行し、ヤング率向上に有利な集合組織がくずれてしまう。また、７０℃／秒超としても特段材料特性は変化しないことから、この値を上限とするのが望ましい。
同熱処理後に一旦５５０℃以下、好ましくは４５０℃以下まで冷却し、さらに１５０〜５５０℃の温度で熱処理を施すことも可能である。これは、固溶Ｃ量の制御やマルテンサイトの焼き戻し、ベイナイト変態の促進等の組織制御など、種々の目的に応じて適当な条件を選択して行えば良い。 The heating rate to the highest temperature is not particularly limited, but is preferably in the range of 3 to 70 ° C./second. When the heating rate is less than 3 ° C./second, recrystallization proceeds during heating, and the texture advantageous for improving the Young's modulus is broken. Further, even if it exceeds 70 ° C./second, the special material properties do not change, so it is desirable to set this value as the upper limit.
After the heat treatment, it can be once cooled to 550 ° C. or lower, preferably 450 ° C. or lower, and further subjected to heat treatment at a temperature of 150 to 550 ° C. This may be done by selecting appropriate conditions according to various purposes such as control of the amount of dissolved C, tempering of martensite, and structure control such as promotion of bainite transformation.

冷延後に連続溶融亜鉛めっきラインにて熱処理および亜鉛めっきを行っても構わない。この場合の熱処理の最高到達温度は５００〜９５０℃の範囲とする。５００℃未満では、ヤング率の向上代が小さく、また、加工性が劣位となる場合があるのでこれを下限とする。一方、熱処理温度を９５０℃超とすると、α→γ変態が生じるため、結果として集合組織の集積が同じか弱くなり、ヤング率も劣化の傾向となる。よって、これらをそれぞれ下限および上限とする。
この熱処理の最高到達温度の好ましい範囲は、６００℃以上８５０℃以下である。 Heat treatment and galvanization may be performed in a continuous hot dip galvanizing line after cold rolling. In this case, the maximum temperature of the heat treatment is in the range of 500 to 950 ° C. If the temperature is less than 500 ° C., the margin for improving the Young's modulus is small, and the workability may be inferior. On the other hand, if the heat treatment temperature exceeds 950 ° C., the α → γ transformation occurs, resulting in the same or weak texture accumulation, and the Young's modulus tends to deteriorate. Therefore, these are the lower limit and the upper limit, respectively.
A preferable range of the maximum temperature reached in this heat treatment is 600 ° C. or higher and 850 ° C. or lower.

冷延鋼板の熱処理後に、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。亜鉛めっきの組成は特に限定するものではなく、亜鉛のほか、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉ等を必要に応じて添加しても構わない。
合金化処理は、４５０〜６００℃の範囲内で行う。４５０℃未満では、合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では、過度に合金化が進行し、めっき層が脆化するため、プレス等の加工によってめっきが剥離するなどの問題を誘発する。
また、合金化処理の時間は１０秒以上とする。１０秒未満では合金化が十分に進行しないからである。 After the heat treatment of the cold rolled steel sheet, hot dip galvanizing or alloying hot dip galvanizing may be performed. The composition of the galvanizing is not particularly limited, and in addition to zinc, Fe, Al, Mn, Cr, Mg, Pb, Sn, Ni, etc. may be added as necessary.
The alloying treatment is performed within a range of 450 to 600 ° C. If it is less than 450 ° C, alloying does not proceed sufficiently, and if it exceeds 600 ° C, alloying proceeds excessively and the plating layer becomes brittle. Trigger.
Also, the alloying time is 10 seconds or more. This is because alloying does not proceed sufficiently in less than 10 seconds.

また、上記の熱延鋼板、冷延鋼板にはＡｌ系めっきや各種電気めっきを施しても構わない。さらに、熱延鋼板や冷延鋼板および各種めっき鋼板には、有機皮膜、無機皮膜、各種塗料などの表面処理を目的に応じて行うことができる。   Moreover, you may give Al type plating and various electroplating to said hot-rolled steel plate and cold-rolled steel plate. Furthermore, surface treatments such as organic coatings, inorganic coatings, and various paints can be applied to hot-rolled steel sheets, cold-rolled steel sheets, and various plated steel sheets according to the purpose.

本発明の高ヤング率鋼板を圧延方向が鋼管の長手方向との間の角度が０〜３０°以内になるように巻いて鋼管にすると、鋼管の長手方向のヤング率が高い高ヤング率鋼管を製造することができる。圧延方向と平行に巻くのが最もヤング率が高くなることからこの角度は出来るだけ小さいことが好ましい。この観点から、１５°以下の角度で巻くことが更に好ましい。圧延方向と鋼管の長手方向の関係が満足されていれば、造管方法はＵＯ管、電
縫溶接、スパイラル等、任意の方法をとることができる。もちろん、ヤング率の高い方向
を鋼管の長手方向に平行に限定する必要はなく、用途に応じて任意の方向にヤング率の高
い鋼管を製造しても何ら問題はない。 When the high Young's modulus steel sheet of the present invention is rolled into a steel pipe so that the angle between the rolling direction and the longitudinal direction of the steel pipe is within 0 to 30 °, a high Young's modulus steel pipe having a high Young's modulus in the longitudinal direction of the steel pipe is obtained. Can be manufactured. It is preferable that this angle be as small as possible since the Young's modulus is the highest when it is wound parallel to the rolling direction. From this viewpoint, it is more preferable to wind at an angle of 15 ° or less. As long as the relationship between the rolling direction and the longitudinal direction of the steel pipe is satisfied, the pipe forming method may be any method such as UO pipe, electric resistance welding, spiral, or the like. Of course, it is not necessary to limit the direction with a high Young's modulus parallel to the longitudinal direction of the steel pipe, and there is no problem even if a steel pipe with a high Young's modulus is produced in any direction depending on the application.

次に、本発明を実施例にて説明する。
「実施例１」
表１〜表４に示す組成を有する鋼スラブを溶製し、表５〜表１０に示す条件で熱間圧延を施した。このときの鋼スラブの加熱温度は全て１２３０℃とした。全７段からなる仕上圧延スタンドにおいて最終の３段はロールと鋼板との摩擦係数を０．２１〜０．２４の範囲とし、最終３段の合計の圧下率を５５％とした。調質圧延圧下率はすべて０．３％とした。
なお、表１〜表４において、組成比は全て質量％であり、下線は本発明の範囲外の条件である。 Next, an example explains the present invention.
"Example 1"
Steel slabs having the compositions shown in Tables 1 to 4 were melted and hot rolled under the conditions shown in Tables 5 to 10. The heating temperature of the steel slab at this time was all 1230 ° C. In the final rolling stand consisting of seven stages, the final three stages had a coefficient of friction between the roll and the steel sheet in the range of 0.21 to 0.24, and the total rolling reduction of the last three stages was 55%. All the temper rolling reduction ratios were 0.3%.
In Tables 1 to 4, all composition ratios are mass%, and the underline is a condition outside the scope of the present invention.

