JP5053157B2 - High strength high Young's modulus steel plate with good press formability, hot dip galvanized steel plate, alloyed hot dip galvanized steel plate and steel pipe, and production method thereof - Google Patents

Description

本発明は、プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法に関するものである。   The present invention relates to a high-strength, high Young's modulus steel plate having good press formability, a hot-dip galvanized steel plate, an alloyed hot-dip galvanized steel plate, a steel pipe, and methods for producing them.

自動車の軽量化、搭乗者安全性の確保のために、自動車車体では、軟鋼板から高強度鋼板への材料の置換が進められている。今後、更に、自動車車体の軽量化を進めていくために、従来以上に高強度の鋼板を使用したいという要望が高まりつつある。   In order to reduce the weight of automobiles and ensure the safety of passengers, replacement of materials from mild steel sheets to high-strength steel sheets is being promoted in automobile bodies. In the future, in order to further reduce the weight of automobile bodies, there is a growing demand for using steel sheets with higher strength than before.

複雑な形状の自動車部品に高強度鋼板を適用するには、良好なプレス成形性を確保する必要がある。そのため、鋼板にオーステナイトを残留させ、この残留オーステナイト（以下、残留γともいう。）のマルテンサイトへの加工誘起変態を利用し、プレス成形性を向上させた高強度鋼板が提案されている（例えば、特許文献１）。また、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用して、良好な加工性を有しつつ、自動車の衝突時の衝撃エネルギー吸収能を高める方法が提案されている（例えば、特許文献２）。   In order to apply a high-strength steel sheet to a complicated-shaped automobile part, it is necessary to ensure good press formability. Therefore, a high-strength steel sheet has been proposed in which austenite remains in the steel sheet and this form of retained austenite (hereinafter also referred to as residual γ) is transformed into martensite to improve press formability (for example, Patent Document 1). In addition, a method has been proposed that uses the processing-induced transformation of retained austenite to improve the impact energy absorption capability at the time of automobile collision while having good workability (for example, Patent Document 2).

一方、高強度鋼板をプレス成形した場合、例えば、曲げ加工される部位では、加工冶具の形状から離すと、加工前の形状の方向に戻ろうとするスプリングバックと呼ばれる現象が生じる。このスプリングバックが発生すると、狙いとする加工部品の形状が得られないため、従来、自動車車体への高強度鋼板の適用は、主として、４４０ＭＰａ以下に限られていた。即ち、４９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を自動車車体に適用するには、プレス成形性だけでなく、スプリングバックが少なく、形状凍結性も良い高強度鋼板が必要である。   On the other hand, when a high-strength steel plate is press-formed, for example, in a portion to be bent, if it is separated from the shape of the processing jig, a phenomenon called a springback that tries to return to the direction of the shape before processing occurs. When this springback occurs, the shape of the target processed part cannot be obtained, and conventionally, the application of high-strength steel sheets to automobile bodies has been mainly limited to 440 MPa or less. That is, in order to apply a high-strength steel plate of 490 MPa or more to an automobile body, not only press formability but also a high-strength steel plate with less spring back and good shape freezing property is required.

スプリングバックの発生は、応力除荷時に弾性歪分が元に戻ることに起因するため、弾性歪量が小さい場合には、スプリングバック量が減少する。また、弾性歪量はヤング率の増加によって減少するので、高ヤング率化によってスプリングバックを抑制することができる。更に、ヤング率の増加により、高剛性にもなることから、ヤング率は自動車の車体骨格部材に対しては重要な特性である。この点については、特許文献１及び２に、開示されておらず、鋼板の成形性とヤング率を同時に高める方法については、不明である。   Since the occurrence of springback is due to the return of the elastic strain at the time of stress unloading, the amount of springback decreases when the amount of elastic strain is small. Further, since the amount of elastic strain decreases as the Young's modulus increases, springback can be suppressed by increasing the Young's modulus. Furthermore, the Young's modulus is an important characteristic for a vehicle body skeleton member of an automobile because the Young's modulus increases and the rigidity becomes high. This point is not disclosed in Patent Documents 1 and 2, and the method for simultaneously improving the formability and Young's modulus of the steel sheet is unclear.

このような要求に対して、本発明者らの一部は、鋼板の表層部に剪断歪みを与え、表層部の圧延方向のヤング率を高める方法を提案している（例えば、特許文献３、４）。特許文献３及び４に提案されている方法によって得られる鋼板は、表層部に圧延方向のヤング率を高める集合組織を発達させたものである。そのため、これらの鋼板は、表層部のヤング率が高く、振動法によって測定したヤング率が２３０ＧＰａ超という高い数値を示す。   In response to such demands, some of the present inventors have proposed a method of imparting shear strain to the surface layer portion of the steel sheet and increasing the Young's modulus in the rolling direction of the surface layer portion (for example, Patent Document 3, 4). The steel sheet obtained by the methods proposed in Patent Documents 3 and 4 has a developed texture that increases the Young's modulus in the rolling direction in the surface layer portion. Therefore, these steel sheets have a high Young's modulus of the surface layer portion and a high value of Young's modulus measured by the vibration method of more than 230 GPa.

なお、鉄のヤング率と結晶方位との相関は非常に強く、例えば、＜１１１＞方向のヤング率は、理想的には、２８０ＧＰａを超え、＜１１０＞方向のヤング率は約２２０ＧＰａである。一方、＜１００＞方向のヤング率は、１３０ＧＰａ程度であり、結晶方位によってヤング率は変化する。また、鋼材の結晶方位が、特定の方位への配向を有さない場合、即ち、集合組織がランダムである鋼板のヤング率は、約２０５ＧＰａである。   Note that the correlation between the Young's modulus of iron and the crystal orientation is very strong. For example, the Young's modulus in the <111> direction ideally exceeds 280 GPa and the Young's modulus in the <110> direction is about 220 GPa. On the other hand, the Young's modulus in the <100> direction is about 130 GPa, and the Young's modulus changes depending on the crystal orientation. Further, when the crystal orientation of the steel material does not have an orientation in a specific orientation, that is, the Young's modulus of the steel sheet having a random texture is about 205 GPa.

ヤング率の測定法の一つである振動法は、周波数を変化させながら鋼鈑に曲げ変形を与えて、共振が起こる周波数を求め、それを、ヤング率に換算する測定方法である。このような方法で測定されたヤング率は、動的ヤング率とも呼ばれ、曲げ変形時に得られるヤング率であり、曲げモーメントの大きい表層部の寄与が大きい。   The vibration method, which is one of the methods for measuring Young's modulus, is a measuring method in which bending deformation is applied to the steel sheet while changing the frequency to determine the frequency at which resonance occurs, and this is converted into Young's modulus. The Young's modulus measured by such a method is also called dynamic Young's modulus, and is the Young's modulus obtained at the time of bending deformation, and the contribution of the surface layer portion having a large bending moment is large.

しかし、プレス加工時のスプリングバックを考慮した場合、鋼板には曲げモーメントのみならず、引張応力や圧縮応力なども負荷される。そのため、スプリングバックを抑制するには曲げ変形時に得られるヤング率のみならず、引張応力及び圧縮応力に対するヤング率を高めることが重要となる。したがって、引張応力及び圧縮応力が作用する部材のヤング率については、振動法のみならず、静的引張法で測定するヤング率、即ち静的ヤング率の向上が重要となる。   However, when considering the spring back during press working, not only the bending moment but also tensile stress and compressive stress are applied to the steel sheet. Therefore, in order to suppress the spring back, it is important to increase not only the Young's modulus obtained at the time of bending deformation but also the Young's modulus with respect to tensile stress and compressive stress. Therefore, regarding the Young's modulus of a member on which tensile stress and compressive stress act, it is important to improve the Young's modulus measured by the static tension method, that is, the static Young's modulus, as well as the vibration method.

静的ヤング率は、引張試験を行った際に得られる応力―歪曲線の弾性変形領域での傾きから求められるヤング率であり、ヤング率の高い層と低い層の厚みの比のみで決まる材料全体としてのヤング率である。   Static Young's modulus is the Young's modulus obtained from the slope in the elastic deformation region of the stress-strain curve obtained when performing a tensile test, and is determined only by the ratio of the thickness of the high Young's layer to the low layer. The Young's modulus as a whole.

したがって、圧延方向の静的ヤング率を高めるには、表層から板厚方向の深い部位までの集合組織を制御する必要がある。更には、表層から板厚中心部位までの全板厚での集合組織を制御することが、より好ましい。しかし、特許文献３及び４に提案されている方法では、圧延時に板厚の中央部まで剪断歪みを導入することは困難であった。   Therefore, in order to increase the static Young's modulus in the rolling direction, it is necessary to control the texture from the surface layer to the deep part in the thickness direction. Furthermore, it is more preferable to control the texture at the entire plate thickness from the surface layer to the central portion of the plate thickness. However, with the methods proposed in Patent Documents 3 and 4, it was difficult to introduce shear strain to the center of the plate thickness during rolling.

また、成分や製造条件によっては、板厚中心部の集合組織には圧延方向のヤング率を低下させる方位が発達する可能性もある。そのため、振動法で測定したヤング率については、２３０ＧＰａ以上にまで高めることができているものの、静的引張法で測定したヤング率は、必ずしも高いものではなかった。即ち、静的引張法で測定される圧延方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上である鋼板は存在しなかった。更に、プレス成形性の向上に有効な残留オーステナイト含む鋼板の製造方法に関しては開示していない。   In addition, depending on the components and manufacturing conditions, an orientation that reduces the Young's modulus in the rolling direction may develop in the texture at the center of the plate thickness. Therefore, although the Young's modulus measured by the vibration method can be increased to 230 GPa or more, the Young's modulus measured by the static tension method is not necessarily high. That is, there was no steel sheet having a Young's modulus in the rolling direction of 220 GPa or more as measured by the static tension method. Furthermore, it does not disclose a method for producing a steel sheet containing retained austenite that is effective for improving press formability.

特開平６−１４５８９２号公報Japanese Patent Laid-Open No. 6-145892 特開平１１−０８０８７９号公報Japanese Patent Laid-Open No. 11-080879 特開２００５−２７３００１号公報JP 2005-273001 A 国際公開第０６／０１１５０３号パンフレットInternational Publication No. 06/011503 Pamphlet

結晶方位は、通常、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞という表示で示され、｛ｈｋｌ｝が板面方位、＜ｕｖｗ＞が圧延方向方向を示す。したがって、圧延方向で高いヤング率を得るためには、圧延方向の方位である＜ｕｖｗ＞が、できるだけ、ヤング率の高い方向に揃うように制御する必要がある。   The crystal orientation is usually indicated by the indication {hkl} <uvw>, {hkl} indicates the plate surface orientation, and <uvw> indicates the rolling direction. Therefore, in order to obtain a high Young's modulus in the rolling direction, it is necessary to control <uvw>, which is an orientation in the rolling direction, to be aligned in a direction having a high Young's modulus as much as possible.

本発明は、この原理に基づき、特に、静的引張法で測定された圧延方向のヤング率が高く、良好な加工性と衝撃エネルギー吸収能を有する、プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法を提供するものである。   The present invention is based on this principle, in particular, has a high Young's modulus in the rolling direction measured by the static tension method, has good workability and impact energy absorption capability, and has high strength and high Young's modulus with good press formability. The present invention provides a steel plate, a hot dip galvanized steel plate, an alloyed hot dip galvanized steel plate and a steel pipe, and methods for producing them.

本発明者らは、静的引張法で測定された圧延方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上で、かつ、残留オーステナイトを３〜２０％含む複合組織型の高ヤング率鋼板を得るため、検討を行った。   The present inventors have studied in order to obtain a composite-structured high Young's modulus steel sheet having a Young's modulus in the rolling direction measured by a static tension method of 220 GPa or more and 3 to 20% of retained austenite. .

その結果、圧延方向の静的ヤング率を向上させるには、Ｎｂを添加し、ＴｉとＮを所定量含有させて、オーステナイト相（以下、γ相という。）での再結晶を抑制することが重要であり、更に、Ｂを複合添加すると効果が顕著であること、また、熱間圧延においては、圧延温度と、圧延ロールの入側及び出側での板厚と圧延ロールの直径から求める形状比が重要であり、これらを適正な範囲に制御することにより、鋼板の表面において、剪断歪みを付与された層の厚みが増し、表面から板厚方向への距離が板厚の１／６である部位（１／６板厚部という。）の付近に形成される集合組織も最適化されることを、新たに見出した。   As a result, in order to improve the static Young's modulus in the rolling direction, Nb is added and Ti and N are contained in a predetermined amount to suppress recrystallization in the austenite phase (hereinafter referred to as γ phase). In addition, the effect is remarkable when B is added in combination, and in hot rolling, the shape obtained from the rolling temperature, the sheet thickness on the entry side and the exit side of the rolling roll, and the diameter of the rolling roll. The ratio is important, and by controlling these within an appropriate range, the thickness of the layer subjected to shear strain is increased on the surface of the steel plate, and the distance from the surface to the plate thickness direction is 1/6 of the plate thickness. It was newly found that the texture formed in the vicinity of a certain part (referred to as a 1/6 plate thickness part) is also optimized.

それと同時に、ＳｉとＡｌを添加し、製造条件、特に、熱間圧延後、焼鈍後の冷却条件を適正に制御することにより、セメンタイトの生成を抑え、残留オーステナイトを十分に得ることができることを見出した。   At the same time, by adding Si and Al and controlling the manufacturing conditions, particularly the cooling conditions after hot rolling and annealing, it is found that the formation of cementite can be suppressed and the retained austenite can be sufficiently obtained. It was.

また、熱間加工を受けるγ相の変形挙動に影響を及ぼす積層欠陥エネルギーと、変態後の集合組織の間には相関があり、積層欠陥エネルギーは、表層から１／６板厚部、及び、板厚方向の中央部（１／２板厚部という。）近傍の、集合組織に影響を及ぼすことが判明した。したがって、表層と板厚中央の両方において、圧延方向のヤング率が向上する方位を発達させた集合組織を得るには、γ相の積層欠陥エネルギーに影響を及ぼすＭｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒの関係を最適化することが重要であるという知見も得た。   Further, there is a correlation between the stacking fault energy that affects the deformation behavior of the γ phase subjected to hot working and the texture after the transformation, and the stacking fault energy is 1/6 plate thickness from the surface layer, and It has been found that the texture is affected in the vicinity of the central portion (referred to as a 1/2 plate thickness portion) in the plate thickness direction. Therefore, in order to obtain a texture in which the orientation in which the Young's modulus in the rolling direction is improved is developed in both the surface layer and the center of the plate thickness, Mn, Mo, W, Ni, Cu affecting the stacking fault energy of the γ phase. They also learned that it is important to optimize the Cr relationship.

本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。   This invention is made | formed based on such knowledge, The place made into the summary is as follows.

（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．３００％、Ｍｎ：０．１０〜３．００％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％ 、Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％を含有し、Ｓｉ、Ａｌの一方又は双方を合計で０．１５〜３．０％含有し、Ｐ：０．１５０％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、下記（式１）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、フェライトとベイナイトの一方又は双方の体積率の合計が５０％超であり、残留オーステナイトの体積率が３〜２０％であり、鋼板の表面からの板厚方向の距離が板厚の１／６である位置の、｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が５以下であり、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が５以上であることを特徴とするプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。
Ｔｉ−４８／１４×Ｎ≧０．０００５ ・・・（式１）
ここで、Ｔｉ、Ｎは各元素の含有量［質量％］である。 (1) By mass%, C: 0.005 to 0.300%, Mn: 0.10 to 3.00%, Nb: 0.005 to 0.100%, Ti: 0.002 to 0.150% Containing 0.15 to 3.0% of one or both of Si and Al in total, P: 0.150% or less, S: 0.0150% or less, N: 0.0100% or less The following (Formula 1) is satisfied, the balance is made of Fe and inevitable impurities, the total volume ratio of one or both of ferrite and bainite is more than 50%, and the volume ratio of residual austenite is 3 to 20%. X-ray random intensity ratio of {100} <001> orientation and X-ray random of {110} <001> orientation at a position where the distance in the plate thickness direction from the surface of the steel plate is 1/6 of the plate thickness The sum with the intensity ratio is 5 or less, and {110} <111> to {110} <112 > High strength and high Young's modulus steel plate with good press formability, wherein the sum of the maximum value of the X-ray random intensity ratio of the orientation group and the X-ray random intensity ratio of the {211} <111> orientation is 5 or more .
Ti-48 / 14 × N ≧ 0.0005 (Formula 1)
Here, Ti and N are content [mass%] of each element.

（２）下記（式２）を満足することを特徴とする上記（１）に記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。
４≦３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≦１０
・・・（式２）
ここで、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。 (2) The high strength and high Young's modulus steel plate having good press formability according to the above (1), which satisfies the following (formula 2).
4 ≦ 3.2Mn + 9.6Mo + 4.7W + 6.2Ni + 18.6Cu + 0.7Cr ≦ 10
... (Formula 2)
Here, Mn, Mo, W, Ni, Cu, and Cr are the content [% by mass] of each element.

（３）質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｗ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．０１〜０．１５％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。
（４）質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。
（５）質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。 (3) By mass%, Mo: 0.01-1.00%, Cr: 0.01-2.00%, W: 0.01-0.10%, Cu: 0.01-0.15% Ni: 0.01-1.00% of 1 type or 2 types or more, The high strength and high Young's modulus steel plate with good press formability according to the above (1) or (2).
(4) High strength and high Young's modulus with good press formability according to any one of the above (1) to (3), wherein B: 0.0005 to 0.0100% by mass steel sheet.
(5) By mass%, one or more of Ca: 0.0005 to 0.1000%, Rem: 0.0005 to 0.1000%, V: 0.001 to 0.100% should be contained. A high-strength, high Young's modulus steel plate having good press formability according to any one of (1) to (4) above.

（６）鋼鈑の板厚方向の中央部の、｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）が１５以下であり、｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）が５以上であり、かつ、
（Ａ）／（Ｂ）≦１．００
を満足することを特徴とする上記（１）〜（５）の何れかに記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。
（７） 鋼鈑の板厚方向の中央部の、｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）が１５以下であり、｛００１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比との単純平均値（Ｃ）が５以上であり、かつ、
（Ａ）／（Ｃ）≦１．１０
を満足することを特徴とする上記（１）〜（６）の何れかに記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼鈑。 (6) The X-ray random intensity ratio (A) in the {332} <113> orientation at the center in the thickness direction of the steel sheet is 15 or less, and the X-ray random intensity ratio in the {112} <110> orientation ( B) is 5 or more, and
(A) / (B) ≦ 1.00
The high strength and high Young's modulus steel plate having good press formability according to any one of the above (1) to (5).
(7) The X-ray random intensity ratio (A) in the {332} <113> orientation at the center in the thickness direction of the steel sheet is 15 or less, and the X-ray random intensity ratio in the {001} <011> orientation The simple average value (C) with the X-ray random intensity ratio in the {112} <110> orientation is 5 or more, and
(A) / (C) ≦ 1.10.
The high strength and high Young's modulus steel plate having good press formability according to any one of the above (1) to (6).

（８）静的引張法で測定された圧延方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上であることを特徴とする上記（１）〜（７）の何れかに記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。   (8) The Young's modulus in the rolling direction measured by the static tension method is 220 GPa or more, and the high strength and high Young excellent in press formability according to any one of the above (1) to (7) Rate steel plate.

（９）上記（１）〜（８）の何れかに記載の高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とするプレス成形性の良好な高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板。
（１０）上記（１）〜（８）の何れかに記載の高ヤング率鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とするプレス成形性の良好な高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（１１）上記（１）〜（１０）の何れかに記載の高強度高ヤング率鋼板、高強度高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板、又は、高強度高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板を母材とする高ヤング率鋼管。 (9) A high Young's modulus hot-dip galvanized steel sheet having good press formability, wherein the high Young's modulus steel sheet according to any one of (1) to (8) above is hot-dip galvanized.
(10) High Young's modulus alloying and melting with good press formability, characterized in that alloyed hot dip galvanizing is applied to the high Young's modulus steel sheet according to any of (1) to (8) above Galvanized steel sheet.
(11) The high strength high Young's modulus steel sheet, high strength high Young's modulus hot dip galvanized steel sheet, or high strength high Young's modulus alloyed hot dip galvanized steel sheet according to any one of (1) to (10) above High Young's modulus steel pipe.

