JP2006183131A

JP2006183131A - High-rigidity and high-strength steel sheet and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP2006183131A
Application number: JP2005098135A
Authority: JP
Inventors: Taro Kizu; 太郎木津; Kaneharu Okuda; 金晴奥田; Toshiaki Urabe; 俊明占部; Hiromi Yoshida; 裕美吉田; Yoshihiro Hosoya; 佳弘細谷
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2004-03-31
Filing date: 2005-03-30
Publication date: 2006-07-13
Anticipated expiration: 2025-03-30
Also published as: JP4843982B2

Abstract

【課題】引張強度が590MPa以上と高強度で、ヤング率が225GPa以上と高剛性を兼ね備えた高剛性高強度薄鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.02〜0.15％、Si：1.5％以下、Mn：1.5〜4.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：1.5％以下、Ｎ：0.01％以下およびNb：0.02〜0.40％を含有し、かつＣ、ＮおよびNbの含有量が、0.01≦Ｃ＋（12/14）×Ｎ−(12/92.9)×Nb≦0.06、およびＮ≦(14/92.9)×(Nb−0.01)を満たし、残部は実質的に鉄および不可避的不純物からなる組成にすると共に、組織を、フェライト相を主相として、第二相として面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む組織とする。
【選択図】図１The present invention provides a high-rigidity and high-strength steel sheet having a high strength such as a tensile strength of 590 MPa or more and a Young's modulus of 225 GPa or more.
SOLUTION: In mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.5 to 4.0%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 1.5% or less, N: 0.01% And Nb: 0.02 to 0.40%, and the contents of C, N, and Nb are 0.01 ≦ C + (12/14) × N− (12 / 92.9) × Nb ≦ 0.06, and N ≦ (14 / 92.9) × (Nb−0.01), the balance being substantially composed of iron and inevitable impurities, and the structure is martensite with a ferrite phase as the main phase and a second phase with an area ratio of 1% or more. The organization includes the site phase.
[Selection] Figure 1

Description

本発明は、主として自動車の車体用として好適な高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。なお、本発明の高剛性高強度薄鋼板は、自動車のセンターピラー、ロッカー、サイドフレーム、クロスメンバーなど、剛性の板厚感受性指数が１に近いコラム状の構造用部材で、剛性が必要とされる用途に広く適するものである。 The present invention relates to a high-rigidity and high-strength steel sheet suitable mainly for use in automobile bodies and a method for manufacturing the same. The high-rigidity and high-strength thin steel sheet of the present invention is a column-like structural member having a rigidity thickness sensitivity index close to 1, such as an automobile center pillar, rocker, side frame, and cross member, and requires rigidity. It is suitable for a wide range of applications.

近年、地球環境問題への関心の高まりを受けて、自動車でも排ガス規制が行なわれるなど、自動車における車体の軽量化は極めて重要な課題である。そのため、鋼板の高強度化により板厚を減少させることで、車体の軽量化を図ることは有効な方法である。 In recent years, in response to increasing interest in global environmental issues, the reduction of vehicle body weight in automobiles is an extremely important issue, such as regulations on exhaust gas in automobiles. Therefore, it is an effective method to reduce the weight of the vehicle body by reducing the plate thickness by increasing the strength of the steel plate.

一方、最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、板厚が2.0mmを下回るような薄鋼板の使用が増加してきており、さらなる高強度化による軽量化のためには、薄肉化による部品剛性の低下を同時に抑制することが不可欠になってきている。このような鋼板の薄肉化による部品剛性低下の問題は、引張強度が590MPa以上の鋼板で顕在化してきており、とくに700MPa以上の鋼板においてこの問題は重大である。 On the other hand, as a result of the remarkable progress in increasing the strength of steel sheets, the use of thin steel sheets with a thickness of less than 2.0 mm has been increasing recently. It has become indispensable to simultaneously suppress the decrease in component rigidity due to the above. Such a problem of part rigidity reduction due to the thinning of the steel sheet has been manifested in a steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more, and this problem is particularly serious in a steel sheet of 700 MPa or more.

一般に、部品の剛性の高めるには、部品形状を変更したり、スポット溶接がなされている部品に対しては、溶接点を増加するか、あるいはレーザ溶接に切り替えるなどの溶接条件を変更することが有効であるが、自動車用部品として用いる場合、自動車内の限られた空間で部品形状を変更するのは容易ではないし、また溶接条件の変更もコストの増加を伴うなどの問題がある。 Generally, in order to increase the rigidity of a part, it is possible to change the welding conditions such as changing the part shape or increasing the number of welding points or switching to laser welding for parts that have been spot welded. Although effective, when used as a part for an automobile, it is not easy to change the part shape in a limited space in the automobile, and there is a problem that changing the welding conditions is accompanied by an increase in cost.

そこで、部品形状や溶接条件を変更することなく、部品の剛性を高めるには、部品に使用される部材のヤング率を高めることが有効となる。 Therefore, in order to increase the rigidity of the component without changing the component shape and welding conditions, it is effective to increase the Young's modulus of the member used for the component.

一般に、部品形状や溶接条件が同じ部品の剛性は、部材のヤング率と部品の断面二次モーメントの積で表され、さらに断面二次モーメントは、材料の板厚をｔとしたとき近似的にｔ^λに比例するとして表現できる。ここで、λは板厚感受性指数で、部品の形状により１〜３の値をとる。例えば自動車のパネル部品のような一枚板の形状をとる場合は、λは３に近い値をとり、構造部品のようなコラム状の場合には、λは１に近い値をとる。 In general, the rigidity of parts with the same part shape and welding conditions is expressed by the product of the Young's modulus of the member and the secondary moment of section of the part. Further, the secondary moment of section is approximately when the thickness of the material is t. It can be expressed as being proportional to ^tλ . Here, λ is a plate thickness sensitivity index and takes a value of 1 to 3 depending on the shape of the part. For example, λ takes a value close to 3 when taking the shape of a single plate such as a panel part of an automobile, and λ takes a value close to 1 in the case of a column like a structural part.