ヤング率の測定は上述した横共振法により測定した。
引張特性は、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２８０「金属材料の高温ヤング率測定方法」に準拠して引張試験片を採取し、ＴＤ方向の引張特性を評価した。
また、板厚１／８層および板厚中心層における集合組織の極密度を測定した。結果を表５〜表１０に示す。
なお、表５〜表１０において、ＦＴは熱間圧延における最終仕上出側の温度、ＣＴは巻取り温度、ＴＳは引張強さ、ＹＳは降伏強さ、Ｅｌは伸び、Ｅ（ＲＤ）はＲＤ方向のヤング率、Ｒ（Ｄ）はＲＤ方向に対して４５°傾斜した方向のヤング率、Ｅ（ＴＤ）はＴＤ方向のヤング率である。これらの表記、及び本発明の範囲外の部分についてアンダーラインを付記した点については、以後の表１１〜４０の説明において共通する。 The Young's modulus was measured by the above-described lateral resonance method.
For tensile properties, tensile test specimens were collected in accordance with Japanese Industrial Standard JIS Z 2280 “Method for measuring high-temperature Young's modulus of metal materials”, and tensile properties in the TD direction were evaluated.
Further, the extreme density of the texture in the plate thickness 1/8 layer and the plate thickness center layer was measured. The results are shown in Tables 5-10.
In Tables 5 to 10, FT is the temperature on the final finishing side in hot rolling, CT is the coiling temperature, TS is the tensile strength, YS is the yield strength, El is the elongation, E (RD) is the RD The Young's modulus in the direction, R (D) is the Young's modulus in a direction inclined by 45 ° with respect to the RD direction, and E (TD) is the Young's modulus in the TD direction. These notations and the points where the underline is added to the portions outside the scope of the present invention are common in the following description of Tables 11 to 40.

表５〜表１０から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧
延することにより、圧延方向のヤング率を２３０ＧＰａ超とすることができた。 As apparent from Tables 5 to 10, the Young's modulus in the rolling direction could be made to exceed 230 GPa by hot rolling steel having the chemical components of the present invention under appropriate conditions.

「実施例２」
表１及び表２における鋼Ｎｏ．ＣおよびＬの組成を有する鋼スラブを溶製し、表１１に示す条件にて熱間圧延を施した。このときの鋼スラブの加熱温度は全て１２３０℃とした。他の圧延条件については、全７段からなる仕上圧延スタンドにおいて最終の３段はロールと鋼板との摩擦係数を０．２１〜０．２４の範囲とし、最終の３段の合計の圧下率を５５％とした。調質圧延圧下率はすべて０．３％とした。また、Ａｒ_３は表５〜表１０の場合と同様とした。 "Example 2"
Steel No. 1 in Table 1 and Table 2 Steel slabs having compositions of C and L were melted and hot rolled under the conditions shown in Table 11. The heating temperature of the steel slab at this time was all 1230 ° C. For other rolling conditions, in the final rolling stand consisting of all seven stages, the final three stages have a friction coefficient between the roll and the steel sheet in the range of 0.21 to 0.24, and the total reduction ratio of the final three stages is 55%. All the temper rolling reduction ratios were 0.3%. Ar ₃ was the same as in Tables 5 to 10.

熱間圧延後、連続焼鈍（７００℃にて９０秒保持）、箱焼鈍（７００℃にて６時間保持）、連続溶融亜鉛めっき（最高到達温度を７５０℃とし、亜鉛めっき浴に浸漬後５００℃にて２０秒間の合金化処理を実施）の何れかの処理を施し、実施例１と同様にしてヤング率、引張特性、板厚１／８層および板厚中心層における集合組織の極密度を測定した。結果を表１２に示す。   After hot rolling, continuous annealing (held at 700 ° C. for 90 seconds), box annealing (held at 700 ° C. for 6 hours), continuous hot dip galvanizing (maximum temperature reached 750 ° C., immersed in galvanizing bath, 500 ° C. In the same manner as in Example 1, the Young's modulus, the tensile properties, the thickness density of the 1 / 8th layer and the central density of the central layer of the thickness are set in the same manner as in Example 1. It was measured. The results are shown in Table 12.

表１１及び表１２から明らかなように、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延し、さらに適切に熱処理することによって、ヤング率を向上させることができた。   As apparent from Tables 11 and 12, the Young's modulus could be improved by hot rolling steel having the chemical components of the present invention under appropriate conditions and further appropriately heat-treating it.

「実施例３」
表１及び表２における鋼Ｎｏ．ＣおよびＬの組成を有する鋼スラブを溶製し、表１３に示す条件にて熱間圧延を施した。このときの鋼スラブの加熱温度は全て１２３０℃とした。他の圧延条件については、全７段からなる仕上圧延スタンドにおいて最終の３段はロールと鋼板との摩擦係数を０．２１〜０．２４の範囲とし、最終の３段の合計の圧下率を５５％とした。調質圧延圧下率はすべて０．３％とした。また、Ａｒ_３は表５〜表１０の場合と同様とした。 "Example 3"
Steel No. 1 in Table 1 and Table 2 Steel slabs having compositions of C and L were melted and hot rolled under the conditions shown in Table 13. The heating temperature of the steel slab at this time was all 1230 ° C. For other rolling conditions, in the final rolling stand consisting of all seven stages, the final three stages have a friction coefficient between the roll and the steel sheet in the range of 0.21 to 0.24, and the total reduction ratio of the final three stages is 55%. All the temper rolling reduction ratios were 0.3%. Ar ₃ was the same as in Tables 5 to 10.

熱間圧延後、冷間圧延を行い、更に連続溶融亜鉛めっき（最高到達温度を種々変化させ、亜鉛めっき浴に浸漬後５００℃にて２０秒間の合金化処理を実施）を施した。その後、実施例１と同様にしてヤング率、引張特性、板厚１／８層および板厚中心層における集合組織の極密度を測定した。結果を表１３及び表１４に示す。   After hot rolling, cold rolling was performed, and continuous hot dip galvanizing (various maximum reached temperatures were performed, and immersion in a galvanizing bath followed by alloying treatment at 500 ° C. for 20 seconds) was performed. Thereafter, in the same manner as in Example 1, the Young's modulus, the tensile properties, the extreme density of the texture in the plate thickness 1/8 layer and the plate thickness center layer were measured. The results are shown in Table 13 and Table 14.