（１２）上記（１）〜（５）の何れかに記載の化学成分を有する鋼片に、１１００℃以下、最終パスまでの圧下率を４０％以上とし、下記（式３）によって求められる形状比Ｘが２．３以上である圧延を２パス以上とし、最終パスの温度をＡｒ₃変態点［℃］以上９００℃以下とする熱間圧延を施し、３０ｓ以内の空冷を行った後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で６５０〜８００℃の範囲内に冷却する第一制御冷却を行い、更に、２〜１５ｓの空冷を行い、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃超、５００℃未満の範囲内に冷却する第二制御冷却を行い、その後、巻き取ることを特徴とするプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板の製造方法。
形状比Ｘ＝ｌd／ｈm ・・・（式３）
ここで、ｌd（圧延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈin−ｈout）／２）
ｈm ：（ｈin＋ｈout）／２
Ｌ ：圧延ロールの直径
ｈin：圧延ロール入側の板厚
ｈout：圧延ロール出側の板厚 (12) The shape calculated | required by the following (Formula 3) on the steel piece which has a chemical component in any one of said (1)-(5) as 1100 degrees C or less and the reduction rate to the last pass | pass 40% or more. Rolling with a ratio X of 2.3 or more is set to 2 passes or more, hot rolling is performed so that the temperature of the final pass is Ar ₃ transformation point [° C.] or more and 900 ° C. or less, and air cooling is performed within 30 s. First control cooling is performed in a range of 650 to 800 ° C. at a cooling rate of not less than ℃ / s, and further air cooling is performed for 2 to 15 s, and a cooling rate of 10 ° C./s or more exceeds 300 ° C. and 500 ° C. A method for producing a high-strength, high-Young's modulus steel plate with good press formability, characterized in that second controlled cooling is performed within a range of less than that, and then winding.
Shape ratio X = ld / hm (formula 3)
Here, ld (contact arc length of rolling roll and steel plate): √ (L × (hin−hout) / 2)
hm: (hin + hout) / 2
L: Diameter of the rolling roll
Hin: Thickness of the roll entry side
hout: thickness of the roll exit side

（１３）上記（１）〜（５）の何れかに記載の化学成分を有する鋼片に、１１００℃以下、最終パスまでの圧下率を４０％以上とし、下記（式４）によって求められる形状比Ｘが２．３以上である圧延を２パス以上とし、最終パスの温度をＡｒ₃変態点［℃］以上９００℃以下とする熱間圧延を施し、得られた熱延鋼板を酸洗し、最高加熱温度をＡｃ₁変態点［℃］以上０．５×（Ａｃ₁＋Ａｃ₃）［℃］以下の範囲内とする焼鈍を施し、その後、１〜１５０℃／ｓの冷却速度で３８０℃超、５００℃未満の過時効温度域まで冷却し、該過時効温度域に１〜１８００ｓ保持することを特徴とするプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板の製造方法。
形状比Ｘ＝ｌd／ｈm ・・・（式４）
ここで、ｌd（圧延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈin−ｈout）／２）
ｈm ：（ｈin＋ｈout）／２
Ｌ ：圧延ロールの直径
ｈin：圧延ロール入側の板厚
ｈout：圧延ロール出側の板厚 (13) The shape calculated | required by the following (Formula 4) on the steel slab which has a chemical component in any one of said (1)-(5) as 1100 degrees C or less and the reduction rate to the last pass | pass 40% or more Rolling with a ratio X of 2.3 or more is set to 2 passes or more, hot rolling is performed so that the temperature of the final pass is Ar ₃ transformation point [° C.] or more and 900 ° C. or less, and the obtained hot rolled steel sheet is pickled. Then, annealing is performed so that the maximum heating temperature is within the range of Ac ₁ transformation point [° C.] to 0.5 × (Ac ₁ + Ac ₃ ) [° C.], and then 380 ° C. at a cooling rate of 1 to 150 ° C./s. A method for producing a high strength, high Young's modulus steel plate with good press formability, characterized by cooling to an overaging temperature range of less than 500 ° C. and maintaining the overaging temperature range for 1 to 1800 s.
Shape ratio X = ld / hm (formula 4)
Here, ld (contact arc length of rolling roll and steel plate): √ (L × (hin−hout) / 2)
hm: (hin + hout) / 2
L: Diameter of the rolling roll
Hin: Thickness of the roll entry side
hout: thickness of the roll exit side

（１４）下記（式５）によって計算される有効ひずみ量ε*が０．４以上となるように熱間圧延を行うことを特徴とする上記（１２）又は（１３）に記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板の製造方法。

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

(14) The press formability as described in (12) or (13) above, wherein hot rolling is performed so that the effective strain amount ε * calculated by the following (formula 5) is 0.4 or more. A method for producing a high strength, high Young's modulus steel sheet having good quality.

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 (formula 6) according to the gas constant R (= 1.987) and the rolling temperature Ti [K] of the i-th stand.

（１５）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上記（１２）〜（１４）の何れかに記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板の製造方法。
（１６）前記熱間圧延の、少なくとも１パス以上の異周速率を１％以上とすることを特徴とする上記（１２）〜（１５）に記載のプレス成形性の良好な高ヤング率鋼板の製造方法。 (15) The press formability according to any one of (12) to (14) above, wherein at least one rolling roll having a roll diameter of 700 mm or less is used when the hot rolling is performed. A method for producing a good high strength and high Young's modulus steel sheet.
(16) The high Young's modulus steel plate with good press formability according to the above (12) to (15), wherein a different peripheral speed ratio of at least one pass of the hot rolling is 1% or more. Production method.

（１７）上記（１２）〜（１６）の何れかに記載の方法により製造した高強度高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とするプレス成形性の良好な高強度高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１８）上記（１７）記載の溶融亜鉛めっきを施した後、４５０〜６００℃の温度範囲で５ｓ以上保持する熱処理を行うことを特徴とするプレス成形性の良好な高強度高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１９）上記（１２）〜（１８）の何れかに記載の製造方法により得られた高強度高ヤング率鋼板、高強度高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板、又は、高強度高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板を筒状に成形し、溶接して鋼管にすることを特徴とするプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼管の製造方法。 (17) High strength and high Young's modulus with good press formability, characterized by hot dip galvanizing to a high strength and high Young's modulus steel plate produced by the method according to any one of (12) to (16) above Manufacturing method of hot dip galvanized steel sheet.
(18) After hot dip galvanization as described in (17) above, heat treatment is performed for 5 seconds or more in a temperature range of 450 to 600 ° C. Manufacturing method of hot dip galvanized steel sheet.
(19) A high-strength, high Young's modulus steel sheet, a high-strength, high Young's modulus hot-dip galvanized steel sheet, or a high-strength, high Young's modulus alloyed melt obtained by the production method according to any one of (12) to (18) above. A method for producing a high strength, high Young's modulus steel pipe with good press formability, characterized in that a galvanized steel sheet is formed into a tubular shape and welded into a steel pipe.

本発明により、特に、静的引張法にて測定される圧延方向のヤング率が高く、プレス成形性の良好な高強度鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法を提供することが可能になる。本発明は、産業上の貢献が極めて顕著なものである。   According to the present invention, in particular, a high-strength steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, an alloyed hot-dip galvanized steel sheet and a steel pipe having a high Young's modulus in the rolling direction measured by a static tension method and good press formability, and those It becomes possible to provide the manufacturing method. The present invention has a significant industrial contribution.

まず、圧延方向の静的ヤング率の向上のために重要である集合組織と、熱間圧延による集合組織の形成について説明する。   First, the formation of the texture that is important for improving the static Young's modulus in the rolling direction and the texture by hot rolling will be described.

鋼板の板厚方向で集合組織が変化し、表層と板厚方向の中央部での集合組織が異なる場合、引張変形と曲げ変形では、剛性、即ち、ヤング率が必ずしも一致しない。これは、引張変形の剛性が、鋼板の板厚全面の集合組織に影響される特性であり、曲げ変形の剛性が、鋼板の表層部の集合組織に影響される特性であることに起因する。   When the texture changes in the sheet thickness direction of the steel sheet and the textures at the surface layer and the central portion in the sheet thickness direction are different, the rigidity, that is, the Young's modulus, does not necessarily match between the tensile deformation and the bending deformation. This is because the rigidity of tensile deformation is a characteristic affected by the texture of the entire thickness of the steel sheet, and the rigidity of bending deformation is a characteristic influenced by the texture of the surface layer portion of the steel sheet.

本発明は、少なくとも表面から板厚方向への距離が板厚の１／６である部位までの集合組織を最適化し、圧延方向のヤング率を高めた鋼板である。したがって、圧延方向のヤング率に寄与する集合組織が、少なくとも、１／８板厚部よりも深い位置である１／６板厚部まで発達している。圧延方向のヤング率を高めた領域の厚みを増すことにより、曲げ変形だけでなく、引張変形及び圧縮変形に対するヤング率も高めることができる。   The present invention is a steel sheet having an optimized Young's modulus in the rolling direction by optimizing the texture to at least a portion where the distance from the surface to the sheet thickness direction is 1/6 of the sheet thickness. Therefore, the texture that contributes to the Young's modulus in the rolling direction has developed to at least a 1/6 plate thickness portion that is deeper than the 1/8 plate thickness portion. By increasing the thickness of the region where the Young's modulus in the rolling direction is increased, not only bending deformation but also Young's modulus against tensile deformation and compression deformation can be increased.

また、本発明は、表層だけでなく、少なくとも１／６板厚部まで剪断歪みを導入するため、１パスの熱間圧延の前後の鋼板の板厚と圧延ロールの直径によって決まる形状比を高めることによって製造されるものである。   In addition, since the present invention introduces shear strain not only to the surface layer but also to at least 1/6 plate thickness portion, the shape ratio determined by the plate thickness of the steel plate before and after the hot rolling of one pass and the diameter of the rolling roll is increased. It is manufactured by.

本発明の鋼板は、少なくとも表層から１／６板厚部までの部位に、圧延方向のヤング率を高める方位を集積させ、ヤング率を低下させる方位の集積を抑制するものであり、表層だけでなく、１／６板厚部までの圧延方向の静的ヤング率が高く、引張変形での剛性が高い。また、表層から１／６板厚部までの部位に、圧延方向のヤング率を高める方位を集積させることで、ヤング率を低下させる方位の集積も抑制される。   The steel sheet of the present invention accumulates orientations that increase the Young's modulus in the rolling direction at least from the surface layer to the 1 / 6th plate thickness portion, and suppresses the accumulation of orientations that reduce the Young's modulus. In addition, the static Young's modulus in the rolling direction up to 1/6 thickness portion is high, and the rigidity in tensile deformation is high. Moreover, the accumulation | aggregation of the direction which reduces a Young's modulus is also suppressed by accumulating the direction which raises the Young's modulus of a rolling direction in the site | part from a surface layer to 1/6 board thickness part.

本発明の鋼板は、具体的には、１／６板厚部の、｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が５以下であり、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛１１２｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が５以上である。本発明の鋼板は、熱間圧延において、鋼板の表層から、少なくとも１／６板厚部までに、剪断力を作用させることによって得られる。   Specifically, in the steel sheet of the present invention, the sum of the {100} <001> orientation X-ray random intensity ratio and the {110} <001> orientation X-ray random intensity ratio of the 1/6 thickness portion The sum of the maximum value of the X-ray random intensity ratio of the {110} <111> to {110} <112> orientation group and the X-ray random intensity ratio of the {112} <111> orientation is 5 or more. . The steel plate of the present invention is obtained by applying a shearing force from the surface layer of the steel plate to at least 1/6 thickness portion in the hot rolling.

熱間圧延の剪断力を鋼板の１／６板厚部まで作用させるためには、熱間圧延の全パス数のうち、少なくとも２パスで、次式で規定する形状比Ｘが２．３以上を満足する必要があることを本発明者らは見出した。形状比Ｘは、下記（式３）に示すように、ロールと鋼鈑の接触弧張と平均板厚の比である。この形状比Ｘの値が大きいほど、鋼板の板厚方向のより深い部分にまで、剪断力が作用することは、本発明者らが新たに得た知見である。   In order to apply the hot rolling shearing force to the 1/6 thickness portion of the steel sheet, the shape ratio X defined by the following formula is 2.3 or more in at least two passes out of the total number of hot rolling passes. The present inventors have found that it is necessary to satisfy the above. As shown in the following (formula 3), the shape ratio X is a ratio between the contact arc tension of the roll and the steel plate and the average plate thickness. It is a knowledge newly obtained by the present inventors that the shear force acts on a deeper portion in the plate thickness direction of the steel sheet as the value of the shape ratio X is larger.

形状比Ｘ＝ｌd／ｈm ・・・（式３）
ここで、ｌd（圧延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈin−ｈout）／２）
ｌd ：（ｈin＋ｈout）／２
Ｌ ：圧延ロールの直径
ｈin：圧延ロール入側の板厚
ｈout：圧延ロール出側の板厚 Shape ratio X = ld / hm (formula 3)
Here, ld (contact arc length of rolling roll and steel plate): √ (L × (hin−hout) / 2)
ld: (hin + hout) / 2
L: Diameter of the rolling roll
Hin: Thickness of the roll entry side
hout: thickness of the roll exit side

上記（式３）によって求められる形状比Ｘが２．３以上であるパス数が１パスでは、剪断歪みが１／６板厚部まで導入されない。そのため、剪断歪みが導入された層（剪断層という。）の厚みが不十分であり、１／６板厚部の近傍での集合組織も劣化し、静的引張法で測定されるヤング率が低下する。   When the number of passes in which the shape ratio X calculated by the above (Equation 3) is 2.3 or more is one pass, the shear strain is not introduced to the 1/6 plate thickness part. Therefore, the thickness of the layer in which shear strain is introduced (referred to as a shear layer) is insufficient, the texture in the vicinity of the 1/6 plate thickness portion is deteriorated, and the Young's modulus measured by the static tension method is low. descend.

したがって、形状比Ｘが２．３以上であるパス数を２パス以上とすることが必要である。このパス数は、多い方がより好ましく、全パスの形状比Ｘを２．３以上としてもよい。剪断層の厚みを増加させるためには、形状比Ｘの値も大きい方が好ましく、２．５以上、より好ましくは３．０以上とする。   Therefore, it is necessary to set the number of passes having a shape ratio X of 2.3 or more to 2 or more. A larger number of passes is more preferable, and the shape ratio X of all passes may be 2.3 or more. In order to increase the thickness of the shear layer, it is preferable that the value of the shape ratio X is also large, 2.5 or more, more preferably 3.0 or more.

また、形状比Ｘが２．３以上である圧延は、高温で行うと、その後の再結晶によって、ヤング率を高める集合組織が破壊されることがある。そのため、形状比Ｘを２．３以上とするパス数を限定する圧延は、１１００℃以下で行うことが必要である。また、圧延温度が低いほど、形状比の効果が顕著であるため、形状比Ｘが２．３以上である圧延を、最終に近い圧延スタンドで行うことが好ましい。   In addition, when rolling with a shape ratio X of 2.3 or more is performed at a high temperature, the texture that increases the Young's modulus may be destroyed by subsequent recrystallization. Therefore, rolling that limits the number of passes for which the shape ratio X is 2.3 or more needs to be performed at 1100 ° C. or less. Moreover, since the effect of the shape ratio is more remarkable as the rolling temperature is lower, it is preferable to perform rolling with the shape ratio X of 2.3 or more in a rolling stand close to the final.

更に、表面から板厚中心までの全厚の集合組織を最適化するために、成分を限定して、熱間圧延の加熱によって生成するオーステナイト相（γ相という。）の積層欠陥エネルギーを最適な範囲とし、剪断変形が深く入る条件で圧延を行うことが好ましい。これにより、板厚中心部で発達するヤング率を低下させる方位を抑制することもでき、板厚全体としての静的ヤング率を向上させることができる。   Furthermore, in order to optimize the texture of the entire thickness from the surface to the center of the plate thickness, the stacking fault energy of the austenite phase (referred to as γ phase) generated by the hot rolling heating is optimized by limiting the components. It is preferable to perform rolling under conditions that allow the shear deformation to enter the range. Thereby, the azimuth | direction which reduces the Young's modulus developed in plate | board thickness center part can also be suppressed, and the static Young's modulus as the whole plate | board thickness can be improved.

積層欠陥エネルギーの違いが、面心立方構造を有するγ相の加工集合組織に大きな影響を及ぼすことは、これまでに知られている。また、熱延中にγ相が加工を受けた後、冷却されてフェライト相（α相という。）及びベイナイト相に変態する際には、α相及びベイナイト相は、変態前のγ相の結晶方位と一定の方位関係を有する方位に変態する。これは、バリアント選択といわれる現象である。   It has been known so far that the difference in stacking fault energy has a great influence on the processing texture of the γ phase having a face-centered cubic structure. In addition, when the γ phase is subjected to processing during hot rolling and then cooled and transformed into a ferrite phase (referred to as α phase) and a bainite phase, the α phase and the bainite phase are crystals of the γ phase before transformation. It transforms to an orientation that has a certain orientation relationship with the orientation. This is a phenomenon called variant selection.

本発明者らは、熱間圧延によって導入される歪の種類による集合組織の変化が、γ相の積層欠陥エネルギーの影響を受けることを見出した。即ち、剪断歪が導入される表層と、圧縮歪が導入される中心層とでは、γ相の積層欠陥エネルギーによって集合組織が変化する。   The present inventors have found that the change in texture due to the type of strain introduced by hot rolling is affected by the stacking fault energy of the γ phase. That is, in the surface layer into which shear strain is introduced and the central layer into which compressive strain is introduced, the texture changes depending on the stacking fault energy of the γ phase.

例えば、積層欠陥エネルギーが高くなると、鋼板の表層部では、圧延方向のヤング率を最も高める方位である｛１１０｝＜１１１＞方位の集積度が高くなり、板厚中心部では、圧延方向のヤング率を低下させる｛３３２｝＜１１３＞方位が発達する。   For example, when the stacking fault energy is increased, the degree of accumulation in the {110} <111> orientation, which is the orientation that maximizes the Young's modulus in the rolling direction, increases in the surface layer portion of the steel sheet, and the Young in the rolling direction increases in the center portion of the plate thickness. The {332} <113> orientation that reduces the rate develops.

一方、積層欠陥エネルギーが下がると、表層から１／６板厚部では、｛１１０｝＜１１１＞方位の集積度が高まらず、特に、１／６板厚部近傍ではヤング率を下げる方位である｛１００｝＜００１＞と＜１１０＞＜００１＞が発達し易くなる。   On the other hand, when the stacking fault energy decreases, the {110} <111> orientation does not increase in the 1/6 plate thickness portion from the surface layer, and in particular, the orientation decreases the Young's modulus in the vicinity of the 1/6 plate thickness portion. {100} <001> and <110> <001> are easily developed.

これに対して、積層欠陥エネルギーが下がると、板厚中心部では圧延方向のヤング率に対して比較的有利な方位である｛２２５｝＜１１０＞方位や、｛００１｝＜０１１＞方位と｛１１２｝＜１１０＞方位が発達する。   On the other hand, when the stacking fault energy decreases, the {225} <110> orientation, the {001} <011> orientation, and the {001} <011> orientation, which are relatively advantageous to the Young's modulus in the rolling direction, 112} <110> orientation develops.

したがって、静的ヤング率を向上させるためには、板厚表層と中心部の双方のヤング率が高くなる適度な積層欠陥エネルギー範囲に制御すること、具体的には、下記（式２）を満足することが好ましい。
４≦３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≦１０
・・・（式２）
ここで、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。 Therefore, in order to improve the static Young's modulus, control to an appropriate stacking fault energy range in which the Young's modulus of both the plate thickness surface layer and the central portion becomes high, specifically, the following (Equation 2) is satisfied. It is preferable to do.
4 ≦ 3.2Mn + 9.6Mo + 4.7W + 6.2Ni + 18.6Cu + 0.7Cr ≦ 10
... (Formula 2)
Here, Mn, Mo, W, Ni, Cu, and Cr are the content [% by mass] of each element.

上記（式２）は、γ相を有するオーステナイト系ステンレスの積層欠陥エネルギーに及ぼす各元素の影響を数値化した式を基に、本発明者らが試験を行って、更に検討を加え、修正したものである。具体的には、０．０３％Ｃ−０．１％Ｓｉ−０．５％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００１２％Ｓ−０．０３６％Ａｌ−０．０１０％Ｎｂ−０．０１５％Ｔｉ−０．００１２％Ｂ−０．００１５％Ｎを基本の成分組成とし、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉの各添加量を種々変化させた場合の、圧延方向の静的ヤング率を調査した。   The above (Formula 2) was corrected by further examination and correction by the present inventors based on a numerical expression of the effect of each element on the stacking fault energy of austenitic stainless steel having a γ phase. Is. Specifically, 0.03% C-0.1% Si-0.5% Mn-0.01% P-0.0012% S-0.036% Al-0.010% Nb-0.015 % Ti-0.0012% B-0.0015% N as a basic component composition, the static Young's modulus in the rolling direction when the amount of each of Mn, Cr, W, Cu, and Ni is varied. investigated.