そして、例えば部品のλが３のとき、部品の剛性を等価に保ちながら、板厚を10％小さくするには、部材のヤング率を37％向上させる必要があるが、部品のλが１のときは、板厚を10％小さくするのに、ヤング率は11％だけ向上させればよいことになる。 For example, when the component λ is 3, in order to reduce the plate thickness by 10% while keeping the rigidity of the component equivalent, it is necessary to improve the Young's modulus of the member by 37%. In some cases, the Young's modulus only needs to be improved by 11% to reduce the plate thickness by 10%.

すなわち、コラム部品のように、λが１に近い部品の場合、軽量化のために鋼板自体のヤング率を高めることは非常に有効であり、とくに高強度で板厚の小さい鋼板において、鋼板の高ヤング率化が強く望まれている。 That is, in the case of a component such as a column component in which λ is close to 1, it is very effective to increase the Young's modulus of the steel plate itself in order to reduce the weight, particularly in a steel plate having high strength and a small thickness. High Young's modulus is strongly desired.

ここで、一般にヤング率は、集合組織に大きく支配され、原子の最密方向に高くなることが知られている。従って、ロールによる圧延と熱処理からなる鉄鋼プロセスにおいて、体心立方格子である鋼のヤング率に有利な方位を発達させるには、{112}＜110＞を発達させることが有効であり、これにより圧延方向と直角方向のヤング率を高めることができる。 Here, it is generally known that the Young's modulus is largely governed by the texture and becomes higher in the closest atom direction. Therefore, it is effective to develop {112} <110> in order to develop an advantageous orientation for the Young's modulus of steel that is a body-centered cubic lattice in a steel process consisting of rolling with a roll and heat treatment. The Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction can be increased.

そこで、従来より、集合組織を制御することでヤング率を高めた鋼板の検討が種々なされてきている。 In view of this, various studies have been made on steel sheets having a higher Young's modulus by controlling the texture.

例えば特許文献１では、極低炭素鋼にNbあるいはTiを添加した鋼を用い、熱間圧延工程において、Ａr₃〜(Ａr₃＋150℃)での圧下率を85％以上とし、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進することで、熱延板段階でのフェライトの集合組織を{311}<011>および{332}<113>とし、これを初期方位として冷間圧延、再結晶焼鈍を施すことで{211}<011>を主方位とすることにより、圧延方向と直角方向のヤング率を高める技術が開示されている。 For example, in Patent Document 1, a steel obtained by adding Nb or Ti to ultra-low carbon steel is used, and in the hot rolling process, the reduction rate at Ar ₃ to (Ar ₃ + 150 ° C.) is set to 85% or more, and non-recrystallized austenite. By promoting the ferrite transformation from the above, the ferrite texture at the hot-rolled sheet stage is set to {311} <011> and {332} <113>, and this is used as the initial orientation for cold rolling and recrystallization annealing. A technique for increasing the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction by applying {211} <011> as the main orientation is disclosed.

また、特許文献２では、Ｃ量が0.02〜0.15％の低炭素鋼にNb、Mo、Ｂを添加し、Ａr₃〜950℃での圧下率を50％以上とすることで、{211}<011>を発達させ、ヤング率を高めた熱延鋼板の製造方法が開示されている。 In Patent Document 2, {211} <by adding Nb, Mo and B to low carbon steel having a C content of 0.02 to 0.15% and setting the rolling reduction at Ar _{3 to} 950 ° C. to 50% or more. [0111] A method for producing a hot-rolled steel sheet with an increased Young's modulus is disclosed.

さらに、特許文献３では、Ｃ量が0.05％以下の低炭素鋼にNbを添加し、仕上圧延開始温度を950℃以下、仕上圧延終了温度を(Ａr₃−50℃)〜(Ａr₃＋100℃)とし、ヤング率を低下させる{100}の発達を抑制することで、剛性の高い熱延鋼板の製造方法が開示されている。 Furthermore, in Patent Document 3, Nb is added to low carbon steel having a C content of 0.05% or less, the finish rolling start temperature is 950 ° C. or less, and the finish rolling end temperature is (Ar ₃ −50 ° C.) to (Ar ₃ + 100 ° C.). And a method for producing a hot-rolled steel sheet having high rigidity is disclosed by suppressing the development of {100} that lowers the Young's modulus.

さらにまた、特許文献４では、Ｃ量が0.05％以下の低炭素鋼にSiとAlを添加してＡr₃変態点を高め、熱間圧延において、Ａr₃変態点以下での圧下率を60％以上とすることで、圧延方向と直角方向のヤング率を高めた熱延鋼板の製造方法が開示されている。 Furthermore, in Patent Document 4, Si and Al are added to a low carbon steel having a C content of 0.05% or less to increase the Ar ₃ transformation point. In hot rolling, the rolling reduction below the Ar ₃ transformation point is 60%. By the above, the manufacturing method of the hot-rolled steel plate which raised the Young's modulus of the direction orthogonal to a rolling direction is disclosed.