表１３及び表１４から明らかなように、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延、冷間圧延を行い、さらに適切に熱処理することによって、ＲＤ方向及びＴＤ方向のヤング率に優れた冷延鋼板を得ることができた。ただし、最高到達温度が著しく高い場合、ヤング率もわずかではあるが低下した。   As is apparent from Tables 13 and 14, the Young's modulus in the RD direction and the TD direction is obtained by subjecting the steel having the chemical component of the present invention to hot rolling and cold rolling under appropriate conditions, and further heat treatment appropriately. It was possible to obtain a cold-rolled steel sheet having excellent resistance. However, when the maximum temperature reached was extremely high, the Young's modulus also decreased slightly.

「実施例４」
表１及び表２における鋼Ｎｏ．ＣおよびＬの組成を有する鋼スラブを溶製し、表１５に示す条件にて熱間圧延を施した。このときの鋼スラブの加熱温度は全て１２３０℃とした。他の圧延条件については、全７段からなる仕上圧延スタンドにおいて最終の３段はロールと鋼板との摩擦係数を０．２１〜０．２４の範囲とし、最終の３段の合計の圧下率を５５％とした。調質圧延圧下率はすべて０．３％とした。また、Ａｒ_３は表５〜表１０の場合と同様とした。 "Example 4"
Steel No. 1 in Table 1 and Table 2 Steel slabs having compositions of C and L were melted and hot rolled under the conditions shown in Table 15. The heating temperature of the steel slab at this time was all 1230 ° C. For other rolling conditions, in the final rolling stand consisting of all seven stages, the final three stages have a friction coefficient between the roll and the steel sheet in the range of 0.21 to 0.24, and the total reduction ratio of the final three stages is 55%. All the temper rolling reduction ratios were 0.3%. Ar ₃ was the same as in Tables 5 to 10.

熱間圧延後、連続溶融亜鉛めっきラインにて鋼板を６５０℃まで加熱し、約４７０℃まで冷却後、４６０℃の溶融亜鉛浴に浸漬した。亜鉛の目付け厚は平均で片面４０ｇ／ｍ２とした。溶融亜鉛めっきに引き続き、以下のようにして鋼板表面に、（１）有機被覆、（２）塗装のいずれかを施した。   After hot rolling, the steel sheet was heated to 650 ° C. in a continuous hot dip galvanizing line, cooled to about 470 ° C., and immersed in a 460 ° C. hot-dip zinc bath. The average weight of zinc was 40 g / m 2 on one side on average. Following the hot dip galvanization, either (1) organic coating or (2) coating was applied to the steel sheet surface as follows.

（１）有機皮膜
樹脂固形分２７．６質量％、分散液粘度１４００ｍＰａ・ｓ（２５℃）、ｐＨ８．８、カルボキシル基のアンモニウム塩（−ＣＯＯＮＨ４）の含有量が樹脂固形分全体の９．５質量％、カルボキシル基の含有量が樹脂固形分全体の２．５質量％、分散粒平均直径が約０．０３０μｍである水性樹脂に、４質量％の腐食抑制剤、１２％のコロイダルシリカを添加して防錆処理液を作製し、上記の鋼板にロールコータにより塗布し、鋼板の表面到達温度が１２０℃となるように乾燥し、約１μｍ厚の皮膜を形成した。 (1) Organic film Resin solid content 27.6% by mass, dispersion viscosity 1400 mPa · s (25 ° C.), pH 8.8, content of carboxyl group ammonium salt (—COONH4) is 9.5 of the entire resin solid content. 4% by mass corrosion inhibitor and 12% colloidal silica are added to an aqueous resin having a mass%, carboxyl group content of 2.5% by mass of the entire resin solids, and an average dispersed particle diameter of about 0.030 μm. Then, a rust preventive treatment liquid was prepared, applied to the steel sheet by a roll coater, and dried so that the surface temperature of the steel sheet reached 120 ° C. to form a film having a thickness of about 1 μm.

（２）塗装
脱脂した上記鋼板上にロールコーターにて化成処理剤として日本パーカライジング社製の「ＺＭ１３００ＡＮ」を塗布し、到達板温が６０℃となるような条件で熱風乾燥させた。化成処理剤の付着量は、Ｃｒ付着量で５０ｍｇ／ｍ^２とした。更に、化成処理を施した鋼板の片面にプライマー塗料を、他方の面に裏面塗料を、ロールコーターにて塗装し、熱風を併用した誘導加熱炉にて、乾燥硬化させた。このときの到達温度は２１０℃であった。 (2) Coating On the defatted steel sheet, “ZM1300AN” manufactured by Nippon Parkerizing Co., Ltd. was applied as a chemical conversion treatment agent with a roll coater, and dried with hot air under conditions such that the ultimate plate temperature was 60 ° C. The adhesion amount of the chemical conversion treatment agent was 50 mg / m ^{2 in} terms of Cr adhesion amount. Furthermore, a primer coating was applied to one side of the steel sheet subjected to chemical conversion treatment, and a back coating was applied to the other side with a roll coater, followed by drying and curing in an induction heating furnace combined with hot air. The ultimate temperature at this time was 210 ° C.

更に、プライマー塗料を塗装した面上にトップ塗料をローラーカーテンコータにて塗装し、熱風を併用した誘導加熱炉にて、到達温度２３０℃にて乾燥硬化させた。なお、プライマー塗料は日本ファインコーティングス社製の「ＦＬ６４０ＥＵプライマー」を用いて乾燥膜厚にして５μｍ塗装した。裏面塗料は日本ファインコーティングス社製の「ＦＬ１００ＨＱ」を用いて、乾燥膜厚で５μｍ塗装した。トップ塗料は日本ファインコーティングス社製の「ＦＬ１００ＨＱ」を用いて、乾燥膜厚で１５μｍ塗装した。   Further, the top coating was applied on the surface coated with the primer coating with a roller curtain coater, and dried and cured at an ultimate temperature of 230 ° C. in an induction heating furnace combined with hot air. The primer coating was applied to a dry film thickness of 5 μm using “FL640EU primer” manufactured by Nippon Fine Coatings. The back coating was applied with a dry film thickness of 5 μm using “FL100HQ” manufactured by Nippon Fine Coatings. As the top paint, “FL100HQ” manufactured by Nippon Fine Coatings Co., Ltd. was used, and a dry film thickness of 15 μm was applied.