熱間圧延は、最終パスの温度をＡｒ₃変態点以上、９００℃以下とし、１１００℃から最終パスまでの圧下率を４０％以上とし、形状比を２．３以上とする圧延を２パス以上行った。なお、Ａｒ₃変態温度は、下記（式７）よって計算した。
Ａｒ₃＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ
−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ） ・・・（式７）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉは、各元素の含有量［質量％］であり、含有量が不純物程度である場合は０とする。 In hot rolling, rolling at a final pass temperature of not less than Ar ₃ transformation point and not more than 900 ° C., a reduction rate from 1100 ° C. to the final pass of not less than 40%, and a shape ratio of not less than 2.3 is not less than 2 passes. went. The Ar ₃ transformation temperature was calculated by the following (formula 7).
Ar ₃ = 901-325 × C + 33 × Si + 287 × P + 40 × Al
−92 × (Mn + Mo + Cu) −46 × (Cr + Ni) (Formula 7)
Here, C, Si, P, Al, Mn, Mo, Cu, Cr, and Ni are the contents [% by mass] of each element, and are 0 when the contents are about impurities.

また、圧延後、７００℃以下での巻き取りを模擬するため、６５０℃で２時間保持する熱処理を行った。   Moreover, in order to simulate winding at 700 degrees C or less after rolling, the heat processing hold | maintained at 650 degreeC for 2 hours was performed.

鋼板から、圧延方向を長手方向として、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の１３号試験片を採取し、各鋼板の降伏強度の１／２に相当する引張応力を付与して静的ヤング率の測定を行った。測定は５回行い、応力−歪み線図の傾きに基づいて算出したヤング率のうち、最大値及び最小値を除いた３つの計測値の平均値を、静的引張法によるヤング率とした。   JIS Z 2201 No. 13 test piece was taken from the steel sheet with the rolling direction as the longitudinal direction, and the static Young's modulus was measured by applying a tensile stress corresponding to 1/2 of the yield strength of each steel sheet. The measurement was performed five times, and among the Young's modulus calculated based on the slope of the stress-strain diagram, the average value of three measured values excluding the maximum value and the minimum value was defined as the Young's modulus by the static tension method.

結果を、図１に示す。これより、本発明者らが見出した関係式の値が４以上１０以下の場合には、２２０ＧＰａを超える高い圧延方向率静的ヤング率が得られるのに対し、４又は１０超となると、ヤング率の値が著しく低下することがわかる。   The results are shown in FIG. From this, when the value of the relational expression found by the present inventors is 4 or more and 10 or less, a high rolling direction rate static Young's modulus exceeding 220 GPa is obtained, whereas when it exceeds 4 or 10, Young's It can be seen that the rate value drops significantly.

以下、本発明の鋼板のＸ線ランダム強度比とヤング率について説明する。   Hereinafter, the X-ray random strength ratio and Young's modulus of the steel sheet of the present invention will be described.

１／６板厚部における｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和：   Sum of X-ray random intensity ratio of {100} <001> orientation and X-ray random intensity ratio of {110} <001> orientation at 1/6 plate thickness portion:

｛１００｝＜００１＞方位及び｛１１０｝＜００１＞方位は、圧延方向のヤング率を著しく低下させる方位である。振動法で鋼板のヤング率を測定する場合には、最表層の集合組織の影響が大きく、板厚方向内部の集合組織の影響は小さい。しかし、静的引張法で鋼板のヤング率を測定する場合には、表層だけでなく、板厚方向の内部の集合組織も影響を及ぼす。   The {100} <001> orientation and the {110} <001> orientation are orientations that significantly reduce the Young's modulus in the rolling direction. When the Young's modulus of a steel sheet is measured by the vibration method, the influence of the texture of the outermost layer is large, and the influence of the texture inside the thickness direction is small. However, when the Young's modulus of a steel sheet is measured by the static tension method, not only the surface layer but also the internal texture in the sheet thickness direction has an effect.

引張法で測定されたヤング率を高めるためには、少なくとも表層から１／６板厚部までのヤング率を高めることが必要である。したがって、引張法で測定された圧延方向のヤング率を高めるためには、１／６板厚部での、｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和を５以下にしなければならない。この観点で、３以下であることがより好ましい。   In order to increase the Young's modulus measured by the tensile method, it is necessary to increase the Young's modulus at least from the surface layer to the 1/6 plate thickness portion. Therefore, in order to increase the Young's modulus in the rolling direction measured by the tensile method, the {100} <001> orientation X-ray random intensity ratio and the {110} <001> orientation in the 1/6 plate thickness part The sum with the X-ray random intensity ratio must be 5 or less. In this respect, it is more preferably 3 or less.

なお、｛１００｝＜００１＞方位及び｛１１０｝＜００１＞方位は、鋼板の表層のみに剪断歪みが付与された際に、１／６板厚部の近傍で発達し易い。一方、剪断歪みを、１／６板厚部の近傍にまで導入すると、この部位での｛１００｝＜００１＞方位及び｛１１０｝＜００１＞方位の発達が抑制され、以下に説明する｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群と｛２１１｝<１１１>方位が発達する。   Note that the {100} <001> orientation and the {110} <001> orientation are likely to develop in the vicinity of the 1/6 thick portion when shear strain is applied only to the surface layer of the steel plate. On the other hand, when the shear strain is introduced to the vicinity of the 1/6 plate thickness portion, the development of the {100} <001> orientation and the {110} <001> orientation at this portion is suppressed, and will be described below {110 } <111> to {110} <112> orientation group and {211} <111> orientation develop.

１／６板厚部における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝<１１１>方位のＸ線ランダム強度比の和：   Sum of maximum X-ray random intensity ratio of {110} <111> to {110} <112> orientation group and {211} <111> orientation X-ray random intensity ratio at 1/6 plate thickness portion:

これらは、圧延方向のヤング率を高めるために有効な結晶方位であり、熱延時に導入される剪断歪みによって発達する。１／６板厚部における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝<１１１>方位のＸ線ランダム強度比の和が５以上であることは、鋼板の表面から１／６板厚部まで、圧延方向のヤング率を高める集合組織が発達していることを意味する。これにより、引張法で測定された、圧延方向の静的ヤング率が２２０ＧＰａ以上となる。好ましくは１０以上、更に好ましくは１２以上である。   These are crystal orientations effective for increasing the Young's modulus in the rolling direction, and develop due to shear strain introduced during hot rolling. The sum of the maximum value of the X-ray random intensity ratio of the {110} <111> to {110} <112> orientation group and the X-ray random intensity ratio of the {211} <111> orientation in the 1/6 plate thickness portion is 5 or more. This means that a texture that increases the Young's modulus in the rolling direction is developed from the surface of the steel plate to the 1/6 thick portion. Thereby, the static Young's modulus of the rolling direction measured by the tension method becomes 220 GPa or more. Preferably it is 10 or more, More preferably, it is 12 or more.

｛１００｝＜００１＞方位、｛１１０｝＜００１＞方位、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群及び｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち、複数の極点図を基に、級数展開法で計算した、３次元集合組織を表す結晶方位分布関数（Orientation Distribution Function、ＯＤＦという。）から求めればよい。   X-ray diffraction intensity ratio of {100} <001> orientation, {110} <001> orientation, {110} <111> to {110} <112> orientation group and {211} <111> orientation (110), {100}, {211}, {310} pole figures measured by the above equation, based on a plurality of pole figures, a crystal orientation distribution function representing a three-dimensional texture calculated by the series expansion method ( It can be obtained from Orientation Distribution Function (ODF).

なお、Ｘ線ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。   Note that the X-ray random intensity ratio means that the X-ray intensity of a standard sample that does not accumulate in a specific orientation and the test material is measured under the same conditions by the X-ray diffraction method or the like. It is a numerical value obtained by dividing the line intensity by the X-ray intensity of the standard sample.

図２に、本発明の結晶方位が表示されるφ₂＝４５°断面のＯＤＦを示す。図２は、３次元集合組織を結晶方位分布関数によって示すBungeの表示であり、オイラー角φ₂を４５°とし、特定の結晶方位である（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］を、結晶方位分布関数のオイラー角φ₁、Φで示している。 FIG. 2 shows an ODF of a φ ₂ = 45 ° cross section where the crystal orientation of the present invention is displayed. FIG. 2 is a Bunge display showing a three-dimensional texture by a crystal orientation distribution function, where Euler angle φ ₂ is 45 °, and a specific crystal orientation (hkl) [uvw] is expressed by Euler of the crystal orientation distribution function. Angles φ ₁ and φ are shown.

図２のΦ＝９０°の軸上の点で示したように、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群は、厳密にはΦ＝９０°、φ₁＝３５．２６〜５４．７４°の範囲を指すものである。 As shown by the point on the axis of Φ = 90 ° in FIG. 2, the {110} <111> to {110} <112> orientation groups are strictly Φ = 90 ° and φ ₁ = 35.26 It refers to a range of 54.74 °.

しかし、試験片加工や試料のセッティングに起因する測定誤差を生じることがあるため、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値は、図中の斜線部で示した、Φ＝８５〜９０°、φ₁＝３５〜５５°の範囲内での最大のＸ線ランダム強度比とする。 However, since a measurement error due to specimen processing or sample setting may occur, the maximum value of the X-ray random intensity ratio of {110} <111> to {110} <112> orientation groups is The maximum X-ray random intensity ratio in the range of Φ = 85 to 90 ° and φ ₁ = 35 to 55 ° indicated by the hatched portion.

同様の理由から、３次元集合組織のφ₂＝４５°の断面において、図２の点で示した位置を中心として、｛２１１｝＜１１１＞方位は、φ₁＝８５〜９０°、Φ＝３０〜４０°の範囲、｛１００｝＜００１＞方位は、φ₁＝４０〜５０°、Φ＝０〜５°の範囲、｛１１０｝＜００１＞方位はφ₁＝８５〜９０°、Φ＝８５〜９０°の範囲での最大値を、それぞれ、その方位の強度比として代表させる。 For the same reason, in the cross section of φ ₂ = 45 ° of the three-dimensional texture, the {211} <111> orientation is φ ₁ = 85 to 90 °, φ = 30 to 40 ° range, {100} <001> orientation is φ ₁ = 40 to 50 °, φ = 0 to 5 ° range, {110} <001> orientation is φ ₁ = 85 to 90 °, φ The maximum value in the range of = 85 to 90 ° is represented as the intensity ratio of the orientation.

ここで、結晶の方位は通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は、等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は、個々の結晶面を指す。   Here, the orientation of the crystal is usually expressed as [hkl] or {hkl} in the direction perpendicular to the plate surface, and (uvw) or <uvw> in the direction parallel to the rolling direction. {Hkl} and <uvw> are generic names of equivalent planes, and [hkl] and (uvw) indicate individual crystal planes.

即ち、本発明においては、体心立方構造（body-centered cubic、ｂ．ｃ．ｃ．構造という。）を対象としているため、例えば、（１１１）、(−１１１)、(１−１１)、(１１−１)、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）の各面は等価であり、区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して、｛１１１｝と称する。   That is, in the present invention, since a body-centered cubic (bcc structure) is targeted, for example, (111), (−111), (1-11), The surfaces (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), and (-1-1-1) are equivalent and cannot be distinguished. In such a case, these orientations are collectively referred to as {111}.

なお、ＯＤＦは、対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、一般的には、φ₁＝０〜３６０°、Φ＝０〜１８０°、φ₂＝０〜３６０°で表現され、個々の方位が、［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示される。 In addition, since ODF is also used for the orientation display of a crystal structure with low symmetry, it is generally expressed by φ ₁ = 0 to 360 °, Φ = 0 to 180 °, and φ ₂ = 0 to 360 °. Individual orientations are displayed in [hkl] (uvw).

しかし、本発明では、対称性の高いｂ．ｃ．ｃ．構造を対象としているため、Φとφ₂については、０〜９０°の範囲で表現される。また、φ₁は、計算を行う際に変形による対称性を考慮するか否かによって、その範囲が変化するが、本発明においては、対称性を考慮し、φ₁＝０〜９０°で表記する。 However, in the present invention, b. c. c. Since the structure is targeted, Φ and φ ₂ are expressed in the range of 0 to 90 °. In addition, the range of φ ₁ varies depending on whether or not symmetry due to deformation is taken into account when performing calculation, but in the present invention, φ ₁ is expressed as 0 to 90 ° in consideration of symmetry. To do.

即ち、φ₁＝０〜３６０°での同一方位の平均値を０〜９０°のＯＤＦ上に表記する方式を選択する。この場合、［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は、同義である。したがって、例えば、図２に示した、φ₂＝４５°断面におけるＯＤＦの（１１０）[１−１１]のＸ線ランダム強度比は、｛１１０｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比である。 That is, a method of selecting an average value in the same direction at φ ₁ = 0 to 360 ° on an ODF of 0 to 90 ° is selected. In this case, [hkl] (uvw) and {hkl} <uvw> are synonymous. Therefore, for example, the X-ray random intensity ratio of (110) [1-11] of the ODF in the φ ₂ = 45 ° cross section shown in FIG. 2 is the X-ray random intensity ratio in the {110} <111> orientation. .

Ｘ線回折用試料の作製は、次のようにして行う。鋼板を、機械研磨や化学研磨などによって板厚方向に、所定の位置まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって、歪みを除去すると同時に、１／６板厚部が測定面となるように調整する。なお、測定面を正確に１／６板厚部とすることは困難であるので、目標とする位置を中心として、板厚に対して３％の範囲内が測定面となるように試料を作製すればよい。   The sample for X-ray diffraction is produced as follows. After the steel plate is polished to a predetermined position in the thickness direction by mechanical polishing or chemical polishing, and finished to a mirror surface by buffing, the distortion is removed by electrolytic polishing or chemical polishing, and at the same time, 1/6 plate thickness part Adjust so that becomes the measurement surface. Since it is difficult to accurately set the measurement surface to 1/6 plate thickness, the sample is prepared so that the measurement surface is within 3% of the plate thickness with the target position as the center. do it.

また、Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法やＥＣＰ（Electron Channeling Pattern）法により統計的に十分な数の測定を行ってもよい。   If measurement by X-ray diffraction is difficult, a statistically sufficient number of measurements may be performed by an EBSP (Electron Back Scattering Pattern) method or an ECP (Electron Channeling Pattern) method.

板厚方向の、より深い位置まで、｛１００｝＜００１＞方位及び｛１１０｝＜００１＞方位の発達を抑制し、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群及び｛２１１｝＜１１１＞方位を発達させると、更に、ヤング率が向上する。そのため、１／６板厚部よりも深い位置まで、好ましくは１／４板厚部まで、更に望ましくは１／３板厚部まで、表層と同様な集合組織とすることにより、圧延方向の静的ヤング率は、著しく向上する。   {100} <001> orientation and {110} <001> orientation development is suppressed to a deeper position in the plate thickness direction, and {110} <111> to {110} <112> orientation group and {211} When the <111> orientation is developed, the Young's modulus is further improved. Therefore, by forming a texture similar to that of the surface layer to a position deeper than the ６ plate thickness portion, preferably ¼ plate thickness portion, more preferably １ ／ plate thickness portion, The Young's modulus is significantly improved.

しかし、本発明のように、表層から、通常より深い位置まで剪断歪を導入しても、板厚中心部に、剪断歪を導入することは不可能である。そのため、１／２板厚部に、表層と同じ集合組織を発達させることはできず、板厚中心層には表層とは異なる集合組織が発達する。   However, as in the present invention, even if shear strain is introduced from the surface layer to a position deeper than usual, it is impossible to introduce shear strain into the center portion of the plate thickness. For this reason, the same texture as the surface layer cannot be developed in the 1/2 plate thickness portion, and a texture different from the surface layer develops in the plate thickness center layer.

したがって、更に、静的ヤング率を向上させるためには、表層から１／６板厚部までの集合組織に加えて、１／２板厚部の集合組織も、圧延方向のヤング率に対して有利な方位に改善することが好ましい。   Therefore, in order to further improve the static Young's modulus, in addition to the texture from the surface layer to the 1/6 plate thickness part, the texture of the 1/2 plate thickness part is also in relation to the Young's modulus in the rolling direction. It is preferable to improve to an advantageous orientation.

板厚中心部における｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）及び｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）並びに（Ａ）/（Ｂ）：   {332} <113> orientation X-ray random intensity ratio (A) and {112} <110> orientation X-ray random intensity ratio (B) and (A) / (B) at the center of the plate thickness:

｛３３２｝＜１１３＞方位は、板厚中心部に発達する代表的な結晶方位であり、圧延方向ヤング率を下げる方位であるのに対し、｛１１２｝＜１１０＞方位は圧延方向のヤング率に対して比較的有利な方位である。したがって、板厚中心部の圧延方向の静的ヤング率を向上させるためには、板厚中心部での｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）が１５以下で、かつ、｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）が５以上を満足することが好ましい。   The {332} <113> orientation is a typical crystal orientation that develops in the center of the plate thickness, and is an orientation that lowers the Young's modulus in the rolling direction, whereas the {112} <110> orientation is the Young's modulus in the rolling direction. Is a relatively advantageous orientation. Therefore, in order to improve the static Young's modulus in the rolling direction of the plate thickness center portion, the X-ray random intensity ratio (A) of {332} <113> orientation at the plate thickness center portion is 15 or less, and It is preferable that the {112} <110> orientation X-ray random intensity ratio (B) satisfies 5 or more.

加えて、圧延方向ヤング率を低下させる方位（Ａ）が、圧延方向のヤング率を向上させる方位（Ｂ）と同等以下にすること、具体的には、（Ａ）/（Ｂ）を１．００以下にすることが好ましい。この観点から、（Ａ）/（Ｂ）を０．７５以下にすることが、より好ましく、更に好ましくは０．６０以下である。上記の条件を満足することで、動的ヤング率と静的ヤング率の差を、１０ＧＰａ以内にすることもできる。   In addition, the orientation (A) for reducing the Young's modulus in the rolling direction should be equal to or less than the orientation (B) for improving the Young's modulus in the rolling direction, specifically, (A) / (B) is set to 1. It is preferable to make it 00 or less. From this viewpoint, it is more preferable to set (A) / (B) to 0.75 or less, and still more preferably 0.60 or less. By satisfying the above conditions, the difference between the dynamic Young's modulus and the static Young's modulus can be made within 10 GPa.

板厚中心部における｛００１｝＜０１１＞方位と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比の平均値（Ｃ）並びに（Ａ）/（Ｃ）：   Average values (C) and (A) / (C) of the X-ray random intensity ratio of the {001} <011> orientation and the {112} <110> orientation at the center of the plate thickness:

圧延方向の静的ヤング率を２２０ＧＰａ以上にするためには、板厚中心部で発達する圧延集合組織も制御し、この部分の圧延方向のヤング率として、２１５ＧＰａを超える値にすることが望ましい。｛００１｝＜０１１＞方位と｛１１２｝＜１１０＞方位は、αファイバーと呼ばれる圧延方向に＜１１０＞方向が揃った代表的な方位である。   In order to set the static Young's modulus in the rolling direction to 220 GPa or more, it is desirable to control the rolling texture that develops in the center portion of the plate thickness, and to set the Young's modulus in this rolling direction to a value exceeding 215 GPa. The {001} <011> orientation and the {112} <110> orientation are representative orientations in which the <110> direction is aligned with the rolling direction called α fiber.

この方位は、圧延方向のヤング率に対して比較的有利な方位であり、板厚中心部の圧延方向の静的ヤング率を向上させるためには、板厚中心部での｛００１｝＜０１１＞方位と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比の平均値（Ｃ）が５以上を満足することが好ましい。   This orientation is a relatively advantageous orientation with respect to the Young's modulus in the rolling direction. In order to improve the static Young's modulus in the rolling direction at the center of the plate thickness, {001} <011 at the center of the plate thickness. It is preferable that the average value (C) of the X-ray random intensity ratio between the> orientation and the {112} <110> orientation satisfies 5 or more.

加えて、圧延方向ヤング率を低下させる方位（Ａ）を、圧延方向のヤング率を向上させる方位（Ｃ）と同等以下にすること、具体的には、（Ａ）/（Ｃ）を１．１０以下にすることが好ましい。   In addition, the orientation (A) for reducing the Young's modulus in the rolling direction should be equal to or less than the orientation (C) for improving the Young's modulus in the rolling direction, specifically, (A) / (C) is set to 1. It is preferable to make it 10 or less.