特開平５−255804号公報JP-A-5-255804 特開平８−311541号公報Japanese Patent Laid-Open No. 8-311541 特開平５−247530号公報JP-A-5-247530 特開平９−53118号公報JP-A-9-53118

しかし、前述の技術では、次のような問題があった。
すなわち、特許文献１に開示されている技術では、Ｃ量が0.01％以下の極低炭素鋼を用いることで集合組織を制御し、鋼板のヤング率を高めているが、引張強度はせいぜい 450MPa程度と低く、この技術の適用により高強度化を図るには問題があった。 However, the above-described technique has the following problems.
That is, in the technique disclosed in Patent Document 1, the texture is controlled by using an extremely low carbon steel having a C content of 0.01% or less, and the Young's modulus of the steel sheet is increased, but the tensile strength is at most about 450 MPa. However, there was a problem in increasing the strength by applying this technique.

また、特許文献２に開示されている技術では、Ｃ量が0.02〜0.15％と高く、高強度化は可能であるが、対象とする鋼板が熱延鋼板であるために、冷間加工による集合組織制御を利用することができず、一層の高ヤング率化は困難である他、板厚が2.0mmを下回るような高強度鋼板を低温仕上圧延により安定的に製造することが難しいという問題があった。 Further, in the technique disclosed in Patent Document 2, the C content is as high as 0.02 to 0.15% and high strength is possible. However, since the target steel sheet is a hot-rolled steel sheet, it is gathered by cold working. In addition to being unable to utilize structure control, it is difficult to further increase the Young's modulus, and it is difficult to stably produce high-strength steel sheets with a thickness of less than 2.0 mm by low-temperature finish rolling. there were.

さらに、特許文献３に開示されている技術も、熱延鋼板の製造技術であり、同様の問題があった。 Furthermore, the technique disclosed in Patent Document 3 is also a technique for manufacturing a hot-rolled steel sheet, and has the same problems.

さらにまた、特許文献４に開示されている技術では、フェライト域での圧延を行なうことで、結晶粒が粗大化してしまい、加工性が著しく低下するという問題があった。 Furthermore, in the technique disclosed in Patent Document 4, there is a problem that the crystal grains are coarsened by rolling in the ferrite region, and the workability is remarkably lowered.

このように、従来技術における鋼板の高ヤング率化は、板厚の厚い熱延鋼板や、軟質鋼板を対象にしたものであり、従来技術を用いて、板厚が2.0mm以下と板厚の薄い高強度鋼板を高ヤング率化することは困難であった。 As described above, the high Young's modulus of the steel sheet in the prior art is for hot-rolled steel sheets and soft steel sheets having a large thickness, and the sheet thickness is 2.0 mm or less using the conventional technology. It was difficult to increase the Young's modulus of thin high-strength steel sheets.

ここで、一般に、鋼板の引張強度を590MPa以上に高めるための強化機構としては、主に析出強化機構と変態組織強化機構がある。 Here, generally, as a strengthening mechanism for increasing the tensile strength of a steel sheet to 590 MPa or more, there are mainly a precipitation strengthening mechanism and a transformation structure strengthening mechanism.

強化機構として析出強化機構を利用した場合には、鋼板のヤング率の低下を極力抑制しつつ高強度化することが可能であるが、次のような困難が伴う。すなわち、例えばTiやNb等の炭窒化物を微細析出させるような析出強化機構を利用すれば、熱延鋼板では、熱間圧延後の巻取り時に微細析出させることにより高強度化は図れるものの、冷延鋼板では、冷間圧延後の再結晶焼鈍過程における析出物の粗大化が避けられず、析出強化による高強度化は困難であった。 When a precipitation strengthening mechanism is used as the strengthening mechanism, it is possible to increase the strength while suppressing the decrease in Young's modulus of the steel sheet as much as possible, but the following difficulties are involved. That is, for example, if a precipitation strengthening mechanism that finely precipitates carbonitrides such as Ti and Nb is used, the hot rolled steel sheet can achieve high strength by being finely precipitated at the time of winding after hot rolling, In cold-rolled steel sheets, coarsening of precipitates is unavoidable in the recrystallization annealing process after cold rolling, and it is difficult to increase the strength by precipitation strengthening.

また、強化機構として変態組織強化機構を利用する場合には、ベイナイト相やマルテンサイト相など、低温変態相中に含まれる歪みに起因して、鋼板のヤング率が低下してしまうという問題があった。 In addition, when the transformation structure strengthening mechanism is used as the strengthening mechanism, there is a problem that the Young's modulus of the steel sheet is lowered due to strain contained in the low temperature transformation phase such as a bainite phase or a martensite phase. It was.

本発明の目的は、前記課題を解決した、引張強度が590MPa以上、より好ましくは700MPa以上と高強度で、ヤング率が225GPa以上、より好ましくは230GPa以上、さらに好ましくは240GPa以上と高剛性を兼ね備えた板厚が2.0mm以下の薄鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することにある。 The object of the present invention is to solve the above-mentioned problems, high tensile strength of 590 MPa or more, more preferably 700 MPa or more, Young's modulus of 225 GPa or more, more preferably 230 GPa or more, and even more preferably 240 GPa or more and high rigidity. Another object of the present invention is to provide a thin steel plate having a thickness of 2.0 mm or less together with its advantageous manufacturing method.