その後、実施例１と同様にしてヤング率、引張特性、板厚１／８層および板厚中心層における集合組織の極密度を測定した。結果を表１５及び表１６に示す。   Thereafter, in the same manner as in Example 1, the Young's modulus, the tensile properties, the extreme density of the texture in the plate thickness 1/8 layer and the plate thickness center layer were measured. The results are shown in Table 15 and Table 16.

表１５及び表１６から明らかなように、溶融亜鉛めっきを施した鋼板、さらには表面に有機皮膜や塗料を付与した鋼板についても、良好なヤング率を有することが分かった。   As is apparent from Tables 15 and 16, it was found that the steel sheet subjected to hot dip galvanization, and further the steel sheet provided with an organic film or paint on the surface had a good Young's modulus.

「実施例５」
表１及び表２における鋼Ｎｏ．ＣおよびＬの組成を有する鋼を用いて異周速圧延を行った。周速率は全７段からなる仕上げ圧延スタンドにおいて最終の３段で変化させた。その後、実施例１と同様にしてヤング率、引張特性、板厚１／８層および板厚中心層における集合組織の極密度を測定した。結果を表１７及び表１８に示す。なお、表１７及び表１８で表示されていない熱延条件は、全て実施例１と同様である。 "Example 5"
Steel No. 1 in Table 1 and Table 2 Different circumferential speed rolling was performed using steel having a composition of C and L. The peripheral speed ratio was changed in the final three stages in a finish rolling stand having a total of seven stages. Thereafter, in the same manner as in Example 1, the Young's modulus, the tensile properties, the extreme density of the texture in the plate thickness 1/8 layer and the plate thickness center layer were measured. The results are shown in Table 17 and Table 18. The hot rolling conditions not shown in Table 17 and Table 18 are all the same as in Example 1.

表１７及び表１８から明らかなように、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際に１％以上の異周速圧延を１パス以上加えると、表層近傍での集合組織形成が促進され、更にヤング率が向上することが分かった。   As is clear from Tables 17 and 18, when steel having the chemical composition of the present invention is hot rolled under appropriate conditions, when 1 pass or more of different peripheral speed rolling is applied for one or more passes, the texture in the vicinity of the surface layer is obtained. It was found that the formation was promoted and the Young's modulus was further improved.

「実施例６」
表１及び表２における鋼Ｎｏ．ＣおよびＬの組成を有する鋼を用いて小径ロール圧延を行った。ロール径は全７段からなる仕上げ圧延スタンドにおいて最終の三段で変化させた。その後、実施例１と同様にしてヤング率、引張特性、板厚１／８層および板厚中心層における集合組織の極密度を測定した。結果を表１９及び表２０に示す。なお、表１９及び表２０で表示されていない熱延条件は全て実施例１と同様である。 "Example 6"
Steel No. 1 in Table 1 and Table 2 Small diameter roll rolling was performed using steel having a composition of C and L. The roll diameter was changed in the final three stages in a finish rolling stand having a total of seven stages. Thereafter, in the same manner as in Example 1, the Young's modulus, the tensile properties, the extreme density of the texture in the plate thickness 1/8 layer and the plate thickness center layer were measured. The results are shown in Table 19 and Table 20. The hot rolling conditions not shown in Table 19 and Table 20 are all the same as in Example 1.

表１９及び表２０から明らかなように、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際にロール径が７００ｍｍ以下のロールを１パス以上使用すると、表層近傍での集合組織形成が促進され、更にヤング率が向上することが分かった。   As is apparent from Table 19 and Table 20, when a roll having a roll diameter of 700 mm or less is used for one or more passes when the steel having the chemical composition of the present invention is hot-rolled under appropriate conditions, a texture is formed in the vicinity of the surface layer. It was found that the Young's modulus was further improved.

「実施例７」
表２１〜表２４に示す鋼材を１２００℃から１２７０℃に加熱し、表２５〜表３２に示す熱延条件で熱延し、２ｍｍ厚の熱延鋼板とした。
また、これらの試料中、一部の試料については、６００〜７００℃にて６０分間、焼鈍を行った。
その後、特性の評価を行った。
表層のヤング率の測定は、表層から板厚１／６の厚みでサンプルを切り出し、上述した横共振法により測定した。
引張特性は、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２８０「金属材料の高温ヤング率測定方法」に準拠して引張試験片を採取し、幅方向（ＴＤ方向）の引張特性を評価した。 "Example 7"
The steel materials shown in Tables 21 to 24 were heated from 1200 ° C. to 1270 ° C. and hot-rolled under the hot rolling conditions shown in Tables 25 to 32 to obtain hot-rolled steel sheets having a thickness of 2 mm.
In addition, some of these samples were annealed at 600 to 700 ° C. for 60 minutes.
Thereafter, the characteristics were evaluated.
The measurement of the Young's modulus of the surface layer was performed by cutting the sample from the surface layer with a thickness of 1/6, and measuring by the above-described lateral resonance method.
For tensile properties, tensile test specimens were collected in accordance with Japanese Industrial Standards JIS Z 2280 “Method for measuring high-temperature Young's modulus of metal materials”, and the tensile properties in the width direction (TD direction) were evaluated.

形状凍結性の評価は、長さ２６０ｍｍ×幅５０ｍｍ×板厚の短冊状のサンプルを用い、パンチ幅７８ｍｍ、パンチ肩Ｒ５ｍｍ、ダイ肩Ｒ４ｍｍにて、種々のしわ押さえ厚でハット型に成形した後、三次元形状測定装置にて板幅中心部の形状を測定し、図１に示す様に、点Ａと点Ｂの接線と点Ｃと点Ｄの接線の交点の角度から９０°を引いた値の左右での平均値をスプリング・バック量、点Ｃと点Ｅ間の曲率半径ρ［ｍｍ］の逆数を左右で平均化した値を１０００倍したものを壁そり量として形状凍結性を評価した。１０００／ρが小さいほど形状凍結性は良好である。なお、曲げは圧延方向に対して垂直に折れ線が入るように行った。   The shape freezing property was evaluated by using a strip-shaped sample having a length of 260 mm, a width of 50 mm, and a plate thickness, after forming into a hat shape with various wrinkle holding thicknesses with a punch width of 78 mm, a punch shoulder R5 mm, and a die shoulder R4 mm. Then, the shape of the central part of the plate width was measured with a three-dimensional shape measuring device, and 90 ° was subtracted from the angle of the intersection of the tangent of point A and point B and the tangent of point C and point D as shown in FIG. The shape freezing property is evaluated using the average value of the left and right values as the spring back amount, and the value obtained by averaging the reciprocal of the radius of curvature ρ [mm] between points C and E multiplied by 1000 to the wall warp amount. did. The smaller the 1000 / ρ, the better the shape freezing property. In addition, bending was performed so that a broken line might enter perpendicularly to the rolling direction.