１／２板厚部におけるＸ線回折用試料も、１／６板厚部の試料と同様に、研磨して歪みを除去し、１／２板厚部の３％の範囲内が測定面となるように調整して作製すればよい。なお、板厚中心部で偏析等の異常が認められる場合には、板厚の７／１６〜９／１６の範囲内で、偏析部分を避けて試料を作製すればよい。   The sample for X-ray diffraction in the 1/2 plate thickness part is also polished to remove the distortion in the same manner as the sample for the 1/6 plate thickness part, and the measurement surface is within 3% of the 1/2 plate thickness part. What is necessary is just to adjust and produce so that it may become. In the case where an abnormality such as segregation is observed at the center portion of the plate thickness, the sample may be prepared by avoiding the segregated portion within the range of 7/16 to 9/16 of the plate thickness.

しかし、１／６板厚部と同様、試験片加工や試料のセッティング等に起因する測定誤差を生じることがある。   However, as with the 1/6 plate thickness portion, measurement errors may occur due to test piece processing, sample setting, and the like.

そのため、図２に示した３次元集合組織のφ₂＝４５°の断面において、｛００１｝＜０１１＞方位と｛１１２｝＜１１０＞方位は、それぞれ、φ₁＝０〜５°、Φ＝０〜５°の範囲と、φ₁＝０〜５°、Φ＝２５〜３５°の範囲、｛３３２｝＜１１３＞方位は、φ₁＝８５〜９０°、Φ＝６０〜７０°の範囲での最大値を、それぞれ、その方位の強度比として代表させることとする。 Therefore, in the cross section of φ ₂ = 45 ° of the three-dimensional texture shown in FIG. 2, the {001} <011> orientation and the {112} <110> orientation are φ ₁ = 0 to 5 ° and Φ = The range of 0-5 °, φ ₁ = 0-5 °, the range of Φ = 25-35 °, the {332} <113> orientation is the range of φ ₁ = 85-90 °, Φ = 60-70 ° Each of the maximum values is represented as an intensity ratio of the direction.

また、｛１１２｝＜１１０＞方位は、φ₁＝０〜５°、Φ＝３０〜４０°の範囲とする。そのため、例えば、φ₁＝０〜５°において、Φ＝３０〜３５°の範囲での最大値が、Φ＝２５〜３０°及びΦ＝３５〜４０°よりも大きくなる場合は、｛２２５｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比とを、同じ数値として評価する。 In addition, the {112} <110> orientation is in a range of φ ₁ = 0 to 5 ° and Φ = 30 to 40 °. Therefore, for example, when φ ₁ = 0 to 5 ° and the maximum value in the range of Φ = 30 to 35 ° is larger than Φ = 25 to 30 ° and Φ = 35 to 40 °, {225} The <110> orientation X-ray random intensity ratio and the {112} <110> orientation X-ray random intensity ratio are evaluated as the same numerical value.

静的引張法によるヤング率の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を用いて、鋼板の降伏強度の１／２に相当する引張応力を付与して行う。即ち、降伏強度の１／２に相当する引張応力を加えて、得られた応力−歪み線図の傾きに基づいて、ヤング率を算出する。測定のバラツキを排除するため、同じ試験片を用いて５回の計測を実施し、得られた結果のうち最大値及び最小値を除いた３つの計測値の平均値として算出した値を、ヤング率とする。   The Young's modulus is measured by the static tension method by applying a tensile stress corresponding to ½ of the yield strength of the steel sheet using a tensile test piece according to JIS Z 2201. That is, the Young's modulus is calculated based on the slope of the obtained stress-strain diagram by applying a tensile stress corresponding to ½ of the yield strength. In order to eliminate variation in measurement, measurement was performed five times using the same specimen, and among the obtained results, the value calculated as the average value of the three measured values excluding the maximum and minimum values was Rate.

１／６板厚部の、｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が５以下であり、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛１１２｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が５以上である本発明の鋼板は、熱間圧延において、鋼板の表層から少なくとも１／６板厚部までに剪断力を作用させることによって得られる。   The sum of the {100} <001> orientation X-ray random intensity ratio and the {110} <001> orientation X-ray random intensity ratio of the 1/6 plate thickness portion is 5 or less, and {110} <111> The steel plate of the present invention in which the sum of the maximum value of the X-ray random intensity ratio of the {110} <112> orientation group and the X-ray random intensity ratio of the {112} <111> orientation is 5 or more It is obtained by applying a shearing force from the surface layer of the steel plate to at least 1/6 thickness part.

熱間圧延の剪断力を鋼板の１／６板厚部まで作用させるためには、熱間圧延の全パス数のうち、少なくとも２パスで、次式で規定する形状比Ｘが２．３以上を満足する必要がある。形状比Ｘは、下記（式３）、（式４）に示すように、ロールと鋼鈑の接触弧張と平均板厚の比である。この形状比Ｘの値が大きいほど、鋼板の板厚方向のより深い部分にまで、剪断力が作用することは、本発明者らが新たに得た知見である。   In order to apply the hot rolling shearing force to the 1/6 thickness portion of the steel sheet, the shape ratio X defined by the following formula is 2.3 or more in at least two passes out of the total number of hot rolling passes. Need to be satisfied. The shape ratio X is a ratio between the contact arc tension of the roll and the steel plate and the average plate thickness, as shown in the following (formula 3) and (formula 4). It is a knowledge newly obtained by the present inventors that the shear force acts on a deeper portion in the plate thickness direction of the steel sheet as the value of the shape ratio X is larger.

形状比Ｘ＝ｌd／ｈm ・・・（式３）、（式４）
ここで、ｌd（圧延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈin−ｈout）／２）
ｈm ：（ｈin＋ｈout）／２
Ｌ ：圧延ロールの直径
ｈin：圧延ロール入側の板厚
ｈout：圧延ロール出側の板厚 Shape ratio X = ld / hm (Expression 3), (Expression 4)
Here, ld (contact arc length of rolling roll and steel plate): √ (L × (hin−hout) / 2)
hm: (hin + hout) / 2
L: Diameter of the rolling roll
Hin: Thickness of the roll entry side
hout: thickness of the roll exit side

上記（式３）、（式４）によって求められる形状比Ｘが２．３以上であるパス数が１パスでは、剪断歪みが、１／６板厚部まで導入されない。そのため、剪断歪みが導入された層（剪断層という。）の厚みが不十分であり、１／６板厚部の近傍での集合組織も劣化し、静的引張法で測定されるヤング率が低下する。   When the number of passes in which the shape ratio X obtained by the above (formula 3) and (formula 4) is 2.3 or more is 1 pass, the shear strain is not introduced to the 1/6 plate thickness part. Therefore, the thickness of the layer in which shear strain is introduced (referred to as a shear layer) is insufficient, the texture in the vicinity of the 1/6 plate thickness portion is deteriorated, and the Young's modulus measured by the static tension method is low. descend.

したがって、形状比Ｘが２．３以上であるパス数を２パス以上とすることが必要である。このパス数は、多い方がより好ましく、全パスの形状比Ｘを２．３以上としてもよい。剪断層の厚みを増加させるためには、形状比Ｘの値も大きい方が好ましく、２．５以上、より好ましくは３．０以上とする。   Therefore, it is necessary to set the number of passes having a shape ratio X of 2.3 or more to 2 or more. A larger number of passes is more preferable, and the shape ratio X of all passes may be 2.3 or more. In order to increase the thickness of the shear layer, it is preferable that the value of the shape ratio X is also large, 2.5 or more, more preferably 3.0 or more.

また、形状比Ｘが２．３以上である圧延は、高温で行うと、その後の再結晶によって、ヤング率を高める集合組織を破壊することがある。そのため、形状比Ｘを２．３以上とするパス数を限定する圧延は、１１００℃以下で行うことが必要である。また、圧延温度が低いほど、形状比の効果が顕著であるため、形状比Ｘが２．３以上である圧延を、最終に近い圧延スタンドで行うことが好ましい。   In addition, when rolling with a shape ratio X of 2.3 or more is performed at a high temperature, the texture that increases the Young's modulus may be destroyed by subsequent recrystallization. Therefore, rolling that limits the number of passes for which the shape ratio X is 2.3 or more needs to be performed at 1100 ° C. or less. Moreover, since the effect of the shape ratio is more remarkable as the rolling temperature is lower, it is preferable to perform rolling with the shape ratio X of 2.3 or more in a rolling stand close to the final.

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

When hot rolling is performed, in order to effectively introduce shear strain from the surface layer of the steel plate to at least 1/6 thickness portion, the effective strain amount ε * calculated by the following (Equation 5) is 0. It is more preferable that the value be 4 or more.

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

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 (formula 6) according to the gas constant R (= 1.987) and the rolling temperature Ti [K] of the i-th stand.

有効ひずみε*は、熱間圧延の際の転位の回復を考慮した、鋼板の表層に導入される累積の歪みの指標であり、これを０．４以上とすれば、剪断層の厚みや剪断層に導入される歪みを確保できる。有効歪みε*が高いほど、剪断層の厚みが増し、ヤング率の向上に好ましい集合組織が発達するので、０．５以上が好ましく、０．６以上であれば、より好ましい。   The effective strain ε * is an index of the cumulative strain introduced into the surface layer of the steel sheet taking into account the recovery of dislocations during hot rolling. The strain introduced into the layer can be ensured. As the effective strain ε * is higher, the thickness of the shear layer is increased, and a texture that is preferable for improving the Young's modulus is developed. Therefore, 0.5 or more is preferable, and 0.6 or more is more preferable.

有効ひずみε*を０．４以上とする場合には、効果的に剪断層に歪みを導入するため、圧延ロールと鋼板との摩擦係数を０．２超とすることが好ましい。摩擦係数は、圧延荷重、圧延速度、潤滑剤の種類及び量を制御して、調整することができる。   When the effective strain ε * is 0.4 or more, the friction coefficient between the rolling roll and the steel plate is preferably more than 0.2 in order to effectively introduce strain into the shear layer. The coefficient of friction can be adjusted by controlling the rolling load, rolling speed, type and amount of lubricant.

次に、プレス成形性を良好なものとするための高強度高ヤング率鋼板の組織について説明する。   Next, the structure of a high-strength, high Young's modulus steel sheet for improving press formability will be described.

本発明の鋼板の組織において、フェライトとベイナイトの一方又は双方の合計の体積率は５０％超とする。これは、フェライトとベイナイトの一方又は双方の合計の体積率が５０％以下であると、オーステナイト相からフェライト又はベイナイトに変態する際に、オーステナイト相中に十分にＣが濃化されず、室温で安定な残留オーステナイトが得られないためである。   In the structure of the steel sheet of the present invention, the total volume ratio of one or both of ferrite and bainite is more than 50%. This is because when the total volume fraction of one or both of ferrite and bainite is 50% or less, C is not sufficiently concentrated in the austenite phase when transformed from the austenite phase to ferrite or bainite, and at room temperature. This is because stable retained austenite cannot be obtained.

残留オーステナイトの体積率は、３％未満では十分な加工誘起変態によるｎ値（加工硬化指数）の向上、即ちＴＲＩＰ（TRansformation-Induced Plasticity）効果が得られないため、下限を３％とした。また、残留オーステナイト分率の上限は高いほど好ましいが、２０％超の残留オーステナイトを室温で安定的に存在させるには、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌなどを過剰に添加することが必要になり、成形性が劣化するため、本発明の鋼では２０％を上限値とした。   If the volume ratio of retained austenite is less than 3%, the improvement of the n value (work hardening index) due to sufficient work-induced transformation, that is, the TRIP (TRansformation-Induced Plasticity) effect cannot be obtained, so the lower limit was made 3%. Further, the upper limit of the retained austenite fraction is preferably as high as possible. However, in order to allow more than 20% of retained austenite to exist stably at room temperature, it is necessary to add excessive amounts of C, Si, Al, etc., and formability Therefore, 20% is set as the upper limit for the steel of the present invention.

フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト以外の相として、体積率で２０％以下のマルテンサイトを含むことがある。更に、パーライト及びセメンタイトは、合計の体積率が５％以下であれば存在していても構わない。   As phases other than ferrite, bainite, and retained austenite, martensite of 20% or less by volume may be included. Furthermore, pearlite and cementite may be present as long as the total volume ratio is 5% or less.

各組織の体積率は、光学顕微鏡によるミクロ組織観察を行い、組織写真を画像解析して測定された面積率として求めることができる。フェライト、ベイナイト、パーライトの体積率は、ナイタールで腐食した試料の光学顕微鏡組織写真を画像処理するか、又は、ポイントカウント法によって測定した面積率として求めることができる。   The volume ratio of each tissue can be obtained as an area ratio measured by observing the microstructure with an optical microscope and analyzing the structure photograph. The volume ratio of ferrite, bainite, and pearlite can be obtained as an area ratio measured by image processing of a photomicrograph of a sample corroded with nital or by a point count method.

残留オーステナイトは、レペラー腐食した試料を光学顕微鏡によって観察すると、マルテンサイトと同様に、白い組織として現出する。また、残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法によって測定することができる。したがって、マルテンサイトの体積率は、レペラー腐食した試料の光学顕微鏡組織写真を画像処理するか、又は、ポイントカウント法によって測定した面積率を求め、Ｘ線回折法によって測定した残留オーステナイトの体積率を減じて求めることができる。   Residual austenite appears as a white structure, similar to martensite, when a repeller-corroded sample is observed with an optical microscope. The volume fraction of retained austenite can be measured by an X-ray diffraction method. Therefore, the volume ratio of martensite is obtained by processing the image of the optical microscope texture of the sample that has undergone repeller corrosion, or obtaining the area ratio measured by the point count method, and calculating the volume ratio of residual austenite measured by the X-ray diffraction method. It can be calculated by subtracting.

なお、セメンタイトは、光学顕微鏡で観察できない程度の微細なものであれば、鋼板の特性にはほとんど影響を及ぼさない。したがって、光学顕微鏡でセメンタイトが観察されない場合、セメンタイトの体積率を０％とする。   In addition, if cementite is a fine thing which cannot be observed with an optical microscope, it has little influence on the characteristic of a steel plate. Therefore, when cementite is not observed with an optical microscope, the volume fraction of cementite is set to 0%.

ミクロ組織は、熱間圧延後の冷却又は酸洗、焼鈍後の冷却によって制御することができる。   The microstructure can be controlled by cooling after hot rolling or pickling and cooling after annealing.

熱延中に変態組織制御を行う際、即ち、熱延板の組織を室温で安定な残留オーステナイトを含む複合組織とする際には、上記製造条件に加え、仕上げ圧延後の冷却条件が重要となるため、熱延仕上げ後、制御冷却を行う。制御冷却は、熱延仕上げ後の空冷時間に制限を設け、第一制御冷却を行い、空冷した後、第二制御冷却を行い、その後、巻き取るという冷却である。   When controlling the transformation structure during hot rolling, that is, when making the structure of the hot rolled sheet into a composite structure containing retained austenite that is stable at room temperature, in addition to the above manufacturing conditions, the cooling conditions after finish rolling are important. Therefore, controlled cooling is performed after hot rolling finish. The controlled cooling is a cooling in which the air cooling time after hot rolling finish is limited, the first controlled cooling is performed, the air cooling is performed, the second controlled cooling is performed, and then the winding is performed.

仕上圧延後、そのまま、第一制御冷却を行うことが好ましく、空冷時間の下限は規定しない。しかし、例えば、水冷又はミスト冷却によって制御冷却を行う場合、仕上圧延機の出側から制御冷却装置までの間、空冷される時間の上限を３０ｓ以内とすることが必要である。   The first controlled cooling is preferably performed as it is after the finish rolling, and the lower limit of the air cooling time is not specified. However, for example, when controlled cooling is performed by water cooling or mist cooling, it is necessary to set the upper limit of air cooling time within 30 s from the exit side of the finishing mill to the control cooling device.

第一制御冷却の冷却速度が１０℃／ｓ未満では、フェライト又はベイナイトの体積率の増加やパーライトの析出により、３％以上の残留オーステナイトを確保できなくなる。第一制御冷却の冷却速度は、速いほど好ましいが、現状の技術では、３００℃／ｓ超とすることは困難である。   If the cooling rate of the first controlled cooling is less than 10 ° C./s, 3% or more of retained austenite cannot be secured due to an increase in the volume fraction of ferrite or bainite or precipitation of pearlite. The higher the cooling rate of the first controlled cooling, the better. However, with the current technology, it is difficult to set the cooling rate above 300 ° C./s.

本発明においては、第一制御冷却を６５０〜８００℃の温度範囲で停止して空冷を開始し、空冷時間を２〜１５ｓとすることが残留オーステナイト量の確保のために極めて重要である。   In the present invention, it is extremely important to secure the amount of retained austenite by stopping the first controlled cooling in the temperature range of 650 to 800 ° C. and starting the air cooling and setting the air cooling time to 2 to 15 s.

この空冷開始温度が、８００℃超又は空冷時間が２ｓ未満では、残留オーステナイト中にＣを濃化させるために重要なフェライト又はベイナイト変態が不十分となり、そのため、その後の第二制御冷却の際にマルテンサイトが生成して、残留オーステナイト量を３％以上とすることができない。   If the air cooling start temperature is higher than 800 ° C. or the air cooling time is less than 2 s, the ferrite or bainite transformation important for concentrating C in the retained austenite becomes insufficient, and therefore, during the subsequent second controlled cooling. Martensite is generated, and the amount of retained austenite cannot be 3% or more.

一方、空冷開始温度が６５０℃未満の場合、フェライト又はベイナイト体積率が十分でないため、同様に、第二制御冷却の際にマルテンサイトが生成する。また、空冷時間を１５ｓ超とすると、パーライト組織へと変態するため、十分な残留オーステナイト量を確保することができない。   On the other hand, when the air cooling start temperature is less than 650 ° C., the volume ratio of ferrite or bainite is not sufficient, and similarly, martensite is generated during the second controlled cooling. On the other hand, if the air cooling time is longer than 15 s, it transforms into a pearlite structure, so that a sufficient amount of retained austenite cannot be ensured.

第二制御冷却は、第一制御冷却後の空冷で確保した残留オーステナイトがフェライトに変態するのを抑制するため、冷却速度を１０℃／ｓ以上として行う。第二制御冷却の冷却速度が１０℃／ｓ未満では、残留オーステナイトを３％以上とすることができないので、１０℃／Ｓを下限とする。上限は、速いほど好ましいが、現状の技術では、３００℃／ｓ超とすることは困難である。   The second controlled cooling is performed at a cooling rate of 10 ° C./s or more in order to suppress the retained austenite secured by air cooling after the first controlled cooling from transforming into ferrite. If the cooling rate of the second controlled cooling is less than 10 ° C./s, the retained austenite cannot be 3% or more, so 10 ° C./S is set as the lower limit. The upper limit is preferably as fast as possible, but it is difficult to exceed 300 ° C./s with the current technology.

第二制御冷却の停止温度は、３００℃超〜５００℃未満の範囲内とし、この温度域で巻き取る。これは、巻き取り温度が５００℃以上では、セメンタイトの析出量が多くなることで、オーステナイト中のＣ濃度が減少し、室温で、安定な残留オーステナイトを３％以上得ることが難しいからである。また、下限値を３００℃超としたのは、第二制御冷却時のマルテンサイト変態を抑制し、３％以上の残留オーステナイトを確保するためである。   The stop temperature of the second controlled cooling is in the range of more than 300 ° C. to less than 500 ° C., and winding is performed in this temperature range. This is because when the coiling temperature is 500 ° C. or higher, the amount of cementite deposited increases, the C concentration in austenite decreases, and it is difficult to obtain 3% or more of stable retained austenite at room temperature. Moreover, the reason why the lower limit value is set to more than 300 ° C. is to suppress martensitic transformation during the second controlled cooling and to secure 3% or more of retained austenite.

熱間圧延によって組織を制御せず、酸洗後に熱延鋼板を焼鈍し、残留オーステナイトを確保してもよい。熱延鋼板の焼鈍は、加熱時に一部のフェライト、ベイナイトをオーステナイト相に逆変態させ、その後の冷却制御及び保持によって、フェライト、ベイナイトを形成させ、残留オーステナイトを確保するために行う。   The structure may not be controlled by hot rolling, and the hot-rolled steel sheet may be annealed after pickling to ensure retained austenite. Annealing of the hot-rolled steel sheet is performed to reversely transform some of the ferrite and bainite into an austenite phase during heating, to form ferrite and bainite by subsequent cooling control and holding, and to secure residual austenite.

熱延鋼板の焼鈍の最高加熱温度はＡｃ₁［℃］以上、０．５×（Ａｃ₁＋Ａｃ₃）［℃］以下とする。 The maximum heating temperature for annealing the hot-rolled steel sheet is set to Ac ₁ [° C.] or higher and 0.5 × (Ac ₁ + Ac ₃ ) [° C.] or lower.