上記目的を達成するため、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
(I) 質量％で、Ｃ：0.02〜0.15％、Si：1.5％以下、Mn：1.5〜4.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：1.5％以下、Ｎ：0.01％以下およびNb：0.02〜0.40％を含有し、かつＣ，ＮおよびNbの含有量が、下記(1)式および(2)式に示す関係式を満たし、残部は実質的に鉄および不可避的不純物からなる組成を有すると共に、組織が、フェライト相を主相とし、面積率で１％以上のマルテンサイト相を有し、さらに引張強度が 590 MPa以上でかつヤング率が 225 GPa以上であることを特徴とする高剛性高強度薄鋼板。
記
0.01 ≦ Ｃ＋（12/14）×Ｎ−(12/92.9)×Nb ≦ 0.06 ・・・ (1)
Ｎ ≦ (14/92.9)×(Nb−0.01) ・・・ (2) In order to achieve the above object, the gist of the present invention is as follows.
(I) By mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.5 to 4.0%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 1.5% or less, N: 0.01% or less And Nb: 0.02 to 0.40%, and the contents of C, N and Nb satisfy the relational expressions shown in the following formulas (1) and (2), and the balance is substantially composed of iron and inevitable impurities. The structure is characterized by having a ferrite phase as a main phase, a martensite phase with an area ratio of 1% or more, a tensile strength of 590 MPa or more, and a Young's modulus of 225 GPa or more. High rigidity and high strength thin steel sheet.
Record
0.01 ≤ C + (12/14) x N- (12 / 92.9) x Nb ≤ 0.06 (1)
N ≦ (14 / 92.9) × (Nb−0.01) (2)

(II)上記(I)に記載の高剛性高強度薄鋼板において、上記組成に加えて、さらに質量％で、Ti：0.01〜0.50％およびＶ：0.01〜0.50％のうちから選んだ１種または２種を含有し、かつ前記(1)式に代えて下記(3)式、前記(2)式に代えて下記(4)式に示す関係式を満たすことを特徴とする高剛性高強度薄鋼板。
記
0.01≦ Ｃ＋(12/14)×Ｎ^*−(12/92.9)×Nb−(12/47.9)×Ti^*−(12/50.9)×Ｖ ≦ 0.06
・・・ (3)
Ｎ^*≦ (14/92.9)×(Nb−0.01) ・・・ (4)
ただし、式(3)および(4)中において、Ｎ^*は、Ｎ−(14/47.9)×Ti＞０のとき、Ｎ^*＝Ｎ−(14/47.9)×Ti、Ｎ−(14/47.9)×Ti≦０のとき、Ｎ^*＝０とし、また式(3)中において、Ti^*は、Ti−(47.9/14)×Ｎ−(47.9/32.1)×Ｓ＞０のとき、Ti^*＝Ti−(47.9/14)×Ｎ−(47.9/32.1)×Ｓ、Ti−(47.9/14)×Ｎ−(47.9/32.1)×Ｓ≦０のとき、Ti^*＝０とする。 (II) In the high-rigidity and high-strength thin steel sheet described in (I) above, in addition to the above composition, in addition to mass%, one selected from Ti: 0.01 to 0.50% and V: 0.01 to 0.50% or It contains two types, and satisfies the relational expression shown in the following expression (3) instead of the above expression (1) and the following expression (4) instead of the above expression (2). steel sheet.
Record
0.01 ≦ C + (12/14) × N ^* − (12 / 92.9) × Nb− (12 / 47.9) × Ti ^* − (12 / 50.9) × V ≦ 0.06
(3)
N ^* ≤ (14 / 92.9) x (Nb−0.01) (4)
However, in the formulas (3) and (4), N ^* is N ^* = N− (14 / 47.9) × Ti, N− (14 / 47.9 when N− (14 / 47.9) × Ti> 0. ) when × Ti ≦ 0, and N ^* = 0, also in the formula (3) in, Ti ^* is, Ti- (47.9 / 14) × N- (47.9 / 32.1) when × S> 0, Ti ^* When Ti = (47.9 / 14) × N− (47.9 / 32.1) × S and Ti− (47.9 / 14) × N− (47.9 / 32.1) × S ≦ 0, Ti ^* = 0.

(III)上記(I)または(II)に記載の高剛性高強度薄鋼板において、上記組成に加えて、さらに質量％で、Cr：0.1〜1.0％、Ni：0.1〜1.0％、Mo：0.1〜1.0％、Cu：0.1〜2.0％およびＢ：0.0005〜0.0030％の中から選択される１種以上を含有することを特徴とする高剛性高強度薄鋼板。 (III) In the high-rigidity and high-strength thin steel sheet described in (I) or (II) above, in addition to the above composition, further in mass%, Cr: 0.1 to 1.0%, Ni: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.1 A high-rigidity, high-strength thin steel sheet containing at least one selected from -1.0%, Cu: 0.1-2.0%, and B: 0.0005-0.0030%.

(IV)質量％で、Ｃ：0.02〜0.15％、Si：1.5％以下、Mn：1.5〜4.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：1.5％以下、Ｎ：0.01％以下およびNb：0.02〜0.40％を含有し、かつＣ、ＮおよびNbの含有量が、下記(1)式および(2)式に示す関係式を満たす組成からなる鋼素材を、熱間圧延工程において、950℃以下での総圧下量を30％以上とし、さらに仕上圧延をＡr₃〜900℃で終了したのち、650℃以下で巻取り、酸洗後、50％以上の圧下率で冷間圧延を行い、その後500℃からの昇温速度を１〜40℃/sとして、780〜900℃の温度に昇温して均熱した後、500℃までの冷却速度を５℃/s以上の速度として冷却する焼鈍を施すことを特徴とする高剛性高強度薄鋼板の製造方法。
記
0.01 ≦ Ｃ＋（12/14）×Ｎ−(12/92.9)×Nb ≦ 0.06 ・・・ (1)
Ｎ ≦ (14/92.9)×(Nb−0.01) ・・・ (2) (IV) By mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.5 to 4.0%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 1.5% or less, N: 0.01% or less And Nb: 0.02 to 0.40%, and a steel material having a composition in which the contents of C, N and Nb satisfy the relational expressions shown in the following formulas (1) and (2) The total rolling reduction at 950 ° C or lower is set to 30% or more, and finish rolling is finished at Ar _{3 to} 900 ° C, and then rolled at 650 ° C or lower, pickled, and then cold rolled at a rolling reduction of 50% or higher. After that, after increasing the temperature from 500 ° C to 1 to 40 ° C / s, raising the temperature to 780 to 900 ° C and soaking, the cooling rate to 500 ° C is at least 5 ° C / s. A method for producing a high-rigidity and high-strength thin steel sheet, characterized by performing annealing as cooling.
Record
0.01 ≤ C + (12/14) x N- (12 / 92.9) x Nb ≤ 0.06 (1)
N ≦ (14 / 92.9) × (Nb−0.01) (2)