一般に、鋼板の強度が上昇すると形状凍結性が劣化することが知られている。本発明者らが実際の部品成形を行った結果から、上記方法によって測定されたしわ押さえ圧７０ｋＮでのスプリングバック量と１０００／ρがそれぞれ鋼板の引張強度ＴＳ[ＭＰａ]に対して（０．０１５×ＴＳ−６）（°）以下、（０．０１×ＴＳ−３）（ｍｍ^−１）以下となる場合には、際だって形状凍結性が良好となるために、この二つを同時に満足することを良好な形状凍結性の条件として評価した。結果を表９に示す。 In general, it is known that the shape freezeability deteriorates when the strength of a steel plate increases. From the results of actual part forming by the present inventors, the amount of springback and 1000 / ρ measured at the wrinkle holding pressure of 70 kN measured by the above method are (0. 015 × TS-6) (°) or less and (0.01 × TS-3) (mm ⁻¹ ) or less, the shape freezing property is remarkably good. It was evaluated as a condition of good shape freezing property. The results are shown in Table 9.

なお、表２５〜表３２において、圧延率は、熱間圧延の圧延率の合計が５０％以上の場合は「適」、５０％未満の場合は「不適」と表記した。
また、摩擦係数は、熱間圧延中の平均摩擦係数が０．２超の場合は「適」、０．２以下の場合は「不適」と表記した。
これらの表記は、以後の表３３〜４０の説明において共通する。 In Tables 25 to 32, the rolling rate was expressed as “appropriate” when the total rolling rate of hot rolling was 50% or more, and “unsuitable” when it was less than 50%.
The coefficient of friction was indicated as “appropriate” when the average coefficient of friction during hot rolling was more than 0.2, and “unsuitable” when it was 0.2 or less.
These notations are common in the following description of Tables 33-40.

表２５〜表３２から明らかなように、しわ押さえ圧を増加すると、１０００／ρは減少する傾向にある。しかしながら、どの様なしわ押さえ圧を選択しても鋼板の形状凍結性の優位性の順位は変化しない。従って、しわ押さえ圧７０ｋＮでの評価は鋼板の形状凍結性を良く代表している。   As apparent from Tables 25 to 32, when the wrinkle pressure is increased, 1000 / ρ tends to decrease. However, no matter what wrinkle holding pressure is selected, the order of superiority of the shape freezing property of the steel sheet does not change. Therefore, the evaluation at the wrinkle holding pressure of 70 kN well represents the shape freezing property of the steel sheet.

「実施例８」
表２１及び表２２に示した鋼Ｐ５とＰ８を用いて異周速圧延を行った。周速率は全６段からなる仕上げ圧延スタンドにおいて最終の３段で変化させた。熱延条件、引張特性、ヤング率の測定結果、及び形状凍結性の評価結果を表３３及び表３４に示す。なお、表３３及び表３４中に記載されていない製造条件については実施例７と全く同様である。 "Example 8"
Different peripheral speed rolling was performed using steels P5 and P8 shown in Table 21 and Table 22. The peripheral speed ratio was changed in the final three stages in a finish rolling stand having a total of six stages. Tables 33 and 34 show the hot rolling conditions, tensile properties, Young's modulus measurement results, and shape freezing evaluation results. The manufacturing conditions not described in Table 33 and Table 34 are exactly the same as in Example 7.

表３３及び表３４から明らかなように、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際に１％以上の異周速圧延を１パス以上加えると、表層近傍でのヤング率が更に向上し、形状凍結性が良好となることが分かった。   As apparent from Table 33 and Table 34, when hot rolling the steel having the chemical composition of the present invention under appropriate conditions, adding 1% or more of different peripheral speed rolling for one or more passes, the Young's modulus in the vicinity of the surface layer Was further improved, and the shape freezing property was found to be good.

「実施例９」
表２１及び表２２に示した鋼Ｐ５とＰ８を用いて小径ロール圧延を行った。ロール径は
全６段からなる仕上げ圧延スタンドにおいて最終の三段で変化させた。熱延条件、引張特
性、ヤング率の測定結果、及び形状凍結性の評価結果を表３５及び表３６に示す。なお、
表３５及び表３６中に記載されていない製造条件については実施例７と全く同様である。 "Example 9"
Small diameter roll rolling was performed using the steels P5 and P8 shown in Table 21 and Table 22. The roll diameter was changed in the final three stages in a finish rolling stand having a total of six stages. Tables 35 and 36 show the hot rolling conditions, tensile properties, Young's modulus measurement results, and shape freezing evaluation results. In addition,
Manufacturing conditions not described in Table 35 and Table 36 are exactly the same as in Example 7.

表３５及び表３６から明らかなように、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際に、ロール径が７００ｍｍ以下のロールを１パス以上使用すると、表層近傍でのヤング率が更に向上し、形状凍結性も向上することが分かった。   As apparent from Tables 35 and 36, when the steel having the chemical composition of the present invention is hot-rolled under appropriate conditions, the Young's modulus in the vicinity of the surface layer is obtained when a roll having a roll diameter of 700 mm or less is used for one pass or more. Was further improved, and the shape freezing property was also improved.

「実施例１０」
表２１及び表２２に示した鋼Ｐ５とＰ８を用いて冷延焼鈍鋼板を製造した。熱延、冷延、焼鈍の各条件、引張特性、ヤング率の測定結果、及び形状凍結性の評価結果を表３７及び表３８に示す。なお、表３７及び表３８中に記載されていない製造条件については実施例７と全く同様である。 "Example 10"
Cold-rolled annealed steel sheets were manufactured using the steels P5 and P8 shown in Table 21 and Table 22. Tables 37 and 38 show the hot rolling, cold rolling and annealing conditions, tensile characteristics, Young's modulus measurement results, and shape freezing evaluation results. The production conditions not described in Tables 37 and 38 are exactly the same as in Example 7.