これは、焼鈍の最高加熱温度がＡｃ₁変態点［℃］未満では、組織制御に必要なオーステナイトへの逆変態が起こり難く、残留オーステナイトを確保することが難しくなり、０．５×（Ａｃ₁＋Ａｃ₃）［℃］を超えると、組織の大部分がオーステナイトに逆変態し、熱延時に制御した集合組織が崩れて、ヤング率向上効果が得られなくなるためである。 This is because when the maximum heating temperature for annealing is less than the Ac ₁ transformation point [° C.], reverse transformation to austenite necessary for structure control hardly occurs, and it becomes difficult to secure retained austenite, and 0.5 × (Ac ₁ If + Ac ₃ ) [° C.] is exceeded, most of the structure reversely transforms into austenite, the texture controlled during hot rolling collapses, and the Young's modulus improvement effect cannot be obtained.

なお、最高加熱温度に到達後、直ちに冷却してもよいが、１２０ｓ以上１８００ｓ以下の保持が好ましく、３００ｓ以上６００ｓ以下の保持が、更に好ましい。   In addition, although it may cool immediately after reaching the maximum heating temperature, holding of 120 s to 1800 s is preferable, and holding of 300 s to 600 s is more preferable.

組織制御を目的とする熱延鋼板の焼鈍後の冷却は、冷却速度を１℃／ｓ未満として行うと、フェライト変態が促進されるか、又は、パーライトが生成して、残留オーステナイトの確保が難しくなることがある。一方、冷却速度を１５０℃／ｓ超とすることは、現状の技術では困難である。したがって、焼鈍後の冷却速度を１〜１５０℃／ｓの範囲とする。   Cooling after annealing of a hot-rolled steel sheet for the purpose of structure control is performed at a cooling rate of less than 1 ° C./s, ferrite transformation is promoted or pearlite is generated, and it is difficult to secure retained austenite. May be. On the other hand, it is difficult for the current technology to make the cooling rate higher than 150 ° C./s. Therefore, the cooling rate after annealing is set to a range of 1 to 150 ° C./s.

熱延鋼板の焼鈍後の冷却停止温度は、過時効温度域であり、３８０℃以下では、マルテンサイト変態が生じ、５００℃超では、セメンタイトの析出によってオーステナイト中のＣ濃度が減少し、又は、パーライト変態が生じて、室温で安定な残留オーステナイトを確保することができない。したがって、冷却停止温度は３８０℃超５００℃未満とする。   The cooling stop temperature after annealing of the hot-rolled steel sheet is an over-aging temperature range, and when it is 380 ° C. or lower, martensitic transformation occurs. Pearlite transformation occurs, and stable retained austenite cannot be secured at room temperature. Therefore, the cooling stop temperature is more than 380 ° C. and less than 500 ° C.

冷却後、更に、３８０℃超〜５００℃未満の範囲内で１〜１８００ｓ保持する。これは、保持時間が１ｓ未満であると、その後の冷却中に、マルテンサイト変態が生じ、保持時間が１８００ｓを超えると、ベイナイトが過剰に生成して、安定な残留オーステナイトを確保することができないからである。   After cooling, the temperature is further maintained within a range of more than 380 ° C. and less than 500 ° C. for 1 to 1800 s. This is because if the holding time is less than 1 s, martensitic transformation occurs during the subsequent cooling, and if the holding time exceeds 1800 s, bainite is excessively generated and stable retained austenite cannot be secured. Because.

以下、本発明において鋼組成を限定する理由について説明する。なお、元素の含有量の％は、質量％を意味する。   Hereinafter, the reason for limiting the steel composition in the present invention will be described. In addition,% of element content means the mass%.

Ｎｂは、本発明において重要な元素であり、熱間圧延において、γ相を加工した際の再結晶を著しく抑制し、γ相での加工集合組織の形成を著しく促す。この観点から、Ｎｂは、０．００５％以上添加することが必要である。０．０１０％以上の添加が好ましく、０．０１５％以上の添加が、更に好ましい。しかしながら、Ｎｂの添加量が０．１００％を超えると、圧延方向のヤング率が低下するので、上限は０．１００％とする。   Nb is an important element in the present invention, and remarkably suppresses recrystallization when the γ phase is processed in hot rolling, and remarkably promotes the formation of a processed texture in the γ phase. From this viewpoint, Nb needs to be added in an amount of 0.005% or more. Addition of 0.010% or more is preferable, and addition of 0.015% or more is more preferable. However, if the amount of Nb added exceeds 0.100%, the Young's modulus in the rolling direction decreases, so the upper limit is made 0.100%.

Ｎｂの添加によって、圧延方向のヤング率が低下する理由は、定かでないが、Ｎｂが、γ相の積層欠陥エネルギーに影響を及ぼしているものと推測される。この観点から、Ｎｂの添加量を０．０８％以下とすることが好ましく、０．０６０％以下とすることが、更に好ましい。   The reason why the Young's modulus in the rolling direction decreases due to the addition of Nb is not clear, but it is presumed that Nb affects the stacking fault energy of the γ phase. In this respect, the Nb addition amount is preferably 0.08% or less, and more preferably 0.060% or less.

Ｔｉも、本発明において重要な元素である。Ｔｉは、γ相高温域で窒化物を形成し、熱間圧延において、γ相を加工した際の再結晶を抑制する。更に、Ｂを添加した場合には、Ｔｉの窒化物の形成によって、ＢＮの析出が抑制されるため、固溶Ｂを確保することができる。   Ti is also an important element in the present invention. Ti forms nitrides in the high temperature region of the γ phase, and suppresses recrystallization when the γ phase is processed in hot rolling. Further, when B is added, the formation of Ti nitride suppresses the precipitation of BN, so that solid solution B can be ensured.

これにより、ヤング率の向上に好ましい集合組織の発達が促進される。この効果を得るためには、Ｔｉを０．００２％以上添加することが必要である。一方、Ｔｉを０．１５０％を超えて添加すると、加工性が著しく劣化することから、この値を上限とする。この観点から、０．１００％以下にすることが好ましい。更に好ましくは０．０６０％以下である。   This promotes the development of a texture preferable for improving the Young's modulus. In order to obtain this effect, 0.002% or more of Ti needs to be added. On the other hand, if Ti is added in an amount exceeding 0.150%, the workability deteriorates remarkably, so this value is made the upper limit. From this viewpoint, the content is preferably 0.100% or less. More preferably, it is 0.060% or less.

Ｎは、不純物であり、下限は、特に設定しないが、０．０００５％未満とするには、コストが高くなり、かつ、それほどの効果が得られないため、０．０００５％以上とすることが好ましい。また、Ｎは、Ｔｉと窒化物を形成し、γ相の再結晶を抑制するため、積極的に添加してもよいが、Ｂの再結晶抑制効果を低減させるので、０．０１００％以下に抑制する。この観点から、好ましくは０．００５０％以下、更に好ましくは０．００２０％以下とする。   N is an impurity, and the lower limit is not particularly set. However, in order to make it lower than 0.0005%, the cost becomes high and so much effect cannot be obtained. preferable. Further, N forms Ti and nitride, and may be positively added to suppress the recrystallization of the γ phase. However, since N reduces the recrystallization suppressing effect of B, it is reduced to 0.0100% or less. Suppress. In this respect, the content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0020% or less.

更に、ＴｉとＮは、下記（式１）を満足することが必要である。
Ｔｉ−４８／１４×Ｎ≧０．０００５ ・・・（式１）
ここで、Ｔｉ、Ｎは、これらの元素の含有量［質量％］である。 Furthermore, Ti and N must satisfy the following (formula 1).
Ti-48 / 14 × N ≧ 0.0005 (Formula 1)
Here, Ti and N are content [mass%] of these elements.

これにより、ＴｉＮ析出によるγ相の再結晶抑制効果が発現し、かつ、Ｂ添加の場合には、ＢＮの形成を抑制することができ、ヤング率の向上に好ましい集合組織の発達を促進することができる。   Thereby, the effect of suppressing recrystallization of the γ phase due to TiN precipitation is exhibited, and in the case of adding B, the formation of BN can be suppressed and the development of a texture preferable for improving the Young's modulus can be promoted. Can do.

Ｃは、強度を増加させる元素であり、０．００５％以上の添加が必要である。また、ヤング率の観点から、Ｃ量の下限を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｃ量が０．０１０％未満に低下すると、Ａｒ₃変態温度が上昇し、低温での熱延が困難となり、ヤング率が低下することがある。更に、溶接部の疲労特性の劣化を抑制するためには、０．０２０％以上とすることが好ましい。 C is an element that increases the strength, and needs to be added in an amount of 0.005% or more. Further, from the viewpoint of Young's modulus, the lower limit of the C content is preferably set to 0.010% or more. When the amount of C decreases to less than 0.010%, the Ar ₃ transformation temperature increases, hot rolling at low temperatures becomes difficult, and the Young's modulus may decrease. Furthermore, in order to suppress the deterioration of the fatigue characteristics of the welded portion, it is preferably 0.020% or more.

一方、Ｃ量が０．３００％を超えると、成形性が劣化するため、上限を０．３００％とする。また、ＴＲＩＰ効果を得るためには、オーステナイト中への十分なＣの濃化が必要となる。したがって、鋼中のＣ量が０．０５０％以下では、十分な残留オーステナイトが得られないので、Ｃ量を０．０５０％以上とすることが好ましい。更に、上限を０．１５０％とすることが好ましい。   On the other hand, if the C content exceeds 0.300%, the moldability deteriorates, so the upper limit is made 0.300%. Further, in order to obtain the TRIP effect, it is necessary to sufficiently enrich C in austenite. Therefore, if the amount of C in the steel is 0.050% or less, sufficient retained austenite cannot be obtained. Therefore, the amount of C is preferably 0.050% or more. Furthermore, the upper limit is preferably 0.150%.

本発明において、ＳｉとＡｌの添加量の合計は重要であり、その範囲は、０．１５〜３．０％とする。ＳｉとＡｌの添加量の合計が０．１５％未満では、オーステナイト中にセメンタイトなどの炭化物が析出し、オーステナイト中のＣ濃度が減少して、残留オーステナイトを確保することができなくなる。一方、これら元素の合計が３．０％超では、脆化層である金属間化合物が生成し、著しく成形性が劣化するため、上限を３．０％とする。   In the present invention, the total amount of Si and Al added is important, and the range is 0.15 to 3.0%. When the total amount of Si and Al added is less than 0.15%, carbides such as cementite are precipitated in austenite, the C concentration in the austenite is reduced, and residual austenite cannot be secured. On the other hand, if the total of these elements exceeds 3.0%, an intermetallic compound that is an embrittled layer is formed and the formability is significantly deteriorated, so the upper limit is made 3.0%.

また、Ｓｉは、固溶強化元素として強度を増加させる効果があり、ベイナイト、残留γを含む組織を得るためにも有効であり、狙いとする強度レベルに応じて、０．００１％以上を添加することが好ましい。溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生ずるので、Ｓｉ添加量の上限を１．２％とすることが好ましい。   Moreover, Si has an effect of increasing the strength as a solid solution strengthening element, and is effective for obtaining a structure containing bainite and residual γ, and 0.001% or more is added depending on the target strength level. It is preferable to do. 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. Therefore, the upper limit of the Si addition amount is preferably 1.2%.

Ａｌは、脱酸剤として有効であるため、０．０１％以上を添加することが好ましい。一方、Ａｌは、変態点を著しく高める元素であり、過剰に添加すると、低温γ域での圧延が困難となるので、上限を３．０％とすることが好ましい。   Since Al is effective as a deoxidizer, 0.01% or more is preferably added. On the other hand, Al is an element that remarkably increases the transformation point, and if added in excess, rolling in the low temperature γ region becomes difficult, so the upper limit is preferably made 3.0%.

Ｍｎは、本発明において重要な元素である。Ｍｎは、熱間圧延時に高温に加熱された際、γ相からフェライト相に変態する温度であるＡｒ₃変態点を低下させる元素であり、Ｍｎの添加によって、γ相が低温まで安定になり、仕上圧延の温度を低下させることができる。この効果を得るには、Ｍｎを０．１０％以上添加することが必要である。 Mn is an important element in the present invention. Mn is an element that lowers the Ar ₃ transformation point, which is a temperature at which the γ phase is transformed into the ferrite phase when heated to a high temperature during hot rolling, and by adding Mn, the γ phase becomes stable to a low temperature, The temperature of finish rolling can be lowered. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.10% or more of Mn.

また、Ｍｎは、後述するように、γ相での積層欠陥エネルギーとの相関があり、γ相での加工集合組織形成及び変態時のバリアント選択に影響を与え、変態後に、圧延方向のヤング率を高める結晶方位を発達させ、逆に、ヤング率を低くする方位の形成を抑制する効果がある。   As will be described later, Mn has a correlation with the stacking fault energy in the γ phase, and affects the formation of the working texture in the γ phase and the variant selection during transformation. After transformation, the Young's modulus in the rolling direction It has the effect of suppressing the formation of an orientation that lowers the Young's modulus.

この観点から、Ｍｎを１．００％以上添加することが好ましい。更に好ましくは、１．２０％以上であり、１．５％以上が最も好ましい。一方、Ｍｎの添加量が、３．００％を超えても、著しいヤング率向上効果が得られないだけでなく、強度が高くなりすぎて、延性が低下するので、上限を３．００％とする。   From this viewpoint, it is preferable to add 1.00% or more of Mn. More preferably, it is 1.20% or more, and most preferably 1.5% or more. On the other hand, even if the addition amount of Mn exceeds 3.00%, not only a significant Young's modulus improvement effect is not obtained, but also the strength becomes too high and the ductility decreases, so the upper limit is 3.00%. To do.

Ｐは、不純物であるが、強度を増加する必要がある場合には、積極的に添加してもよい。また、Ｐは、熱延組織を微細にし、加工性を向上する効果も有する。ただし、添加量が０．１５０％を超えると、スポット溶接後の疲労強度が劣化し、降伏強度が増加して、プレス時に、面形状不良を引き起こす。更に、連続溶融亜鉛めっき時に、合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加工性も劣化する。したがって、その上限を０．１５％とする。   P is an impurity, but may be positively added if the strength needs to be increased. P also has the effect of making the hot-rolled structure fine and improving workability. However, if the addition amount exceeds 0.150%, the fatigue strength after spot welding deteriorates, the yield strength increases, and a surface shape defect is caused during pressing. Furthermore, during continuous hot dip galvanization, the alloying reaction is extremely slow and productivity is reduced. Also, the secondary workability is deteriorated. Therefore, the upper limit is made 0.15%.

Ｓは、不純物であり、０．０１５０％超では、熱間割れの原因となったり、加工性を劣化させたりするので、０．０１５０％を上限とする。   S is an impurity. If it exceeds 0.0150%, it causes hot cracking or deteriorates workability, so 0.0150% is made the upper limit.

板厚表層と中心部の双方の静的ヤング率を高めるためには、下記（式２）を満足することが好ましい。
４≦３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≦１０
・・・（式２）
ここで、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは、各元素の含有量［質量％］である。 In order to increase the static Young's modulus of both the plate thickness surface layer and the central portion, it is preferable to satisfy the following (Formula 2).
4 ≦ 3.2Mn + 9.6Mo + 4.7W + 6.2Ni + 18.6Cu + 0.7Cr ≦ 10
... (Formula 2)
Here, Mn, Mo, W, Ni, Cu, and Cr are the content [% by mass] of each element.

なお、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒの添加量が、以下に説明する好ましい範囲よりも少量である場合は、０として上記（式２）の関係式の計算を行う。   When the amount of addition of Mo, W, Ni, Cu, and Cr is less than the preferable range described below, the relational expression of the above (Formula 2) is calculated as 0.

上記（式２）を満足すると、鋼板の表層の剪断層や板厚の中心部近傍で、圧延方向のヤング率を高める方位が集積し、圧延方向のヤング率を低下させる方位の集積が抑制される。   If the above (Formula 2) is satisfied, the orientation that increases the Young's modulus in the rolling direction is accumulated in the vicinity of the shear layer of the surface layer of the steel sheet and the center of the thickness, and the accumulation of the orientation that reduces the Young's modulus in the rolling direction is suppressed The

上記（式２）の関係式の数値の増加とともに、圧延方向のヤング率が高くなることから、好ましくは４．５以上、更に好ましくは５．５以上になるように、Ｍｎ、及び、必要に応じて、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒの１種又は２種以上の添加量を調整する。   As the Young's modulus in the rolling direction increases with an increase in the numerical value of the relational expression (Formula 2), Mn and, as necessary, are preferably 4.5 or more, more preferably 5.5 or more. Accordingly, the amount of addition of one or more of Mo, W, Ni, Cu, and Cr is adjusted.

ただし、（式２）の関係式の値が１０を超えると、機械的性質が劣化するとともに、板厚中心部の集合組織が劣化し、圧延方向の静的ヤング率が低下することがあるので、（式２）の関係式の値を、１０以下にすることが好ましい。この観点から、８以下にすることが、より好ましい。   However, if the value of the relational expression in (Expression 2) exceeds 10, the mechanical properties deteriorate, the texture at the center of the plate thickness deteriorates, and the static Young's modulus in the rolling direction may decrease. The value of the relational expression in (Expression 2) is preferably 10 or less. From this viewpoint, it is more preferable to set it to 8 or less.

Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉは、熱間圧延時のγ相の積層欠陥エネルギーに影響を及ぼす元素であり、１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上添加することが好ましい。   Mo, Cr, W, Cu, and Ni are elements that affect the stacking fault energy of the γ phase during hot rolling, and it is preferable to add one or two or more of each 0.01% or more. .

Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上とＭｎとを複合添加すると、加工集合組織形成に影響を与え、表層から１／６板厚部において、圧延方向のヤング率を高める結晶方位である｛１１０｝＜１１１＞、｛２１１｝＜１１１＞を発達させ、ヤング率を低くする方位である｛１００｝＜００１＞や｛１１０｝＜００１＞の形成を抑制する効果を発現する。   Addition of one or more of Mo, Cr, W, Cu, Ni and Mn affects the formation of the work texture, and increases the Young's modulus in the rolling direction from the surface layer to the 1/6 plate thickness portion. Develops {110} <111> and {211} <111>, which are crystal orientations, and exhibits the effect of suppressing the formation of {100} <001> and {110} <001>, which are orientations that lower the Young's modulus. To do.

一方、Ｍｏの添加は、強度を著しく上昇させ、加工性を低減させることがあるので、添加量を、１．００％以下とすることが好ましい。コストの観点から、添加量を、０．５０％以下とすることが好ましい。   On the other hand, the addition of Mo significantly increases the strength and may reduce the workability, so the addition amount is preferably 1.00% or less. From the viewpoint of cost, the addition amount is preferably 0.50% or less.

Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上の上限は、加工性及び経済性の観点から、Ｃｒは２．００％、Ｗは０．１０％、Ｃｕは０．１５％、Ｎｉは１．００％とすることが好ましい。   The upper limit of one or more of Cr, W, Cu, and Ni is 2.00% for Cr, 0.10% for W, 0.15% for Cu, 0.15% for Ni, from the viewpoint of workability and economy. It is preferable to set it to 1.00%.

Ｂは、Ｎｂと複合添加することによって、再結晶を著しく抑制するとともに、固溶状態で焼入れ性を高める元素であり、オーステナイトからフェライトへの変態時の結晶方位のバリアント選択性に影響を及ぼすと考えられる。   B is an element that significantly suppresses recrystallization and enhances hardenability in a solid solution state by adding it in combination with Nb, and affects the variant selectivity of crystal orientation during transformation from austenite to ferrite. Conceivable.

したがって、ヤング率を上げる方位である｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群の発達を促すと同時に、ヤング率を下げる方位である｛１００｝＜００１＞方位や｛１１０｝＜００１＞方位の発達を抑制すると考えられる。この観点から、Ｂは、０．０００５％以上添加することが好ましい。   Therefore, the {110} <111> to {110} <112> orientation groups that increase the Young's modulus are promoted and the {100} <001> orientation and {110} < It is considered that the development of 001> orientation is suppressed. From this viewpoint, B is preferably added in an amount of 0.0005% or more.

一方、Ｂを０．０１００％超添加しても、更なる効果は得られないため、上限を０．０１００％とする。また、Ｂを０．００５％超添加すると、加工性が劣化することがあるため、０．００５０％以下が好ましい。更に好ましくは０．００３０％以下である。   On the other hand, even if B is added over 0.0100%, no further effect is obtained, so the upper limit is made 0.0100%. Further, if B is added in excess of 0.005%, the workability may deteriorate, so 0.0050% or less is preferable. More preferably, it is 0.0030% or less.