(V) 上記(IV)に記載の鋼素材が、上記組成に加えて、さらに質量％で、Ti：0.01〜0.50％およびＶ：0.01〜0.50％のうちから選んだ１種または２種を含有し、かつ前記(1)式に代えて下記(3)式、前記(2)式に代えて下記(4)式に示す関係式を満たすことを特徴とする高剛性高強度薄鋼板。
記
0.01≦ Ｃ＋(12/14)×Ｎ^*−(12/92.9)×Nb−(12/47.9)×Ti^*−(12/50.9)×Ｖ ≦ 0.06
・・・ (3)
Ｎ^*≦ (14/92.9)×(Nb−0.01) ・・・ (4)
ただし、式(3)および(4)中において、Ｎ^*は、Ｎ−(14/47.9)×Ti＞０のとき、Ｎ^*＝Ｎ−(14/47.9)×Ti、Ｎ−(14/47.9)×Ti≦０のとき、Ｎ^*＝０とし、また式(3)中において、Ti^*は、Ti−(47.9/14)×Ｎ−(47.9/32.1)×Ｓ＞０のとき、Ti^*＝Ti−(47.9/14)×Ｎ−(47.9/32.1)×Ｓ、Ti−(47.9/14)×Ｎ−(47.9/32.1)×Ｓ≦０のとき、Ti^*＝０とする。 (V) The steel material described in (IV) above contains, in addition to the above composition, 1% or 2 types selected from Ti: 0.01 to 0.50% and V: 0.01 to 0.50% in mass%. In addition, a high-rigidity and high-strength thin steel sheet satisfying the relational expression shown in the following formula (3) instead of the formula (1) and the following formula (4) instead of the formula (2).
Record
0.01 ≦ C + (12/14) × N ^* − (12 / 92.9) × Nb− (12 / 47.9) × Ti ^* − (12 / 50.9) × V ≦ 0.06
(3)
N ^* ≤ (14 / 92.9) x (Nb−0.01) (4)
However, in the formulas (3) and (4), N ^* is N ^* = N− (14 / 47.9) × Ti, N− (14 / 47.9 when N− (14 / 47.9) × Ti> 0. ) when × Ti ≦ 0, and N ^* = 0, also in the formula (3) in, Ti ^* is, Ti- (47.9 / 14) × N- (47.9 / 32.1) when × S> 0, Ti ^* When Ti = (47.9 / 14) × N− (47.9 / 32.1) × S and Ti− (47.9 / 14) × N− (47.9 / 32.1) × S ≦ 0, Ti ^* = 0.

(VI)上記(IV)または(V)に記載の鋼素材が、上記組成に加えて、さらに質量％で、Cr：0.1 〜1.0％、Ni：0.1〜1.0％、Mo：0.1〜1.0％、Cu：0.1〜2.0％およびＢ：0.0005〜0.0030％の中から選択される１種以上を含有することを特徴とする高剛性高強度薄鋼板の製造方法。 (VI) In addition to the above composition, the steel material described in the above (IV) or (V) is further in mass%, Cr: 0.1 to 1.0%, Ni: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.1 to 1.0%, A method for producing a high-rigidity, high-strength steel sheet, comprising one or more selected from Cu: 0.1-2.0% and B: 0.0005-0.0030%.

本発明によって、引張強度が590MPa以上、より好ましくは700MPa以上と高強度で、ヤング率が225GPa以上、より好ましくは230GPa以上、さらに好ましくは240GPa以上と高剛性を兼ね備えた薄鋼板の提供が可能になる。 According to the present invention, it is possible to provide a thin steel sheet having high rigidity with a tensile strength of 590 MPa or more, more preferably 700 MPa or more, a Young's modulus of 225 GPa or more, more preferably 230 GPa or more, and even more preferably 240 GPa or more. Become.

すなわち、MnおよびNbを添加した低炭素鋼素材を、熱間圧延において、950℃以下、より好ましくは900℃以下（厳密にはＡr₃点直上）で圧下を行い、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態の促進と、その後の冷間圧延を組み合わせることで、ヤング率の向上に有利な結晶方位を発達させ、その後の焼鈍工程における加熱速度の制御と二相域での均熱により、冷却過程において、ヤング率の低下を抑制する低温変態相を生成させると共に、ヤング率の向上に有利なフェライト相を多く残留させることで、高強度化と高ヤング率化の双方を満足させた薄鋼板を製造することができ、これは、工業上有効な効果を奏する。 That is, a low carbon steel material added with Mn and Nb is subjected to hot rolling at 950 ° C. or less, more preferably 900 ° C. or less (strictly, just above the Ar ₃ point), and ferrite from unrecrystallized austenite By combining transformation promotion and subsequent cold rolling, a crystal orientation advantageous for improving Young's modulus is developed, and in the cooling process by controlling the heating rate in the subsequent annealing process and soaking in the two-phase region Produces a thin steel sheet that satisfies both high strength and high Young's modulus by generating a low-temperature transformation phase that suppresses the decrease in Young's modulus and leaving many ferrite phases that are advantageous for improving Young's modulus. This has an industrially effective effect.