表３７及び表３８から明らかなように、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱
延、冷延、焼鈍を行うと、表層のヤング率が２４５ＧＰａを越えるとともに、形状凍結性
も向上することが分かった。 As apparent from Tables 37 and 38, when the steel having the chemical composition of the present invention is hot-rolled, cold-rolled and annealed under appropriate conditions, the Young's modulus of the surface layer exceeds 245 GPa and the shape freezing property is also improved. I found out that

「実施例１１」
表１及び表２に示した鋼Ａ及びＣ、並びに表３及び表４に示したＳ，ＡＢ及びＡＣを用いて表３９に示した条件で熱間圧延を行った。表３９において、平均冷却速度は、ＦＴと６００℃の温度差を、熱間圧延直後から６００℃に冷却するまでの時間で除した値である。また、表３９には、金属組織、引張特性及びヤング率の測定結果も示した。
表３９の面積率は、鋼板の圧延方向断面の１／４厚部で金属組織を光学顕微鏡によって１００〜８００倍で観察し、２〜５視野の写真撮影を行い、画像処理によって求めたベイナイト相の面積率である。なお、光学顕微鏡による金属組織の観察に用いた試料は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として採取した小片を樹脂に埋め込み、鏡面研磨し、ナイタールによって腐食したものである。また、ベイナイト相の残部は、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト、セメンタイトの少なくとも１つ以上であった。
表４０には、板厚１／８層及び板厚中心層における集合組織の極密度及び穴拡げ試験結果を示す。穴拡げ試験は、１辺１００ｍｍの試験片の中央に径１０ｍｍの打ち抜き穴を加工し、その初期穴を頂角６０°の円錐ポンチにて押し広げ、割れが鋼板を貫通した時点での穴径ｄ［ｍｍ］を測定し、初期穴径１０ｍｍに対する穴拡げ率λ［％］を次式によって求めた。
λ＝｛（ｄ−１０）／１０｝×１００（％）
穴拡げ率は、鋼板の強度の上昇によって劣化するため、λ［％］）／ＴＳ［ＭＰａ］を穴拡げ性の指標とし、その値が０．１５以上のものを穴拡げ性良好として評価した。 "Example 11"
Using steels A and C shown in Tables 1 and 2 and S, AB and AC shown in Tables 3 and 4, hot rolling was performed under the conditions shown in Table 39. In Table 39, the average cooling rate is a value obtained by dividing the temperature difference between FT and 600 ° C by the time from immediately after hot rolling to cooling to 600 ° C. Table 39 also shows the measurement results of the metal structure, tensile properties, and Young's modulus.
The area ratio in Table 39 is the bainite phase obtained by observing the metal structure at an optical thickness of 100 to 800 times with an optical microscope at ¼ thick part of the cross section in the rolling direction of the steel sheet, taking photographs of 2 to 5 fields of view, and image processing. Is the area ratio. The sample used for observing the metallographic structure with an optical microscope is a sample obtained by embedding a small piece taken with a plate thickness cross section parallel to the rolling direction as an observation surface in a resin, mirror polishing, and corroding with nital. The balance of the bainite phase was at least one of martensite, retained austenite, pearlite, and cementite.
Table 40 shows the extreme density of the texture and the hole expansion test results in the plate thickness 1/8 layer and the plate thickness center layer. In the hole expansion test, a punched hole with a diameter of 10 mm is processed in the center of a test piece with a side of 100 mm, the initial hole is expanded with a conical punch with an apex angle of 60 °, and the hole diameter when the crack penetrates the steel plate. d [mm] was measured, and a hole expansion ratio λ [%] with respect to an initial hole diameter of 10 mm was obtained by the following equation.
λ = {(d−10) / 10} × 100 (%)
Since the hole expansion rate deteriorates with an increase in the strength of the steel sheet, λ [%]) / TS [MPa] was used as an index of hole expansion property, and a value of 0.15 or more was evaluated as good hole expansion property. .

表３９及び表４０から明らかなように、本発明の成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延することにより、鋼板の金属組織中に占めるベイナイト相の面積率が９０％以上の場合、ヤング率が高く、かつ穴拡げ性にも優れた鋼板が得られる。

As apparent from Table 39 and Table 40, when the area ratio of the bainite phase in the metal structure of the steel sheet is 90% or more by hot rolling steel having the components of the present invention under appropriate conditions, Young A steel sheet having a high rate and excellent hole expansibility is obtained.

本発明に係る高ヤング率鋼板は、自動車、家庭電気製品、建築物等に使用される。また、本発明に係る高ヤング率鋼板は、表面処理をしない狭義の熱延鋼板および冷延鋼板と、防錆のために溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気めっきなどの表面処理を施した広義の熱延鋼板および冷延鋼板を含む。更に、アルミ系のめっきも含む。さらに、これらの熱延鋼板、冷延鋼板、各種めっき鋼板の表面に有機皮膜、無機皮膜、塗装などを有する鋼板や、それらを複数組み合わせて有する鋼板も含まれる。   The high Young's modulus steel plate according to the present invention is used for automobiles, household electrical appliances, buildings, and the like. In addition, the high Young's modulus steel sheet according to the present invention is subjected to surface treatment such as hot galvanizing, cold galvanizing, galvanizing, electroplating, etc. Broadly defined hot rolled steel sheet and cold rolled steel sheet. In addition, aluminum-based plating is also included. Furthermore, the steel plate which has an organic membrane | film | coat, an inorganic membrane | film | coat, coating, etc. on the surface of these hot-rolled steel plates, cold-rolled steel plates, and various plated steel plates, and the steel plate which has combined these two are also contained.

本発明に係る高ヤング率鋼板は、高いヤング率を有する鋼板であるから、使用に当たっては今までの鋼板より板厚を減少させることが可能になり、その結果、軽量化が可能になる。従って、地球環境保全に寄与することができる。
また、本発明に係る高ヤング率鋼板により、形状凍結性が改善され、自動車用部材などのプレス部品への高強度鋼板の適用が容易になる。さらに、本発明に係る鋼板は、衝突エネルギー吸収特性にも優れているので、自動車の安全性の向上にも寄与するものである。 Since the high Young's modulus steel sheet according to the present invention is a steel sheet having a high Young's modulus, it is possible to reduce the thickness of the steel sheet compared to the conventional steel sheet when used, and as a result, the weight can be reduced. Therefore, it can contribute to global environment conservation.
Moreover, the shape freezing property is improved by the high Young's modulus steel plate according to the present invention, and the application of the high-strength steel plate to a pressed part such as an automobile member becomes easy. Furthermore, since the steel plate according to the present invention is excellent in the collision energy absorption characteristics, it contributes to the improvement of the safety of the automobile.

ハット曲げ試験に用いた試験片を示す断面図である。It is sectional drawing which shows the test piece used for the hat bending test.