Ｃａ、Ｒｅｍ及びＶは、機械的強度を高めたり、材質を改善する効果があるので、必要に応じて、１種又は２種以上を添加することが好ましい。Ｃａ及びＲｅｍの添加量が０．０００５％未満、Ｖの添加量が０．００１％未満では、十分な効果が得られないことがある。   Ca, Rem, and V have the effect of increasing mechanical strength or improving the material, and therefore it is preferable to add one or more as necessary. If the addition amount of Ca and Rem is less than 0.0005% and the addition amount of V is less than 0.001%, sufficient effects may not be obtained.

一方、Ｃａ及びＲｅｍの添加量が０．１０００％超、Ｖの添加量が０．１００％超であると、延性を損なうことがある。したがって、Ｃａ、Ｒｅｍ及びＶは、それぞれ、０．０００５〜０．１０００％、０．０００５〜０．１０００％、及び、０．００１〜０．１００％の範囲で添加することが好ましい。   On the other hand, if the addition amount of Ca and Rem exceeds 0.1000% and the addition amount of V exceeds 0.100%, ductility may be impaired. Therefore, Ca, Rem, and V are preferably added in the ranges of 0.0005 to 0.1000%, 0.0005 to 0.1000%, and 0.001 to 0.100%, respectively.

次に、上述の形状比、有効歪み、冷却速度以外の製造条件の限定理由について述べる。   Next, the reasons for limiting the manufacturing conditions other than the above-described shape ratio, effective strain, and cooling rate will be described.

鋼を、常法により溶製、鋳造し、熱間圧延に供する鋼片を得る。この鋼片は、鋼塊を鍛造又は圧延したものでもよいが、生産性の観点から、連続鋳造により鋼片を製造することが好ましい。また、薄スラブキャスターなどで製造してもよい。   Steel is melted and cast by a conventional method to obtain a steel piece to be subjected to hot rolling. Although this steel slab may be a forged or rolled steel ingot, it is preferable to manufacture the steel slab by continuous casting from the viewpoint of productivity. Moreover, you may manufacture with a thin slab caster.

また、通常、鋼片は鋳造後、冷却し、熱間圧延を行うために、再度、加熱する。この場合、熱間圧延を行う際の鋼片の加熱温度は、１１００℃以上とすることが好ましい。鋼片の加熱温度が１１００℃未満であると、熱間圧延の仕上温度をＡｒ₃変態点以上とすることが難しくなる。鋼片を効率良く均一に加熱するためには、加熱温度を１１５０℃以上とすることが好ましい。 Usually, the steel slab is cooled again after casting, and then heated again for hot rolling. In this case, it is preferable that the heating temperature of the steel slab when hot rolling is 1100 ° C. or higher. When the heating temperature of the steel slab is less than 1100 ° C., it is difficult to set the finishing temperature of hot rolling to the Ar ₃ transformation point or higher. In order to heat the steel slab efficiently and uniformly, the heating temperature is preferably 1150 ° C. or higher.

加熱温度の上限は規定しないが、１３００℃超に加熱すると、鋼板の結晶粒径が粗大になり、加工性を損なうことがある。また、溶製した鋼を鋳造後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスを採用してもよい。   The upper limit of the heating temperature is not specified, but when heated to over 1300 ° C., the crystal grain size of the steel sheet becomes coarse and the workability may be impaired. Further, a process such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after casting the molten steel may be employed.

本発明の鋼板の製造においては、１１００℃以下での熱間圧延の条件は重要であり、形状比の規定については、上述したとおりである、なお、圧延ロールの直径は、室温で測定したものであり、熱延中の扁平を考慮する必要はない。   In the production of the steel sheet of the present invention, the conditions for hot rolling at 1100 ° C. or lower are important, and the definition of the shape ratio is as described above. The diameter of the rolling roll was measured at room temperature. Therefore, it is not necessary to consider the flatness during hot rolling.

各圧延ロールの入側及び出側板厚は、放射線等を用いて、その場で測定してもよいし、圧延荷重より、変形抵抗等を考慮して計算で求めてもよい。また、１１００℃を超える温度における熱間圧延は、特に規定せず、適宜、行って構わない。即ち、鋼片の粗圧延については、特に限定せず、常法によって行えばよい。   The entry side and exit side plate thicknesses of each rolling roll may be measured on the spot using radiation or the like, or may be calculated from the rolling load in consideration of deformation resistance and the like. Further, the hot rolling at a temperature exceeding 1100 ° C. is not particularly defined and may be appropriately performed. That is, the rough rolling of the steel slab is not particularly limited, and may be performed by a conventional method.

熱間圧延において、１１００℃以下、最終パスまでの圧下率は、４０％以上とする。１１００℃超で熱間圧延しても、加工後の組織が、再結晶し、１／６板厚部における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比を高める効果が得られない。   In hot rolling, the rolling reduction to 1100 ° C. or less and the final pass is 40% or more. Even after hot rolling above 1100 ° C., the processed structure recrystallizes, and the X-ray random intensity ratio of {110} <111> to {110} <112> orientation groups in the 1/6 plate thickness part The effect of increasing cannot be obtained.

１１００℃以下、最終パスまでの圧下率は、１１００℃における鋼板の板厚と最終パス後の鋼板の板厚との差を、１１００℃における鋼板の板厚で除した値を百分率で表した数値である。圧下率を４０％以上とするのは、４０％未満では、１／６板厚部で、圧延方向のヤング率を高める集合組織が十分発達しないからである。   1100 ° C. or less, the reduction ratio until the final pass is a numerical value expressed as a percentage obtained by dividing the difference between the plate thickness of the steel plate at 1100 ° C. and the plate thickness of the steel plate after the final pass by the plate thickness of the steel plate at 1100 ° C. It is. The reason why the rolling reduction is 40% or more is that when it is less than 40%, the texture that increases the Young's modulus in the rolling direction is not sufficiently developed in the 1/6 plate thickness portion.

圧下率を４０％以上とすることは、１／２板厚部で、圧延方向のヤング率を高める集合組織を高めるためにも好ましい。１／６板厚部及び１／２板厚部で、圧延方向のヤング率を高めるためには、最終パスまでの圧下率を５０％以上とすることが好ましい。   Setting the rolling reduction to 40% or more is preferable in order to increase the texture that increases the Young's modulus in the rolling direction at the ½ plate thickness portion. In order to increase the Young's modulus in the rolling direction at the 1/6 plate thickness portion and the 1/2 plate thickness portion, it is preferable that the rolling reduction rate to the final pass is 50% or more.

圧下率の上限は、特に設けないが、１１００℃以下、最終パスまでの圧下率を９５％超にすることは、圧延機の負荷を高めるばかりか、集合組織にも影響を及ぼし、ヤング率が低下し始めることから、９５％以下が好ましい。この観点から、９０％以下が、更に好ましい。   Although the upper limit of the rolling reduction is not particularly set, setting the rolling reduction to 1100 ° C. or lower and the final pass to over 95% not only increases the load on the rolling mill but also affects the texture, and the Young's modulus is 95% or less is preferable because it starts to decrease. In this respect, 90% or less is more preferable.

熱間圧延の最終パスの温度は、Ａｒ₃変態点以上とする。これは、Ａｒ₃変態点未満で圧延すると、１／６板厚部において、圧延方向及び幅方向のヤング率にとって好ましくない｛１１０｝＜００１＞集合組織が発達するためである。熱間圧延の最終パスの温度が９００℃超では、圧延方向のヤング率の向上に好ましい集合組織を発達させることが困難であり、１／６板厚部における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比が低下する。 The temperature of the final pass of hot rolling is not less than the Ar ₃ transformation point. This is because {110} <001> texture unfavorable for the Young's modulus in the rolling direction and the width direction develops in the 1/6 thickness portion when rolling is performed below the Ar ₃ transformation point. If the temperature of the final pass of hot rolling exceeds 900 ° C., it is difficult to develop a texture preferable for improving the Young's modulus in the rolling direction, and {110} <111> to {110 in the 1/6 plate thickness portion. } The X-ray random intensity ratio of the <112> orientation group decreases.

圧延方向のヤング率を向上させるには、最終パスの圧延温度を低下させることが好ましく、特に、１／２板厚部の圧延方向のヤング率を高めるためには、より低い温度での圧下率を高めることが好ましい。   In order to improve the Young's modulus in the rolling direction, it is preferable to lower the rolling temperature in the final pass. In particular, in order to increase the Young's modulus in the rolling direction of the ½ sheet thickness portion, the reduction rate at a lower temperature. Is preferably increased.

Ａｒ₃変態点以上であることを条件として、好ましくは８５０℃以下、更に好ましくは８００℃以下とする。これにより、板厚中心部での｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）を１５以下、｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）を５以上、かつ（Ａ）／（Ｂ）を１．００以下とすることができる。 On the condition that it is above the Ar ₃ transformation point, it is preferably 850 ° C. or lower, more preferably 800 ° C. or lower. Thereby, the X-ray random intensity ratio (A) of {332} <113> orientation at the center of the plate thickness is 15 or less, the X-ray random intensity ratio (B) of {112} <110> orientation is 5 or more, and (A) / (B) can be made 1.00 or less.

上記（式２）の値が高めである場合、圧下率を大きくすると、１／２板厚部では、圧延方向のヤング率を低下させる｛３３２｝＜１１３＞方位も発達し易くなる傾向にあるが、圧延方向のヤング率を高める｛２２５｝＜１１０＞方位や、｛００１｝＜１１０＞方位及び｛１１２｝＜１１０＞方位の発達が促進される。   When the value of (Expression 2) is high, if the rolling reduction is increased, the {332} <113> orientation that reduces the Young's modulus in the rolling direction tends to be easily developed in the 1/2 sheet thickness portion. However, the development of the {225} <110> orientation, the {001} <110> orientation, and the {112} <110> orientation that increase the Young's modulus in the rolling direction is promoted.

これにより、｛００１｝＜０１１＞方位と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比の平均値（Ｃ）を５以上とし、｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）との比（Ａ）／（Ｃ）を１．１０以下にすることができる。   Accordingly, the average value (C) of the X-ray random intensity ratio of the {001} <011> orientation and the {112} <110> orientation is set to 5 or more, and the X-ray random intensity ratio (A) of the {332} <113> orientation (A ) Ratio (A) / (C) can be 1.10 or less.

熱間圧延を実施する際に、圧延ロールの異周速率が１％以上の異周速圧延を、少なくとも１パス以上施すと、表層近傍での集合組織形成が促進されるため、異周速圧延を実施しない場合の本発明以上に、ヤング率が向上する。この観点から、異周速率は１％以上とし、望ましくは、異周速率５％以上、更に望ましくは、異周速率１０％以上の異周速圧延を施すことが望ましい。   When carrying out hot rolling, if at least one pass of different circumferential speed rolling with a different circumferential speed ratio of the rolling roll of 1% or more is performed, the formation of a 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 point of view, the different peripheral speed ratio is set to 1% or more, preferably, the different peripheral speed ratio is 5% or more, and more preferably, the different peripheral speed ratio is 10% or more.

異周速率及び異周速圧延パス数の上限は、特に規定しないが、上記の理由から、いずれも、大きい方が大きなヤング率向上効果が得られることは言うまでもない。しかし、５０％以上の異周速率は、現状では困難であり、仕上熱延パスは、通常８パス程度までである。   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 improvement effect can be obtained for any of the above reasons. However, a different peripheral speed ratio of 50% or more is difficult at present, and the finishing hot rolling pass is usually up to about 8 passes.

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。   Here, the different peripheral speed ratio in the present invention represents a percentage obtained by dividing the peripheral speed difference between the upper and lower rolling rolls by the peripheral speed of the low peripheral speed roll. 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ため、使用しない場合の本発明以上に、ヤング率が向上する。それ故、ロール径７００ｍｍ以下のワークロールを使用することが望ましい。この観点から、ワークロール径は７００ｍｍ以下とし、６００ｍｍ以下であることが望ましく、５００ｍｍ以下とすることが更に望ましい。   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. Will improve. Therefore, it is desirable to use a work roll having a roll diameter of 700 mm or less. From this viewpoint, the work roll diameter is 700 mm or less, desirably 600 mm or less, and more desirably 500 mm or less.

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。   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.

組織制御を行った熱延鋼板には、最高加熱温度を、５００℃以上０．５×（Ａｃ₁＋Ａｃ₃）［℃］以下の範囲とする焼鈍を施してもよい。これによって、圧延方向のヤング率は、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。 The hot-rolled steel sheet subjected to the structure control may be annealed so that the maximum heating temperature is 500 ° C. or more and 0.5 × (Ac ₁ + Ac ₃ ) [° C.] or less. 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 rearranged by heat treatment.

最高加熱温度が５００℃未満ではその効果が顕著ではなく、一方、０．５×（Ａｃ₁＋Ａｃ₃）［℃］を超えると、焼鈍温度におけるオーステナイト相への変態が促進されて、集合組織の集積が弱くなり、ヤング率が低下することがある。ヤング率の向上のため、熱延板焼鈍の最高加熱温度は、更に好ましくは６５０〜８００℃とする。 When the maximum heating temperature is less than 500 ° C., the effect is not remarkable. On the other hand, when it exceeds 0.5 × (Ac ₁ + Ac ₃ ) [° C.], the transformation to the austenite phase at the annealing temperature is promoted, and the texture Accumulation may weaken and Young's modulus may decrease. In order to improve the Young's modulus, the maximum heating temperature of hot-rolled sheet annealing is more preferably 650 to 800 ° C.

最高加熱温度に到達後、直ちに冷却してもよいが、鋼板の温度を均一にするには、１２０ｓ以上保持することが好ましく、１８００ｓ超の保持は、生産性を損なう。鋼板の材質の均質性と生産性を両立するには、保持時間を３００ｓ以上６００ｓ以下とすることが、更に好ましい。   Although it may be cooled immediately after reaching the maximum heating temperature, in order to make the temperature of the steel sheet uniform, it is preferable to hold for 120 s or more, and holding for over 1800 s impairs productivity. In order to achieve both the homogeneity of the material of the steel sheet and the productivity, it is more preferable that the holding time is 300 s or more and 600 s or less.

熱延鋼板の組織制御を焼鈍後の冷却によって行う場合、熱間圧延の仕上圧延後の冷却条件は、特に規定しないが、４００〜６００℃で巻き取ると、ヤング率が向上する場合があるので、この温度範囲で巻き取るのが好ましい。   When the structure control of the hot-rolled steel sheet is performed by cooling after annealing, the cooling condition after finish rolling of hot rolling is not particularly specified, but if it is wound at 400 to 600 ° C., Young's modulus may be improved. It is preferable to wind up in this temperature range.

熱延鋼板の焼鈍の加熱速度は、特に限定しないが、３℃／ｓ以上にすることが好ましい。加熱速度が３℃／ｓ未満では、加熱中に再結晶が進行し、ヤング率向上に有利な集合組織の極密度が低下することがある。一方、加熱速度を７０℃／ｓ超としても、特段、材料特性は変化しない。   The heating rate for annealing the hot-rolled steel sheet is not particularly limited, but is preferably 3 ° C./s or more. When the heating rate is less than 3 ° C./s, recrystallization proceeds during heating, and the extreme density of the texture that is advantageous for improving the Young's modulus may decrease. On the other hand, even if the heating rate is higher than 70 ° C./s, the material properties are not particularly changed.

熱延鋼板、冷延鋼板には溶融亜鉛メッキ又は合金化溶融亜鉛メッキを施してもよい。冷延鋼板を焼鈍する場合は、冷却後、連続する溶融亜鉛メッキラインにて、そのまま、溶融亜鉛メッキを施してもよい。亜鉛メッキの組成は、特に限定するものではなく、亜鉛の他、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉなどを、必要に応じて添加しても構わない。   Hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets may be hot dip galvanized or alloyed hot dip galvanized. When the cold-rolled steel sheet is annealed, it may be subjected to hot dip galvanization as it is in a continuous hot dip galvanizing line after cooling. 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.

合金化熱処理は、溶融亜鉛メッキを施した後に、４５０〜６００℃の範囲内で行う。４５０℃未満では、合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では、過度に合金化が進行し、メッキ層が脆化するため、プレス等の加工によってメッキが剥離するなどの問題を誘発する。合金化処理の時間は、５ｓ以上とする。５ｓ未満では合金化が十分に進行しない。上限は、特に定めないが、メッキ密着性を考慮すると、１０ｓ程度とすることが好ましい。   The alloying heat treatment is performed within a range of 450 to 600 ° C. after hot dip galvanization. If the temperature is lower 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 time is 5 s or longer. If it is less than 5 s, alloying does not proceed sufficiently. The upper limit is not particularly defined, but is preferably about 10 s in consideration of plating adhesion.

熱延鋼板の焼鈍及び溶融亜鉛メッキ後に、必要に応じて酸洗し、その後、インライン又はオフラインで、圧下率１０％以下のスキンパスを施してもよい。   After annealing of the hot-rolled steel sheet and hot dip galvanization, pickling may be performed as necessary, and then a skin pass having a rolling reduction of 10% or less may be applied in-line or offline.

また、上記の熱延鋼板には、Ａｌ系メッキや、各種電気メッキを施しても構わない。更に、熱延鋼板及び各種メッキ鋼板には、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. Furthermore, the hot-rolled steel sheet and various plated steel sheets can be subjected to surface treatments such as an organic film, an inorganic film, and various paints according to the purpose.

本発明の低降伏比型高ヤング率鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を、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、この角度はでき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。   The steel pipe is rolled by rolling the low yield ratio type high Young's modulus steel sheet, hot dip galvanized steel sheet, and alloyed hot dip galvanized steel sheet of the present invention so that the angle between the rolling direction and the longitudinal direction of the steel pipe is within 0 to 30 °. Then, a high Young's modulus steel pipe having a high Young's modulus in the longitudinal direction of the steel pipe can be manufactured. It is preferable that this angle be as small as possible because 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.

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、任意の方向にして、ヤング率の高い鋼管を製造しても何ら問題はない。   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 an arbitrary direction depending on the application.

次に本発明を実施例にて説明する。   Next, the present invention will be described with reference to examples.

表１に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、鋼片を加熱して、熱間で粗圧延に続いて、表２及び表３（表２のつづき）に示す条件で仕上圧延を行った。表１の空欄は、元素を意図的に添加していないことを意味する。仕上圧延のスタンドは全６段からなり、ロール径は、６５０〜８３０ｍｍである。また、最終パス後の仕上板厚は、１．６〜１０ｍｍとした。   Steel having the composition shown in Table 1 is melted to produce a steel slab, the steel slab is heated, followed by hot rough rolling, followed by conditions shown in Table 2 and Table 3 (continued in Table 2). Finish rolling was performed. The blank in Table 1 means that no element was intentionally added. The stand for finish rolling consists of 6 stages, and the roll diameter is 650 to 830 mm. Moreover, the finishing board thickness after the last pass was 1.6-10 mm.

更に、表２及び表３において、ＳＲＴ［℃］は、鋼片の加熱温度、ＦＴ［℃］は、圧延の最終パス後、即ち、仕上出側の温度、ｔ_AC1［ｓ］は、熱間圧延の仕上圧延後、第一制御冷却を開始するまでの空冷時間であり、ＣＲ₁［℃／ｓ］は、空冷後の第一制御冷却中の平均冷却速度であり、Ｔ₁［℃］は、第一制御冷却の停止温度であり、ｔ_AC2［ｓ］は、第一制御冷却後の空冷時間であり、ＣＲ₂［℃／ｓ］は、第二制御冷却中の平均冷却速度であり、ＣＴ［℃］は、巻取り温度である。 Further, in Tables 2 and 3, SRT [° C.] is the heating temperature of the steel slab, FT [° C.] is after the final pass of rolling, that is, the temperature on the finishing side, and t _AC1 [s] is hot It is the air cooling time until the first controlled cooling is started after the finish rolling of rolling, CR ₁ [° C./s] is the average cooling rate during the first controlled cooling after the air cooling, and T ₁ [° C.] is , The stop temperature of the first control cooling, t _AC2 [s] is the air cooling time after the first control cooling, CR ₂ [° C./s] is the average cooling rate during the second control cooling, CT [° C.] is a winding temperature.

圧下率は、１１００℃における板厚と仕上板厚との差を、１１００℃における板厚で除した値であり、百分率で示した。形状比の欄には、各パスでの形状比の値を示す。−で示した欄は、そのパスでの圧延温度が、１１００℃超であったことを意味する。Ａｒ₃、Ａｃ₁、及び、Ａｃ₃は、熱膨張計を用い、１０[℃/ｓ]での加熱・冷却中の試験片の熱膨張変化を測定することで求めた。 The rolling reduction is a value obtained by dividing the difference between the plate thickness at 1100 ° C. and the finished plate thickness by the plate thickness at 1100 ° C., and is expressed as a percentage. The shape ratio column shows the value of the shape ratio in each pass. The column marked with-means that the rolling temperature in that pass was over 1100 ° C. Ar ₃ , Ac ₁ , and Ac ₃ were determined by measuring the thermal expansion change of the test piece during heating / cooling at 10 [° C./s] using a thermal dilatometer.