さらに詳細に説明すると、MnおよびNbを添加した低炭素鋼素材を、熱間圧延において、Ａr₃変態点直上での圧下を行なうことで、{112}<111>の結晶方位からなる未再結晶のオーステナイト組織を増加させると共に、その後の冷却過程において、{112}<111>の未再結晶オーステナイトからフェライト変態を促進させることで、{113}<110>のフェライト方位を発達させることができる。 More specifically, a low-carbon steel material added with Mn and Nb is unrecrystallized consisting of {112} <111> crystallographic orientation by hot rolling in a state immediately below the Ar ₃ transformation point. In the subsequent cooling process, the ferrite transformation of {113} <110> can be developed by promoting ferrite transformation from unrecrystallized austenite of {112} <111>.

また、巻取り、酸洗後の冷間圧延において、50％以上の圧下率で圧延を行なうことで、{113}<110>の結晶方位をヤング率の向上に有利な{112}<110>に回転させ、その後の焼鈍工程における昇温過程において、1〜40℃/sの加熱速度で500℃から均熱温度まで昇温することで、{112}<110>方位を持つフェライトの再結晶を促進すると共に、一部{112}<110>の未再結晶粒が残った状態で二相域に到達させ、{112}<110>の未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進させることができる。 Also, in cold rolling after winding and pickling, rolling at a reduction ratio of 50% or more is advantageous for improving the Young's modulus of the {113} <110> crystal orientation {112} <110> Of the ferrite with {112} <110> orientation by raising the temperature from 500 ° C to the soaking temperature at a heating rate of 1-40 ° C / s in the temperature rising process in the subsequent annealing process As well as advancing the austenite transformation from the unrecrystallized ferrite of {112} <110> with a portion of the {112} <110> unrecrystallized grains remaining. it can.

さらに、均熱後の冷却時に、オーステナイト相がフェライト相に変態するに際しては、{112}<110>の方位をもつフェライト粒が粒成長することでヤング率が高まると共に、Mn添加により焼き入れ性が高められた鋼を５℃/s以上の速度で冷却することで、低温変態相が生成し、高強度化を図ることもできる。 Furthermore, when the austenite phase transforms to the ferrite phase during cooling after soaking, the Young's modulus increases due to the growth of ferrite grains with {112} <110> orientation, and hardenability is enhanced by the addition of Mn. By cooling the steel with increased hardness at a rate of 5 ° C./s or more, a low-temperature transformation phase is generated and the strength can be increased.

さらにまた、この低温変態相は、{112}<110>の方位を含むフェライトから変態したオーステナイト相が、冷却時に再変態することで生成することから、低温変態相の結晶方位に関しても、{112}<110>を発達させることができる。 Furthermore, this low-temperature transformation phase is generated by retransformation of the austenite phase transformed from ferrite containing the {112} <110> orientation during cooling, so the crystal orientation of the low-temperature transformation phase is {112 } <110> can be developed.

このように、フェライト相の{112}<110>を発達させることでヤング率を高めると共に、とくにヤング率の低下に大きな影響をもつ低温変態相の方位に{112}<110>を増加させることで、低温変態相の生成により高強度化しつつ、低温変態相の生成に伴うヤング率の低下は大きく抑制することができる。 Thus, by developing {112} <110> in the ferrite phase, the Young's modulus is increased, and in particular, {112} <110> is increased in the orientation of the low-temperature transformation phase, which has a great influence on the decrease in Young's modulus. Thus, it is possible to greatly suppress the decrease in Young's modulus associated with the generation of the low temperature transformation phase while increasing the strength by the generation of the low temperature transformation phase.

本発明の高剛性高強度薄鋼板は、引張強度が590MPa以上、より好ましくは700MPa以上で、かつヤング率が225GPa以上、より好ましくは230GPa以上、さらに好ましくは240GPa以上であり、板厚が2.0mm以下の鋼板である。なお、本発明が対象とする鋼板の中には、冷延鋼板の他に、合金化を含む溶融亜鉛めっき材や電気亜鉛めっき材などの表面処理を施した鋼板も含む。 The high rigidity and high strength thin steel sheet of the present invention has a tensile strength of 590 MPa or more, more preferably 700 MPa or more, a Young's modulus of 225 GPa or more, more preferably 230 GPa or more, and further preferably 240 GPa or more, and a plate thickness of 2.0 mm. The following steel plates. In addition, in the steel plate which this invention makes object, the steel plate which gave surface treatments, such as a hot dip galvanized material and an electrogalvanized material including alloying, is included other than a cold-rolled steel plate.

次に、本発明の鋼板の成分組成を限定した理由について説明する。なお、鋼板の成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。 Next, the reason which limited the component composition of the steel plate of this invention is demonstrated. In addition, although the unit of element content in the component composition of the steel sheet is “mass%”, hereinafter, it is simply indicated by “%” unless otherwise specified.