Claims (29)

質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．３０％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、
さらに、Ｍｏ：０．００５〜１．５％を含有し、かつ、Ｍｏ、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下の群から選択された１種または２種以上をＭｏとの合計で０．０１５〜１．９１質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
板厚の１／８層における｛１１０｝＜２２３＞及び｛１１０｝＜１１１＞のいずれか一方または双方の極密度が１０以上であり、
板厚の１／８層における｛１１０｝＜００１＞の極密度が６以下であり、圧延方向のヤング率が２３０ＧＰａ超であることを特徴とする高ヤング率鋼板。 In mass%, C: 0.0005 to 0.30%, Si: 2.5% or less, Mn: 0.1 to 5.0%, P: 0.15% or less, S: 0.015% or less, Al: 0.15% or less, N: 0.01% or less,
Furthermore, it contains Mo: 0.005 to 1.5%, and Mo, Nb: 0.005 to 0.20%, B: 0.0001 to 0.01%, Ti: 48/14 × N ( 1% or more selected from the group of not less than 0.2% by mass and a total of 0.015 to 1.91% by mass with Mo, with the balance consisting of Fe and inevitable impurities,
The pole density of any one or both of {110} <223> and {110} <111> in the 1/8 layer of the plate thickness is 10 or more,
A high Young's modulus steel sheet, wherein the pole density of {110} <001> in the 1 / 8th layer of the sheet thickness is 6 or less, and the Young's modulus in the rolling direction is more than 230 GPa. 前記Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉを全て含有するとともに、Ｍｏ：０．１５〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．０００６〜０．０１％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下とし、
板厚の１／８層における｛１１０｝＜００１＞の極密度が３以下であることを特徴とする請求項１記載の高ヤング率鋼板。 While containing all of the Mo, Nb, B, and Ti, Mo: 0.15 to 1.5%, Nb: 0.01 to 0.20%, B: 0.0006 to 0.01%, Ti: 48 / 14 × N (mass%) to 0.2%,
The high Young's modulus steel plate according to claim 1, wherein the pole density of {110} <001> in the 1/8 layer of the plate thickness is 3 or less. Ｍｏ：０．００４〜０．６２％を含有し、かつ、Ｍｏ、Ｂ：０．０００３〜０．００３１％、Ｎｂ：０．０１２〜０．０９５％、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（質量％）以上０．２％以下の群から選択された１種または２種以上をＭｏとの合計で０．０２１６〜０．６６４６質量％含有してなることを特徴とする請求項１に記載の高ヤング率鋼板。 Mo: 0.004 to 0.62%, and Mo, B: 0.0003 to 0.0031%, Nb: 0.012 to 0.095%, Ti: 48/14 × N (mass% 2) One or two or more selected from the group of 0.2% or less is contained in a total amount of 0.0216 to 0.6646% by mass with Mo. Young's modulus steel plate. 少なくとも板厚の表層から１／８層における圧延方向のヤング率が２４０ＧＰａ以上であることを特徴とする請求項１、２または３記載の高ヤング率鋼板。   The high Young's modulus steel sheet according to claim 1, 2 or 3, wherein the Young's modulus in the rolling direction in at least 1/8 layer from the surface layer of the sheet thickness is 240 GPa or more. 更に、板厚の１／２層における｛２１１｝＜０１１＞の極密度が６以上であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。   5. The high Young's modulus steel plate according to claim 1, wherein the pole density of {211} <011> in the ½ layer of the plate thickness is 6 or more. 更に、板厚の１／２層における｛３３２｝＜１１３＞の極密度が６以上であることを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。   The high Young's modulus steel plate according to any one of claims 1 to 5, wherein the pole density of {332} <113> in the 1/2 layer of the plate thickness is 6 or more. 更に、板厚の１／２層における｛１００｝＜０１１＞の極密度が６以下であることを特徴とする請求項１ないし６のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。   The high Young's modulus steel plate according to any one of claims 1 to 6, wherein the pole density of {100} <011> in a half layer of the plate thickness is 6 or less. ２％引張後、１７０℃、２０分熱処理を加え再度引張試験を行ったときの上降伏点から２％引張時の流動応力を差し引いた値で評価されるＢＨ量（ＭＰａ）が５ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１ないし７のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。   BH amount (MPa) evaluated by the value obtained by subtracting the flow stress at the time of 2% tension from the upper yield point when heat treatment is performed again at 170 ° C. for 20 minutes after 2% tension, and 5 MPa or more and 200 MPa or less. The high Young's modulus steel sheet according to any one of claims 1 to 7, wherein the steel sheet has a high Young's modulus. 更に、Ｃａ：０．０００５〜０．０１質量％を含むことを特徴とする請求項１ないし８のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。   Furthermore, Ca: 0.0005-0.01 mass% is included, The high Young's modulus steel plate of any one of Claim 1 thru | or 8 characterized by the above-mentioned. Ｓｎ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ｗ，Ｚｒ，Ｖ，Ｍｇ，希土類元素の群から選択された１種または２種以上を合計で０．００１〜１．０質量％含むことを特徴とする請求項１ないし９のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。   It contains 0.001 to 1.0% by mass in total of one or more selected from the group consisting of Sn, Co, Zn, W, Zr, V, Mg, and rare earth elements. 9. The high Young's modulus steel plate according to any one of 9 above. Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒの群から選択された１種または２種以上を合計で０．００１〜４．０質量％含むことを特徴とする請求項１ないし１０のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板。   The high Young's modulus according to any one of claims 1 to 10, comprising 0.001 to 4.0% by mass in total of one or more selected from the group of Ni, Cu, and Cr. steel sheet. 金属組織が、面積率で９０％以上のベイナイト相と、残部がマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト及びセメンタイトの少なくとも１つ以上からなることを特徴とする請求項１ないし１１のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板。   The metal structure is composed of a bainite phase having an area ratio of 90% or more, and the balance is composed of at least one of martensite, retained austenite, pearlite, and cementite, according to any one of claims 1 to 11. High Young's modulus steel plate. 請求項１ないし１２のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。   A hot dip galvanized steel sheet, wherein the high Young's modulus steel sheet according to any one of claims 1 to 12 is subjected to hot dip galvanization. 請求項１ないし１２のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。   An alloyed hot-dip galvanized steel sheet, wherein the high Young's modulus steel sheet according to any one of claims 1 to 12 is subjected to alloying hot-dip galvanizing. 請求項１ないし１２のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする高ヤング率鋼管。   A high Young's modulus steel pipe according to any one of claims 1 to 12, wherein the high Young's modulus steel plate is wound in an arbitrary direction. 請求項１３記載の溶融亜鉛めっき鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管。   A hot galvanized steel pipe having a high Young's modulus, wherein the hot dip galvanized steel sheet according to claim 13 is wound in an arbitrary direction. 請求項１４記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管。   The alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to claim 14 is wound in an arbitrary direction. 請求項１、２、９〜１１のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板の製造方法であって、請求項１、２、９〜１１のいずれか１項記載の鋼組成を有するスラブを１０００℃以上の温度に加熱し、熱間圧延をする際、熱間圧延中の平均摩擦係数が０．２超、下記式［１］で計算される有効ひずみ量ε^＊が０．４以上、かつ圧下率の合計が５０％以上となるように圧延を行い、Ａｒ_３変態点以上９００℃以下の温度で熱間圧延を終了することを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。