また、表４及び表５（表４のつづき）において、Ｖ_α1［％］は、熱延鋼板のフェライト体積率であり、Ｖ_B1［％］は、熱延鋼板のベイナイト体積率であり、Ｖ_γ1［％］は、熱延鋼板の残留オーステナイト体積率であり、Ｖ_M1［％］は、熱延鋼板のマルテンサイト体積率であり、Ｖ_other1［％］は、熱延鋼板のセメンタイト及びパーライト体積率の合計である。 In Tables 4 and 5 (continued in Table 4), V _α1 [%] is the ferrite volume fraction of the hot-rolled steel sheet, V _B1 [%] is the bainite volume ratio of the hot-rolled steel sheet, and V _.gamma.1 [%] is the residual austenite volume fraction of the hot-rolled steel sheet, V _M1 [%] is the volume fraction of martensite of hot-rolled steel sheet, V _other1 [%] is cementite and pearlite volume of the hot-rolled steel sheet The sum of the rates.

フェライト体積率、ベイナイト体積率、及び、セメンタイト及びパーライト体積率は、ナイタール腐食した試料を用いて、光学顕微鏡による組織観察と画像解析によって求めた。なお、光学顕微鏡で観察されないセメンタイトの体積率は０％とした。また、残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法によって求めた。   The ferrite volume fraction, the bainite volume fraction, and the cementite and pearlite volume fractions were determined by microstructure observation and image analysis with an optical microscope using a sample that had undergone nital corrosion. The volume fraction of cementite that was not observed with an optical microscope was 0%. The volume fraction of retained austenite was determined by X-ray diffraction.

マルテンサイト体積率は、レペラー腐食した試料を用いて、光学顕微鏡による組織観察と画像解析によって、残留オーステナイトとマルテンサイトの合計の面積率を求め、Ｘ線回折法によって測定した残留オーステナイトの体積率を減じて算出した。   The martensite volume fraction is determined by calculating the total area ratio of retained austenite and martensite by microstructure observation and image analysis using a repeller-corroded sample, and calculating the volume fraction of retained austenite measured by X-ray diffraction method. Calculated by subtracting.

形状比の合否欄には、各パスの形状比の少なくとも２つ以上が２．３を超えている場合は○、超えていない場合は×を示した。   In the pass / fail column of the shape ratio, “◯” is shown when at least two of the pass shape ratios are over 2.3, and “x” is shown when they are not over.

表１の式１は、Ｔｉ及びＮの含有量［質量％］によって計算した、下記（式１）の左辺の値である。
Ｔｉ−４８／１４×Ｎ≧０．０００５ ・・・ （式１） Formula 1 of Table 1 is the value of the left side of the following (Formula 1) calculated by the content [mass%] of Ti and N.
Ti-48 / 14 × N ≧ 0.0005 (Formula 1)

表１の式２は、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］によって計算した、下記（式２）の左辺の値である。
３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≧４
・・・（式２）
Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒの含有量が不純物程度である場合、例えば、表１のＭｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒが空欄である場合は、含有量を０として、上記（式２）の左辺を計算する。 Formula 2 of Table 1 is the value of the left side of the following (Formula 2) calculated by the content [mass%] of each element for Mn, Mo, W, Ni, Cu, and Cr.
3.2Mn + 9.6Mo + 4.7W + 6.2Ni + 18.6Cu + 0.7Cr ≧ 4
... (Formula 2)
When the content of Mn, Mo, W, Ni, Cu, Cr is about an impurity, for example, when Mo, W, Ni, Cu, Cr in Table 1 are blank, the content is set to 0 and the above ( Calculate the left side of Equation 2).

得られた鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験を、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、引張強度を測定した。ヤング率の測定は、静的引張法と振動法の両法により測定した。   From the obtained steel plate, a tensile test piece according to JIS Z 2201 was collected, a tensile test was performed according to JIS Z 2241, and the tensile strength was measured. The Young's modulus was measured by both the static tension method and the vibration method.

静的引張法によるヤング率の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を用いて、鋼板の降伏強度の１／２に相当する引張応力を付与して行った。測定は５回行い、応力−歪み線図の傾きに基づいて算出したヤング率のうち、最大値及び最小値を除いた３つの計測値の平均値を、静的引張法によるヤング率とし、引張ヤング率として、表４及び表５に示した。   Measurement of Young's modulus by the static tension method was performed by applying a tensile stress corresponding to ½ of the yield strength of the steel sheet using a tensile test piece according to JIS Z 2201. The measurement was performed five times, and among the Young's modulus calculated based on the slope of the stress-strain diagram, the average value of the three measured values excluding the maximum and minimum values was taken as the Young's modulus by the static tension method. The Young's modulus is shown in Tables 4 and 5.

振動法は、ＪＩＳ Ｚ ２２８０に準拠した常温での横共振法にて行った。即ち、試料を固定せずに振動を加え、発振機の振動数を徐々に変化させて、一次共振振動数を測定し、その振動数より、動的ヤング率を計算して求めた。   The vibration method was performed by a transverse resonance method at room temperature in accordance with JIS Z 2280. That is, the vibration was applied without fixing the sample, the frequency of the oscillator was gradually changed, the primary resonance frequency was measured, and the dynamic Young's modulus was calculated from the frequency.

鋼板の１／６板厚部の｛１００｝＜００１＞及び｛１１０｝＜００１＞方位、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群、及び、｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比を、以下のようにして測定した。   {100} <001> and {110} <001> orientations, {110} <111> to {110} <112> orientation groups, and {211} <111> orientations of the 1/6 thickness portion of the steel plate The X-ray random intensity ratio was measured as follows.

まず、鋼板を、機械研磨及びバフ研磨した後、更に、電解研磨して歪みを除去し、１／６板厚部が測定面となるように調整した試料を用いて、Ｘ線回折を行った。なお、特定の方位への集積を持たない標準試料のＸ線回折も同条件で行った。   First, after mechanically polishing and buffing the steel plate, X-ray diffraction was performed using a sample that was further subjected to electrolytic polishing to remove strain and adjusted so that the 1/6 plate thickness portion became the measurement surface. . Note that X-ray diffraction of a standard sample having no accumulation in a specific orientation was performed under the same conditions.

次に、Ｘ線回折によって得られた｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図を基に、級数展開法でＯＤＦを得た。このＯＤＦから、｛１００｝＜００１＞及び｛１１０｝＜００１＞方位、及び、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比を求めた。   Next, ODF was obtained by the series expansion method based on {110}, {100}, {211}, {310} pole figures obtained by X-ray diffraction. From this ODF, the X-ray random intensity ratios of {100} <001> and {110} <001> orientations and {110} <111> to {110} <112> orientation groups were obtained.

鋼板の１／２板厚部の、｛３３２｝＜１１３＞方位及び｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比は、１／６板厚部の試料と同様にして、１／２板厚部が測定面となるように調整した試料を用いて、Ｘ線回折を行い、ＯＤＦから求めた。   The X-ray random intensity ratio of {332} <113> orientation and {112} <110> orientation of the 1/2 plate thickness part of the steel plate is the same as that of the 1/6 plate thickness part sample. X-ray diffraction was performed using the sample adjusted so that the thick part became the measurement surface, and obtained from ODF.

これらの鋼板のうち、熱間圧延終了後に、溶融亜鉛めっきを施した場合は、「溶融」と表記し、５２０℃で１５秒の合金化溶融亜鉛めっきを施した場合は、「合金」と表記した。   Among these steel plates, when hot dip galvanization is applied after completion of hot rolling, it is expressed as “molten”, and when galvanized at 520 ° C. for 15 seconds, it is expressed as “alloy”. did.

結果を、表４及び表５（表４のつづき）に示す。なお、ヤング率の欄のＲＤは、圧延方向（Rollinng Direction）を意味し、ＴＤは、圧延方向と直角の方向である幅方向（Transverse Direction）を意味する。   The results are shown in Table 4 and Table 5 (continued in Table 4). Note that RD in the column of Young's modulus means the rolling direction (Rollinng Direction), and TD means the width direction (Transverse Direction) which is a direction perpendicular to the rolling direction.

表４及び表５から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を、適正な条件で熱間圧延した場合には、圧延方向、圧延直角方向のいずれにおいても、静的引張法によるヤング率を、２２０ＧＰａ超とすることができた。特に、板厚中心層の集合組織の条件を同時に満足する場合には、静的引張法によるヤング率が高く、かつ、振動法との差が小さくなることが解る。   As is clear from Tables 4 and 5, when the steel having the chemical composition of the present invention is hot-rolled under appropriate conditions, the Young's modulus by the static tension method in both the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction. Could be over 220 GPa. In particular, when the texture condition of the thickness center layer is satisfied at the same time, it is understood that the Young's modulus by the static tension method is high and the difference from the vibration method is small.

一方、製造Ｎｏ．４３〜４８は、化学成分が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．Ｕ〜Ｚを用いた比較例である。製造Ｎｏ．４３は、Ｃを過剰に含有するため、強度が高すぎ、成形性が問題となる。製造Ｎｏ．４４は、ＳｉとＡｌの添加量の合計が少なく、残留γの体積率が低下した例である。製造Ｎｏ．４５は、Ｓｉ及びＡｌの添加量が過剰であり、残留γの体積率は多くなるものの、金属間化合物の生成によって成形性が低下している。   On the other hand, production No. Nos. 43 to 48 are steel Nos. Whose chemical components are outside the scope of the present invention. It is a comparative example using UZ. Production No. Since 43 contains C excessively, strength is too high and a moldability becomes a problem. Production No. No. 44 is an example in which the total amount of Si and Al added is small and the volume ratio of residual γ is reduced. Production No. In No. 45, the amount of Si and Al added is excessive, and the volume fraction of residual γ increases, but the formability is reduced due to the formation of intermetallic compounds.

製造Ｎｏ．４６は、Ｍｎの添加量が少なく、圧延方向のヤング率が低下している。製造Ｎｏ．４７及び４８は、Ｎｂ添加量とＴｉ添加量が少なく、圧延方向のヤング率が低下している。   Production No. No. 46 has a small amount of Mn added and has a reduced Young's modulus in the rolling direction. Production No. In Nos. 47 and 48, the Nb addition amount and the Ti addition amount are small, and the Young's modulus in the rolling direction is lowered.

また、製造Ｎｏ．８、２４、及び、３５のように、形状比が２．３以上であるパスが少ないと、振動法で高いヤング率が得られても、静的引張法では、２２０ＧＰａを超えることができない。製造Ｎｏ．７は、熱間圧延の仕上温度ＦＴ［℃］が高く、製造Ｎｏ．２０は、１１００℃以下での圧下率が低く、ヤング率が低下している。   In addition, production No. If there are few paths having a shape ratio of 2.3 or more like 8, 24, and 35, even if a high Young's modulus is obtained by the vibration method, the static tension method cannot exceed 220 GPa. Production No. No. 7 has a high hot rolling finishing temperature FT [° C.]. No. 20 has a low rolling reduction at 1100 ° C. or lower, and has a reduced Young's modulus.

製造Ｎｏ．１７は、第一冷却後の保持温度が高く、製造Ｎｏ．１２は、第一冷却の冷却速度が遅く、製造Ｎｏ．１６は、熱延後、第一冷却開始までの空冷時間が長く、製造Ｎｏ．２２は、巻取り温度が高く、フェライト変態とパーライト変態が進行し、十分な残留γ体積率が得られていない。   Production No. No. 17 has a high holding temperature after the first cooling. No. 12 has a slow cooling rate of the first cooling, and the production No. No. 16 has a long air cooling time after the hot rolling until the start of the first cooling. In No. 22, the coiling temperature is high, the ferrite transformation and the pearlite transformation proceed, and a sufficient residual γ volume fraction is not obtained.

製造Ｎｏ．３１は、第一冷却後の保持時間が長く、製造Ｎｏ．３８は、第二冷却の冷却速度が遅いため、フェライト変態とパーライト変態が進行し、十分な残留γ体積率が得られていない。   Production No. No. 31 has a long holding time after the first cooling. No. 38 has a slow cooling rate of the second cooling, so that ferrite transformation and pearlite transformation proceed, and a sufficient residual γ volume fraction is not obtained.

製造Ｎｏ．９は、第一冷却後の保持温度が低く、製造Ｎｏ．２７は、第一冷却後の保持時間が短く、十分にフェライト変態が進行せず、γ中にＣが濃化しなかったため、十分な残留γ体積率が得られていない。製造Ｎｏ．３０は、巻取り温度が低く、ベイナイト変態が十分に進行せず、γ中にＣが濃化しなかったうえ、マルテンサイト変態が進行し、十分な残留γ体積率が得られていない。   Production No. No. 9 has a low holding temperature after the first cooling. In No. 27, the retention time after the first cooling was short, the ferrite transformation did not proceed sufficiently, and C did not concentrate in γ, so that a sufficient residual γ volume fraction was not obtained. Production No. In No. 30, the coiling temperature is low, the bainite transformation does not proceed sufficiently, C does not concentrate in γ, the martensitic transformation proceeds, and a sufficient residual γ volume fraction is not obtained.

表１に示した鋼ＤとＫを用いて、表６に示す条件で熱間圧延を行い、酸洗した後、焼鈍を行った。表６中のＣＲ₃は、最高加熱温度からの冷却速度、Ｔ₃は、冷却後の保持温度、t₃は、その後の保持時間を示す。ε*は、有効ひずみ量を示す。実施例１と同様に、引張特性の測定、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定、各相分率の測定を行った結果を、表７に示す。 Using steels D and K shown in Table 1, hot rolling was performed under the conditions shown in Table 6, pickling, and then annealing. In Table 6, CR ₃ is the cooling rate from the maximum heating temperature, T ₃ is the holding temperature after cooling, and t ₃ is the subsequent holding time. ε * indicates the effective strain amount. Table 7 shows the results of measurement of tensile properties, measurement of texture of 1/6 plate thickness part and 1/2 plate thickness part, measurement of Young's modulus, and measurement of each phase fraction in the same manner as in Example 1. Shown in

これから明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延し、その後焼鈍条件を最適化することで、熱延中に発達した表層近傍での集合組織に加え、その後の焼鈍による組織制御で形成される組織により、加工性に優れた高ヤング率鋼板を得ることが可能となる。更に、有効歪量を高めることで、ヤング率が向上する。   As is clear from this, in addition to the texture in the vicinity of the surface layer developed during hot rolling, the steel having the chemical composition of the present invention is hot rolled under appropriate conditions, and then the annealing conditions are optimized. By the structure formed by the structure control by the above, it becomes possible to obtain a high Young's modulus steel plate having excellent workability. Furthermore, the Young's modulus is improved by increasing the effective strain amount.

表１に示した鋼ＤとＫを用いて、表８に示す条件で熱間圧延を行った。表８中の符号は、表２と同様である。ε*は、有効ひずみ量を示す。実施例１と同様に、引張特性の測定、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定、各相分率の測定を行った結果を、表９に示す。   Using the steels D and K shown in Table 1, hot rolling was performed under the conditions shown in Table 8. The symbols in Table 8 are the same as those in Table 2. ε * indicates the effective strain amount. As in Example 1, the results of measurement of tensile properties, measurement of the texture of 1/6 plate thickness part and 1/2 plate thickness part, measurement of Young's modulus, and measurement of each phase fraction are shown in Table 9. Shown in

表９から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延し、表層近傍での集合組織を発達させ、冷却条件を制御することにより、加工性に優れた高ヤング率鋼板を得ることが可能となる。更に、熱間圧延時の有効歪量を高めることで、ヤング率が向上する。   As is apparent from Table 9, the steel having the chemical component of the present invention is hot-rolled under appropriate conditions, develops a texture near the surface layer, and controls the cooling conditions, thereby providing a high Young's modulus with excellent workability. A steel plate can be obtained. Further, the Young's modulus is improved by increasing the effective strain amount during hot rolling.

表１に示した鋼ＤとＫを用いて、表１０に示す条件で熱間圧延を行った。表１０に示した製造Ｎｏ．６０、６２、及び、６３は、全６段からなる仕上げ圧延スタンドの最終の３段、即ち、４パス、５パス、及び、６パスでの異周速率を変化させた異周速圧延を行った例である。ε*は、有効ひずみ量を示す。表１０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。実施例１と同様に、引張特性の測定、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定を行った。結果を、表１１に示す。   Using the steels D and K shown in Table 1, hot rolling was performed under the conditions shown in Table 10. Production No. shown in Table 10 Nos. 60, 62, and 63 perform different peripheral speed rolling with different peripheral speed ratios in the final three stages of the finish rolling stand consisting of all six stages, that is, four passes, five passes, and six passes. This is an example. ε * indicates the effective strain amount. All the hot rolling conditions not displayed in Table 10 are the same as in Example 1. In the same manner as in Example 1, measurement of tensile properties, measurement of the texture of 1/6 plate thickness part and 1/2 plate thickness part, and measurement of Young's modulus were performed. The results are shown in Table 11.

表１１から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際に、１％以上の異周速圧延を１パス以上加えると、表層近傍での集合組織の形成が促進され、更にヤング率が向上する。更に、有効歪量が高いほど、ヤング率が、より向上する。   As is clear from Table 11, when hot rolling the steel having the chemical component of the present invention under appropriate conditions, when 1 pass or more of different peripheral speed rolling is applied for one or more passes, formation of a texture near the surface layer is formed. It is promoted and the Young's modulus is further improved. Further, the higher the effective strain amount, the more the Young's modulus is improved.

表１に示した鋼ＤとＫを用いて、表１２に示す条件で熱間圧延を行った。表１２に示した製造Ｎｏ．６５〜６７、及び、６９〜７１は、全６段からなる仕上げ圧延スタンドの最終の３段、即ち、４パス、５パス、及び、６パスで、直径７００ｍｍ以下のロールを使用して圧延を行った例である。この熱間圧延を実施した際の有効歪量を併記した。   Using the steels D and K shown in Table 1, hot rolling was performed under the conditions shown in Table 12. Production No. shown in Table 12 65 to 67 and 69 to 71 are the final three stages of the finish rolling stand consisting of all six stages, that is, four passes, five passes, and six passes, and rolling is performed using a roll having a diameter of 700 mm or less. This is an example. The amount of effective strain when this hot rolling was carried out is also shown.

表１２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。実施例１と同様に、引張特性の測定、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定を行った。結果を、表１３に示す。   All the hot rolling conditions not displayed in Table 12 are the same as in Example 1. In the same manner as in Example 1, measurement of tensile properties, measurement of the texture of 1/6 plate thickness part and 1/2 plate thickness part, and measurement of Young's modulus were performed. The results are shown in Table 13.

表１３から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を熱間圧延する際に小径ロールを使用することで、表層のせん断ひずみ量が増加し、よりヤング率を高めることが可能となる。更に、有効歪量の高い圧延条件ほど、ヤング率が向上する。   As is apparent from Table 13, by using a small-diameter roll when hot rolling the steel having the chemical component of the present invention, the shear strain amount of the surface layer is increased, and the Young's modulus can be further increased. Further, the Young's modulus is improved as the rolling conditions have a higher effective strain.

実施例１と同様にして、表１４に示す組成を有する鋼片を用いて、表１５に示す条件で熱間圧延を行った。表１５に表示されていない熱延条件は、全て、実施例１と同様である。実施例１と同様に、引張試験を行い、金属組織の観察及び面積率の測定、Ｘ線回折による残留オーステナイト量の測定、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、及び、ヤング率の測定を行った。更に、１／２板厚部では、｛００１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比も測定した。結果を、表１６に示す。   In the same manner as in Example 1, hot rolling was performed under the conditions shown in Table 15 using steel pieces having the compositions shown in Table 14. All the hot rolling conditions not displayed in Table 15 are the same as in Example 1. In the same manner as in Example 1, a tensile test was performed, the metal structure was observed and the area ratio was measured, the amount of retained austenite was measured by X-ray diffraction, and the texture of the 1/6 plate thickness part and 1/2 plate thickness part was measured. The Young's modulus was measured. Furthermore, in the 1/2 plate thickness part, the X-ray random intensity ratio of {001} <011> orientation was also measured. The results are shown in Table 16.