・Ｃ：0.02〜0.15％、
Ｃは、オーステナイトを安定化させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍時における冷却過程において、焼入れ性を高め、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することができる。さらに、熱間圧延時においては、Ａr₃変態点を低下させることで、Ａr₃直上での圧延を行なうに際して、より低温域での圧延を可能にし、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進させることで、{113}<110>を発達させることができ、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤング率を向上させることができる。さらにＣは、焼鈍工程における昇温段階において、冷間圧延後に{112}<110>の方位をもつフェライト粒の、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進することで、高ヤング率化に寄与することもできる。 C: 0.02 to 0.15%
C is an element that stabilizes austenite. In the cooling process at the time of annealing after cold rolling, it enhances hardenability and greatly contributes to increase in strength by greatly promoting the generation of a low temperature transformation phase. it can. Further, at the time of hot rolling, by lowering the Ar ₃ transformation point, when performing rolling immediately above Ar ₃ , it is possible to perform rolling in a lower temperature range and promote ferrite transformation from unrecrystallized austenite. Thus, {113} <110> can be developed, and the Young's modulus can be improved in the subsequent cold rolling and annealing processes. Furthermore, C contributes to higher Young's modulus by promoting austenite transformation from unrecrystallized ferrite of ferrite grains with {112} <110> orientation after cold rolling in the temperature rising stage in the annealing process. You can also

このような効果を得るため、Ｃ含有量は0.02％以上とする必要があり、より好ましくは、0.05％以上であり、さらに好ましくは0.06％以上である。一方、Ｃ含有量が0.15％よりも多くなると、硬質な低温変態相の分率が大きくなり、鋼が極端に高強度化するだけでなく、加工性が劣化してしまう。また、多量Ｃの含有は、冷間圧延後の焼鈍工程において、高ヤング率化に有利な方位の再結晶を抑制してしまう。さらに、多量Ｃの含有は、溶接性の劣化も招く。
このため、Ｃ含有量は0.15％以下とする必要があり、より好ましくは0.10％以下とする。 In order to obtain such an effect, the C content needs to be 0.02% or more, more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.06% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.15%, the fraction of the hard low-temperature transformation phase increases, and not only the steel becomes extremely strong but also the workability deteriorates. In addition, the inclusion of a large amount of C suppresses recrystallization in an orientation advantageous for increasing the Young's modulus in the annealing process after cold rolling. Furthermore, the inclusion of a large amount of C causes deterioration of weldability.
For this reason, C content needs to be 0.15% or less, More preferably, it is 0.10% or less.

・Si：1.5％以下
Siは、熱間圧延において、Ａr₃変態点を上昇させることから、Ａr₃直上での圧延を行なうに際し、加工オーステナイトの再結晶を促進するため、1.5％を超える多量のSiを含有させた場合には、高ヤング率化に必要な結晶方位を得ることができなくなる。また、多量のSi添加は、鋼板の溶接性を劣化させると共に、熱間圧延工程での加熱時においては、スラブ表面においてファイヤライトの生成を促進することで、いわゆる赤スケールと呼ばれる表面模様の発生を助長する。さらに、冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させ、溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。このため、Si含有量は1.5％以下とする必要がある。なお、表面性状を必要とする鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、Si含有量を0.5％以下とすることが好ましい。・ Si: 1.5% or less
Since Si raises the Ar ₃ transformation point in hot rolling, when rolling immediately above Ar ₃ , in order to promote recrystallization of processed austenite, when a large amount of Si exceeding 1.5% is contained Therefore, it becomes impossible to obtain a crystal orientation necessary for increasing the Young's modulus. In addition, the addition of a large amount of Si deteriorates the weldability of the steel sheet and, at the time of heating in the hot rolling process, promotes the formation of firelite on the slab surface, thereby generating a surface pattern called a so-called red scale. To help. Furthermore, when used as a cold-rolled steel sheet, the Si oxide produced on the surface deteriorates the chemical conversion property, and when used as a hot-dip galvanized steel sheet, the Si oxide produced on the surface is not plated. To trigger. For this reason, the Si content needs to be 1.5% or less. In the case of a steel sheet or hot dip galvanized steel sheet that requires surface properties, the Si content is preferably 0.5% or less.

また、Siは、フェライトを安定化させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における二相域均熱後の冷却過程において、フェライト変態を促進し、オーステナイト中にＣを濃化させることで、オーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進することができる。そのため、必要に応じて鋼の強度を高めることができ、このような効果を得るためには、Si含有量は0.2％以上とすることが望ましい。 Si is an element that stabilizes ferrite, and in the cooling process after soaking in the two-phase region in the annealing process after cold rolling, the ferrite transformation is promoted and C is concentrated in the austenite. Austenite can be stabilized and the generation of a low temperature transformation phase can be promoted. Therefore, the strength of the steel can be increased as necessary, and in order to obtain such an effect, the Si content is desirably 0.2% or more.

・Mn：1.5〜4.0％
Mnは、本発明の重要な元素の１つである。Mnは熱間圧延時において、加工オーステナイトの再結晶を抑制すると共に、オーステナイトを安定化させる元素であり、Ａr₃変態点を低下させることから、Ａr₃直上での圧延を行なうに際しては、より低温域での圧延を可能とすることで、さらに加工オーステナイトの再結晶を抑制する作用を有する。そして、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進させることで、{113}<110>を発達させることができ、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤング率を向上させることができる。・ Mn: 1.5-4.0%
Mn is one of the important elements of the present invention. Mn is an element that suppresses recrystallization of processed austenite and stabilizes austenite during hot rolling, and lowers the Ar ₃ transformation point. Therefore, when rolling immediately above Ar ₃ , the temperature is lower. By enabling the rolling in the region, it further has an action of suppressing recrystallization of the processed austenite. Then, by promoting ferrite transformation from unrecrystallized austenite, {113} <110> can be developed, and Young's modulus can be improved in the subsequent cold rolling and annealing processes.