ここで、ｎは仕上げ熱延の圧延スタンド数、εｊはｊ番目のスタンドで加えられたひずみ、εｎはｎ番目のスタンドで加えられたひずみ、ｔｉはｉ〜ｉ＋１番目のスタンド間の走行時間（秒）、τｉは気体常数Ｒ（＝１．９８７）とｉ番目のスタンドの圧延温度Ｔｉ（Ｋ）によって下記式［２］で計算できる。
τｉ＝８．４６×１０^−９・ｅｘｐ｛４３８００／Ｒ／Ｔｉ｝……［２］ It is a manufacturing method of the high Young's modulus steel plate of any one of Claims 1, 2, and 9-11, Comprising: 1000 slabs which have the steel composition of any one of Claims 1, 2, 9-11 are 1000. When heating to a temperature of ℃ or higher and hot rolling, the average friction coefficient during hot rolling exceeds 0.2, the effective strain amount ε ^* calculated by the following formula [1] is 0.4 or more, and A method for producing a high Young's modulus steel sheet, wherein rolling is performed so that the total reduction ratio is 50% or more, and hot rolling is terminated at a temperature of Ar ₃ transformation point to 900 ° C.

Here, n is the number of finishing hot rolling rolling stands, εj is the strain applied at the jth stand, εn is the strain applied at the nth stand, ti is the travel time between the i to i + 1th stands ( S) and τi can be calculated by the following equation [2] using the gas constant R (= 1.987) and the rolling temperature Ti (K) of the i-th stand.
τi = 8.46 × 10 ⁻⁹ · exp {43800 / R / Ti} …… [2] 前記熱間圧延を実施する際に異周速率が１％以上の異周速圧延を少なくとも１パス以上施すことを特徴とする請求項１８記載の高ヤング率鋼板の製造方法。   19. The method for producing a high Young's modulus steel sheet according to claim 18, wherein, when performing the hot rolling, at least one pass of different peripheral speed rolling with a different peripheral speed ratio of 1% or more is performed. 前記熱間圧延を実施する際にロール径が７００ｍｍ以下の圧延ロールを少なくとも１つ以上使用することを特徴とする請求項１８または１９記載の高ヤング率鋼板の製造方法。   The method for producing a high Young's modulus steel sheet according to claim 18 or 19, wherein at least one rolling roll having a roll diameter of 700 mm or less is used when performing the hot rolling. 前記熱間圧延の後、最終仕上出側の温度から６００℃までを平均冷却速度１０〜２００℃/ｓで冷却し、４００〜６００℃で巻き取ることを特徴とする請求項１８ないし２０のいずれか１項に記載の高ヤング率鋼板の製造方法。   21. The method according to claim 18, wherein after the hot rolling, the temperature from the final finishing side to 600 ° C. is cooled at an average cooling rate of 10 to 200 ° C./s and wound up at 400 to 600 ° C. The manufacturing method of the high Young's modulus steel plate of Claim 1. 前記熱間圧延終了後の熱延鋼板を、酸洗後、連続焼鈍ラインまたは箱焼鈍にて最高到達温度５００℃以上９５０℃以下にて焼鈍することを特徴とする請求項１８ないし２１のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板の製造方法。   The hot-rolled steel sheet after completion of the hot rolling is annealed at a maximum temperature of 500 ° C or more and 950 ° C or less in a continuous annealing line or box annealing after pickling. A method for producing a high Young's modulus steel sheet according to item 1. 請求項１８ないし２２のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板の製造方法により得られた熱延鋼板を酸洗後、６０％未満の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、焼鈍することを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。   23. After pickling the hot-rolled steel sheet obtained by the method for producing a high Young's modulus steel sheet according to any one of claims 18 to 22, cold rolling is performed at a reduction rate of less than 60%, and then annealing. A method for producing a high Young's modulus steel sheet. 請求項１８ないし２２のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板の製造方法により得られた熱延鋼板に６０％未満の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、最高到達温度５００℃以上９５０℃以下にて焼鈍し、次いで、５５０℃以下まで冷却し、次いで、１５０〜５５０℃にて熱処理を行うことを特徴とする高ヤング率鋼板の製造方法。   A hot rolled steel sheet obtained by the method for producing a high Young's modulus steel sheet according to any one of claims 18 to 22 is cold-rolled at a rolling reduction of less than 60%, and then a maximum attained temperature of 500 ° C or more and 950 ° C. A method for producing a high Young's modulus steel sheet, characterized by annealing in the following, then cooling to 550 ° C. or lower, and then performing heat treatment at 150 to 550 ° C. 請求項２２ないし２４のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板の製造方法における最終の焼鈍の後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。   25. A method for producing a hot dip galvanized steel sheet, comprising performing hot dip galvanizing after the final annealing in the method for producing a high Young's modulus steel sheet according to any one of claims 22 to 24. 請求項２５記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法における溶融亜鉛めっきの後、４５０〜６００℃にて１０秒以上の熱処理を施すことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。   The manufacturing method of the galvannealed steel plate characterized by performing the heat processing for 10 second or more at 450-600 degreeC after the hot dip galvanization in the manufacturing method of the hot dip galvanized steel plate of Claim 25. 請求項１８ないし２４のいずれか１項記載の高ヤング率鋼板の製造方法により得られた高ヤング率鋼板を、任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする高ヤング率鋼管の製造方法。   25. A method for producing a high Young's modulus steel pipe, comprising: rolling a high Young's modulus steel plate obtained by the method for producing a high Young's modulus steel plate according to any one of claims 18 to 24 into a steel pipe in an arbitrary direction. . 請求項２５記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法により得られた溶融亜鉛めっき鋼板を、任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管の製造方法。   A method for producing a high Young's modulus hot-dip galvanized steel pipe, wherein the hot-dip galvanized steel sheet obtained by the method for producing a hot-dip galvanized steel sheet according to claim 25 is wound into an arbitrary direction to form a steel pipe. 請求項２６記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法により得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、任意の方向に巻いて鋼管にすることを特徴とする高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管の製造方法。   An alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained by the method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to claim 26, wherein the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is rolled into an arbitrary direction to form a steel pipe. Production method.

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