表１６から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延した場合には、圧延方向、圧延直角方向のいずれにおいても、静的引張法によるヤング率を、２２０ＧＰａ超とすることができた。特に、板厚中心層の集合組織の条件を同時に満足する場合には、静的引張法によるヤング率が高く、かつ、振動法との差が小さくなることが解る。なお、本発明例のうち、（式２）を満足しない製造Ｎｏ．９０、９２、及び、９３は、静的ヤング率がやや低い。   As is apparent from Table 16, when the steel having the chemical component of the present invention is hot-rolled under appropriate conditions, the Young's modulus by the static tension method exceeds 220 GPa in both the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling. And was able to. In particular, when the texture condition of the thickness center layer is satisfied at the same time, it is understood that the Young's modulus by the static tension method is high and the difference from the vibration method is small. In addition, among the examples of the present invention, a production No. which does not satisfy (Formula 2). 90, 92, and 93 have a slightly low static Young's modulus.

一方、製造Ｎｏ．９４〜９６は、Ｔｉ添加量が少なく、圧延方向のヤング率が低下している。また、製造Ｎｏ．７５のように、形状比が２．３以上であるパスが少ないと、振動法では高いヤング率が得られても、静的引張法ではヤング率が低下する。製造Ｎｏ．７９は、熱間圧延の仕上温度ＦＴ［℃］が高く、ヤング率が低下している。   On the other hand, production No. Nos. 94 to 96 have a small Ti addition amount and a reduced Young's modulus in the rolling direction. In addition, production No. When the number of paths having a shape ratio of 2.3 or more is small as in 75, the Young's modulus is lowered in the static tension method even if a high Young's modulus is obtained in the vibration method. Production No. No. 79 has a high hot rolling finishing temperature FT [° C.] and a low Young's modulus.

製造Ｎｏ．８９は、巻取り温度が低く、ベイナイト変態が十分に進行せず、γ相中にＣが濃化しなかったうえ、マルテンサイト変態が進行し、十分な残留γ体積率が得られていない。製造Ｎｏ．９１は、第一冷却後の保持時間が長く、フェライト変態とパーライト変態が進行し、十分な残留γ体積率が得られていない。   Production No. In No. 89, the coiling temperature is low, the bainite transformation does not proceed sufficiently, C does not concentrate in the γ phase, the martensitic transformation proceeds, and a sufficient residual γ volume fraction is not obtained. Production No. No. 91 has a long holding time after the first cooling, the ferrite transformation and the pearlite transformation proceed, and a sufficient residual γ volume fraction is not obtained.

表１４に示した鋼ＡＣとＡＦを用いて、表１７に示す条件で熱間圧延を行い、実施例２と同様にして、酸洗した後、焼鈍を行った。実施例６と同様に、引張特性の測定、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定、各相分率の測定を行った。結果を、表１８に示す。   Hot rolling was performed using the steel AC and AF shown in Table 14 under the conditions shown in Table 17, and after pickling in the same manner as in Example 2, annealing was performed. In the same manner as in Example 6, measurement of tensile properties, measurement of texture of 1/6 plate thickness part and 1/2 plate thickness part, measurement of Young's modulus, and measurement of each phase fraction were performed. The results are shown in Table 18.

表１８から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延し、その後焼鈍条件を最適化することで、熱延中に発達した表層近傍での集合組織に加え、その後の焼鈍による組織制御で形成される組織により、加工性に優れた高ヤング率鋼板を得ることが可能となる。更に、有効歪量を高めることで、ヤング率が向上する。   As is apparent from Table 18, the steel having the chemical components of the present invention is hot rolled under appropriate conditions, and then the annealing conditions are optimized to add to the texture in the vicinity of the surface layer developed during hot rolling, and thereafter Due to the structure formed by the structure control by annealing, it is possible to obtain a high Young's modulus steel sheet having excellent workability. Furthermore, the Young's modulus is improved by increasing the effective strain amount.

表１４に示した鋼ＡＣとＡＦを用いて、表１９に示す条件で熱間圧延を行った。実施例６と同様に、引張特性の測定、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定、各相分率の測定を行った。結果を、表２０に示す。   Using steel AC and AF shown in Table 14, hot rolling was performed under the conditions shown in Table 19. In the same manner as in Example 6, measurement of tensile properties, measurement of texture of 1/6 plate thickness part and 1/2 plate thickness part, measurement of Young's modulus, and measurement of each phase fraction were performed. The results are shown in Table 20.

表２０から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延し、表層近傍での集合組織を発達させ、冷却条件を制御することにより、加工性に優れた高ヤング率鋼板を得ることが可能となる。更に、熱間圧延時の有効歪量の高いほど、ヤング率が、より向上する。   As is clear from Table 20, the steel having the chemical composition of the present invention is hot-rolled under appropriate conditions, develops a texture near the surface layer, and controls the cooling conditions, thereby providing a high Young's modulus with excellent workability. A steel plate can be obtained. Furthermore, the higher the effective strain during hot rolling, the more the Young's modulus is improved.

表１４に示した鋼ＡＣとＡＦを用いて、表２１に示す条件で熱間圧延を行った。表２１に示した製造Ｎｏ．１０６、及び、１０８は、全６段からなる仕上げ圧延スタンドの最終の３段、即ち、４パス、５パス、及び、６パスでの異周速率を変化させた異周速圧延を行った例である。実施例６と同様に、引張特性の測定、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定を行った。結果を、表２２に示す。   Using the steel AC and AF shown in Table 14, hot rolling was performed under the conditions shown in Table 21. Production No. shown in Table 21 Examples 106 and 108 are examples in which different peripheral speed rolling was performed by changing the different peripheral speed ratios in the final three stages of the finish rolling stand including all six stages, that is, four passes, five passes, and six passes. It is. In the same manner as in Example 6, measurement of tensile properties, measurement of texture of 1/6 plate thickness part and 1/2 plate thickness part, and measurement of Young's modulus were performed. The results are shown in Table 22.

表２２から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延する際に１％以上の異周速圧延を１パス以上加えると、表層近傍での集合組織形成が促進され、更に、ヤング率が向上する。更に、有効歪量が高いほど、ヤング率が、より向上する。   As is apparent from Table 22, when hot rolling the steel having the chemical composition of the present invention under appropriate conditions, adding 1 pass or more of different peripheral speed rolling promotes the formation of a texture in the vicinity of the surface layer. Further, the Young's modulus is improved. Further, the higher the effective strain amount, the more the Young's modulus is improved.

表１４に示した鋼ＡＣとＡＦを用いて、表２３に示す条件で熱間圧延を行った。表２３に示した製造Ｎｏ．１１０、１１１、１１３、及び、１１４は、全６段からなる仕上げ圧延スタンドの最終の３段、即ち、４パス、５パス、及び、６パスで、直径７００ｍｍ以下のロールを使用して圧延を行った例である。実施例６と同様に、引張特性の測定、１／６板厚部及び１／２板厚部の集合組織の測定、ヤング率の測定を行った。結果を、表２４に示す。   Using the steel AC and AF shown in Table 14, hot rolling was performed under the conditions shown in Table 23. Production No. shown in Table 23 110, 111, 113, and 114 are the final three stages of the finish rolling stand consisting of all six stages, that is, four passes, five passes, and six passes, and are rolled using a roll having a diameter of 700 mm or less. This is an example. In the same manner as in Example 6, measurement of tensile properties, measurement of texture of 1/6 plate thickness part and 1/2 plate thickness part, and measurement of Young's modulus were performed. The results are shown in Table 24.

表２４から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を熱間圧延する際に小径ロールを使用することで、表層のせん断ひずみ量が増加し、よりヤング率を高めることが可能となる。更に、有効歪量の高い圧延条件ほど、ヤング率が向上する。   As is apparent from Table 24, the use of a small-diameter roll when hot-rolling the steel having the chemical component of the present invention increases the amount of shear strain of the surface layer, thereby making it possible to further increase the Young's modulus. Further, the Young's modulus is improved as the rolling conditions have a higher effective strain.

本発明の（式２）と圧延方向の静的ヤング率との関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship between (Formula 2) of this invention, and the static Young's modulus of a rolling direction. φ₂＝４５°断面でのＯＤＦと主な方位を示す図である。It is a figure which shows ODF and main azimuth | direction in a (phi) ₂ = 45 degree cross section.

Claims (19)

質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．３００％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％ 、
Ｔｉ：０．００２〜０．１５０％
を含有し、
Ｓｉ、Ａｌの一方又は双方を合計で０．１５〜３．０％
含有し、
Ｐ：０．１５０％以下、
Ｓ：０．０１５０％以下、
Ｎ：０．０１００％以下
に制限し、下記（式１）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、フェライトとベイナイトの一方又は双方の体積率の合計が５０％超であり、残留オーステナイトの体積率が３〜２０％であり、鋼板の表面からの板厚方向の距離が板厚の１／６である位置の、｛１００｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比との和が５以下であり、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜１１２＞方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と｛２１１｝＜１１１＞方位のＸ線ランダム強度比の和が５以上であることを特徴とするプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。
Ｔｉ−４８／１４×Ｎ≧０．０００５ ・・・（式１）
ここで、Ｔｉ、Ｎは各元素の含有量［質量％］である。 % By mass
C: 0.005 to 0.300%,
Mn: 0.10 to 3.00%,
Nb: 0.005 to 0.100%,
Ti: 0.002 to 0.150%
Containing
0.15 to 3.0% of one or both of Si and Al in total
Contains,
P: 0.150% or less,
S: 0.0150% or less,
N: limited to 0.0100% or less, satisfies the following (formula 1), the balance is made of Fe and inevitable impurities, and the total volume ratio of one or both of ferrite and bainite is more than 50%, The {100} <001> orientation X-ray random intensity ratio and {110} at a position where the volume ratio of austenite is 3 to 20% and the distance in the thickness direction from the surface of the steel plate is 1/6 of the thickness. } The sum of the X-ray random intensity ratio of the <001> orientation is 5 or less, and the maximum value of the X-ray random intensity ratio of the {110} <111> to {110} <112> orientation group and {211} <111 > High strength high Young's modulus steel plate with good press formability, characterized in that the sum of the X-ray random strength ratios of orientation is 5 or more.
Ti-48 / 14 × N ≧ 0.0005 (Formula 1)
Here, Ti and N are content [mass%] of each element. 下記（式２）を満足することを特徴とする請求項１に記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。
４≦３．２Ｍｎ＋９．６Ｍｏ＋４．７Ｗ＋６．２Ｎｉ＋１８．６Ｃｕ＋０．７Ｃｒ≦１０
・・・（式２）
ここで、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。 The high strength and high Young's modulus steel plate having good press formability according to claim 1, wherein the following (Formula 2) is satisfied.
4 ≦ 3.2Mn + 9.6Mo + 4.7W + 6.2Ni + 18.6Cu + 0.7Cr ≦ 10
... (Formula 2)
Here, Mn, Mo, W, Ni, Cu, and Cr are the content [% by mass] of each element. 質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ｗ ：０．０１〜０．１０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．１５％、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。 % By mass
Mo: 0.01 to 1.00%,
Cr: 0.01 to 2.00%
W: 0.01-0.10%,
Cu: 0.01 to 0.15%,
Ni: 0.01 to 1.00%
The high strength and high Young's modulus steel plate with good press formability according to claim 1 or 2, characterized by containing one or more of the following. 質量％で、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％
を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。 % By mass
B: 0.0005 to 0.0100%
The high strength and high Young's modulus steel plate having good press formability according to any one of claims 1 to 3. 質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｖ ：０．００１〜０．１００％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。 % By mass
Ca: 0.0005 to 0.1000%,
Rem: 0.0005 to 0.1000%,
V: 0.001 to 0.100%
1 type or 2 types or more of these are included, The high strength high Young's modulus steel plate with favorable press-formability of any one of Claims 1-4 characterized by the above-mentioned. 鋼鈑の板厚方向の中央部の、｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）が１５以下であり、｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比（Ｂ）が５以上であり、かつ、
（Ａ）／（Ｂ）≦１．００
を満足することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。 The X-ray random intensity ratio (A) in the {332} <113> orientation at the center in the thickness direction of the steel sheet is 15 or less, and the X-ray random intensity ratio (B) in the {112} <110> orientation is 15 or less. 5 or more, and
(A) / (B) ≦ 1.00
The high strength and high Young's modulus steel plate having good press formability according to any one of claims 1 to 5, wherein: 鋼鈑の板厚方向の中央部の、｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比（Ａ）が１５以下であり、｛００１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比と｛１１２｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比との単純平均値（Ｃ）が５以上であり、かつ、
（Ａ）／（Ｃ）≦１．１０
を満足することを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼鈑。 The X-ray random intensity ratio (A) in the {332} <113> orientation at the center in the thickness direction of the steel sheet is 15 or less, and the {001} <011> orientation X-ray random intensity ratio and {112} The simple average value (C) with the X-ray random intensity ratio of <110> orientation is 5 or more, and
(A) / (C) ≦ 1.10.
The high strength and high Young's modulus steel plate having good press formability according to any one of claims 1 to 6, wherein: 静的引張法で測定された圧延方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板。   The high strength and high Young's modulus steel plate with good press formability according to any one of claims 1 to 7, wherein the Young's modulus in the rolling direction measured by a static tension method is 220 GPa or more. 請求項１〜８の何れか１項に記載の高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とするプレス成形性の良好な高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板。   A high Young's modulus hot-dip galvanized steel sheet with good press formability, wherein the high Young's modulus steel sheet according to any one of claims 1 to 8 is hot-dip galvanized. 請求項１〜８の何れか１項に記載の高ヤング率鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とするプレス成形性の良好な高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板。   A high Young's modulus galvannealed steel sheet having good press formability, wherein the high Young's modulus steel sheet according to any one of claims 1 to 8 is subjected to alloying galvanizing. 請求項１〜１０の何れか１項に記載の高強度高ヤング率鋼板、高強度高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板、又は、高強度高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板を母材とする高ヤング率鋼管。   The high strength high Young's modulus steel sheet according to any one of claims 1 to 10, the high strength high Young's modulus hot dip galvanized steel sheet, or the high strength high Young's modulus alloyed hot dip galvanized steel sheet. Rate steel pipe. 請求項１〜５の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片に、１１００℃以下、最終パスまでの圧下率を４０％以上とし、下記（式３）によって求められる形状比Ｘが２．３以上である圧延を２パス以上とし、最終パスの温度をＡｒ₃変態点［℃］以上９００℃以下とする熱間圧延を施し、３０ｓ以内の空冷を行った後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で６５０〜８００℃の範囲内に冷却する第一制御冷却を行い、更に、２〜１５ｓの空冷を行い、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃超、５００℃未満の範囲内に冷却する第二制御冷却を行い、その後、巻き取ることを特徴とするプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板の製造方法。
形状比Ｘ＝ｌd／ｈm ・・・（式３）
ここで、ｌd（圧延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈin−ｈout）／２）
ｈm ：（ｈin＋ｈout）／２
Ｌ ：圧延ロールの直径
ｈin：圧延ロール入側の板厚
ｈout：圧延ロール出側の板厚 The shape ratio X calculated | required by the following (Formula 3) is made into the steel slab which has a chemical component of any one of Claims 1-5 to 1100 degrees C or less, the rolling reduction rate to the last pass is 40% or more, and is 2 .3 or higher is set to 2 passes or more, and the final pass temperature is Ar ₃ transformation point [° C.] or higher and 900 ° C. or lower, and after air cooling within 30 s, 10 ° C./s or higher The first controlled cooling is performed at a cooling rate of 650 to 800 ° C., the air cooling is further performed for 2 to 15 s, and the cooling rate is 10 ° C./s or more and within the range of more than 300 ° C. and less than 500 ° C. A method for producing a high-strength, high-Young's modulus steel sheet with good press formability, characterized in that the second controlled cooling is performed, followed by winding.
Shape ratio X = ld / hm (formula 3)
Here, ld (contact arc length of rolling roll and steel plate): √ (L × (hin−hout) / 2)
hm: (hin + hout) / 2
L: Diameter of the rolling roll
Hin: Thickness of the roll entry side
hout: thickness of the roll exit side 請求項１〜５の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片に、１１００℃以下、最終パスまでの圧下率を４０％以上とし、下記（式３）によって求められる形状比Ｘが２．３以上である圧延を２パス以上とし、最終パスの温度をＡｒ₃変態点［℃］以上９００℃以下とする熱間圧延を施し、得られた熱延鋼板を酸洗し、最高加熱温度をＡｃ₁変態点［℃］以上０．５×（Ａｃ₁＋Ａｃ₃）［℃］以下の範囲内とする焼鈍を施し、その後、１〜１５０℃／ｓの冷却速度で３８０℃超、５００℃未満の過時効温度域まで冷却し、該過時効温度域に１〜１８００ｓ保持することを特徴とするプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板の製造方法。
形状比Ｘ＝ｌd／ｈm ・・・（式４）
ここで、ｌd（圧延ロールと鋼鈑の接触弧長）：√（Ｌ×（ｈin−ｈout）／２）
ｈm ：（ｈin＋ｈout）／２
Ｌ ：圧延ロールの直径
ｈin：圧延ロール入側の板厚
ｈout：圧延ロール出側の板厚 The shape ratio X calculated | required by the following (Formula 3) is made into the steel slab which has a chemical component of any one of Claims 1-5 to 1100 degrees C or less, the rolling reduction rate to the last pass is 40% or more, and is 2 .3 or higher rolling at 2 passes or higher, hot rolling at the final pass temperature of Ar ₃ transformation point [° C.] or higher and 900 ° C. or lower, pickling the obtained hot rolled steel sheet, and maximum heating temperature In the range of not less than Ac ₁ transformation point [° C.] and not more than 0.5 × (Ac ₁ + Ac ₃ ) [° C.], and then over 380 ° C. and 500 ° C. at a cooling rate of 1 to 150 ° C./s. A method for producing a high strength, high Young's modulus steel plate with good press formability, wherein the steel is cooled to an overaging temperature range of less than 1, and maintained in the overaging temperature range of 1 to 1800 s.
Shape ratio X = ld / hm (formula 4)
Here, ld (contact arc length of rolling roll and steel plate): √ (L × (hin−hout) / 2)
hm: (hin + hout) / 2
L: Diameter of the rolling roll
Hin: Thickness of the roll entry side
hout: thickness of the roll exit side 下記（式５）によって計算される有効ひずみ量ε*が０．４以上となるように熱間圧延を行うことを特徴とする請求項１２又は１３に記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板の製造方法。

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

The high-strength and high-strength good press-formability according to claim 12 or 13, wherein hot rolling is performed so that an effective strain amount ε * calculated by the following (formula 5) is 0.4 or more. Manufacturing method of Young's modulus steel plate.

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 (formula 6) according to the gas constant R (= 1.987) and the rolling temperature Ti [K] of the i-th stand.

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１２〜１４の何れか１項に記載のプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板の製造方法。   The high strength with good press formability according to any one of claims 12 to 14, wherein at least one rolling roll having a roll diameter of 700 mm or less is used when the hot rolling is performed. Manufacturing method of high Young's modulus steel sheet. 前記熱間圧延の、少なくとも１パス以上の異周速率を１％以上とすることを特徴とする請求項１２〜１５に記載のプレス成形性の良好な高ヤング率鋼板の製造方法。   The method for producing a high Young's modulus steel plate with good press formability according to claim 12, wherein a different peripheral speed ratio of at least one pass in the hot rolling is 1% or more. 請求項１２〜１６の何れか１項に記載の方法により製造した高強度高ヤング率鋼板に、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とするプレス成形性の良好な高強度高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。   A high-strength, high Young's modulus hot-dip galvanized steel sheet with good press formability, characterized by subjecting the high-strength, high-Young's modulus steel sheet produced by the method according to any one of claims 12 to 16 to hot dip galvanizing. Manufacturing method. 請求項１７記載の溶融亜鉛めっきを施した後、４５０〜６００℃の温度範囲で５ｓ以上保持する熱処理を行うことを特徴とするプレス成形性の良好な高強度高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。   A high-strength, high-Young-modulus galvannealed steel sheet with good press formability, which is subjected to a heat treatment for 5 seconds or more in a temperature range of 450 to 600 ° C after the hot dip galvanizing of claim 17 Manufacturing method. 請求項１２〜１８の何れか１項に記載の製造方法により得られた高強度高ヤング率鋼板、高強度高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板、又は、高強度高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板を筒状に成形し、溶接して鋼管にすることを特徴とするプレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼管の製造方法。   A high-strength, high Young's modulus steel sheet, a high-strength, high Young's modulus hot-dip galvanized steel sheet, or a high-strength, high Young's modulus alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained by the production method according to any one of claims 12 to 18. A method for producing a high-strength, high-Young's modulus steel pipe with good press formability, which is formed into a tubular shape and welded into a steel pipe.

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