さらに、オーステナイト安定化元素であるMnは、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、Ａc₁変態点を低下させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、均熱後の冷却過程において生成する低温変態相の方位に関し、ヤング率の向上に有利な方位を発達させ、低温変態相の生成に伴うヤング率の低下を抑制することができる。 Furthermore, Mn, an austenite stabilizing element, lowers the Ac ₁ transformation point in the temperature rising process in the annealing process after cold rolling, promotes austenite transformation from unrecrystallized ferrite, and cools after soaking With respect to the orientation of the low-temperature transformation phase generated in, an orientation advantageous for improving the Young's modulus can be developed, and the decrease in Young's modulus associated with the production of the low-temperature transformation phase can be suppressed.

また、Mnは、焼鈍工程における均熱焼鈍後の冷却過程においては、焼入れ性を高め、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することもできる。そして、固溶強化元素として作用することで、鋼の高強度化に寄与することもできる。このような効果を得るためには、Mn含有量を1.5％以上とする必要がある。 Further, Mn can greatly contribute to the increase in strength by enhancing the hardenability and greatly promoting the generation of the low temperature transformation phase in the cooling process after soaking in the annealing process. And it can contribute to the strengthening of steel by acting as a solid solution strengthening element. In order to obtain such an effect, the Mn content needs to be 1.5% or more.

一方、4.0％を超える多量Mnの含有は、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、Ａc₃変態点を過度に低下させることから、二相域におけるフェライト相の再結晶を困難とし、Ａc₃変態点以上のオーステナイト単相域までの昇温を必要とする。従って、加工フェライトの再結晶により得られる高ヤング率化に有利な{112}<110>方位のフェライトを発達させることができず、ヤング率の低下を招いてしまう。さらに、多量Mnの含有は鋼板の溶接性も劣化させてしまう。従って、Mn含有量は4.0％以下とし、より好ましくは3.5％以下とする。 On the other hand, the inclusion of a large amount of Mn exceeding 4.0% excessively lowers the Ac ₃ transformation point in the temperature rising process in the annealing process after cold rolling, making it difficult to recrystallize the ferrite phase in the two-phase region. , The temperature must be raised to the austenite single-phase region above the Ac ₃ transformation point. Therefore, it is not possible to develop {112} <110> oriented ferrite advantageous for increasing the Young's modulus obtained by recrystallization of processed ferrite, leading to a decrease in Young's modulus. Furthermore, the inclusion of a large amount of Mn also deteriorates the weldability of the steel sheet. Therefore, the Mn content is 4.0% or less, more preferably 3.5% or less.

・Ｐ：0.05％以下
Ｐは、粒界に偏析するため、Ｐ含有量が0.05％を超えると、鋼板の延性および靭性が低下するだけでなく、溶接性も劣化する。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、Ｐにより合金化速度が遅滞してしまう。従って、Ｐ含有量は0.05％以下とする必要がある。一方、Ｐは、固溶強化元素として高強度化に有効な元素であり、またフェライト安定化元素として、オーステナイト中へのＣ濃化を促進する作用も有する。さらにSiを添加した鋼においては、赤スケールの発生を抑制する作用も有する。このような作用を得るためには、Ｐ含有量は0.01％以上とすることが好ましい。 -P: 0.05% or less Since P is segregated at the grain boundaries, if the P content exceeds 0.05%, not only the ductility and toughness of the steel sheet are lowered, but also the weldability is deteriorated. Further, when used as an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, the alloying rate is delayed by P. Therefore, the P content needs to be 0.05% or less. On the other hand, P is an element effective for increasing strength as a solid solution strengthening element, and also has an action of promoting C concentration in austenite as a ferrite stabilizing element. Furthermore, steel added with Si also has an action of suppressing the generation of red scale. In order to obtain such an action, the P content is preferably 0.01% or more.

・Ｓ：0.01％以下
Ｓは、熱間での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Ｓは、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大なMnSを形成することにより、延性および穴広げ性を低下させる。これらの問題はＳ含有量が0.01％を超えると顕著になるため、極力低減することが望ましい。従って、Ｓ含有量は0.01％以下とする。さらに、穴広げ性をとくに向上させる観点からは、0.005％以下とすることが好ましい。 -S: 0.01% or less S induces hot cracking by remarkably reducing hot ductility and remarkably deteriorates surface properties. Further, S hardly contributes to the strength, but also reduces the ductility and hole expandability by forming coarse MnS as an impurity element. Since these problems become significant when the S content exceeds 0.01%, it is desirable to reduce them as much as possible. Therefore, the S content is 0.01% or less. Furthermore, from the viewpoint of particularly improving the hole expandability, it is preferably 0.005% or less.

・Al：1.5％以下
鋼の脱酸のために添加し、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素である。しかしながら、Alは、フェライト安定化元素であり、鋼のＡr₃変態点を大きく上昇させることから、Ａr₃直上での圧延を行なうに際し、加工オーステナイトの再結晶を促進し、高ヤング率化に必要な結晶方位の発達を抑制してしまう。さらに、1.5％を超える多量のAl含有により、オーステナイト単相域が消失してしまい、熱間圧延工程において、オーステナイト域で圧延を終了することを困難にする。従って、Al含有量は1.5％以下とする必要があり、この観点では、Alは低い方が好ましく、0.1％以下に制限することがさらに好ましい。一方、フェライト生成元素であるAlは、冷間圧延後の焼鈍工程における二相域均熱後の冷却過程において、フェライト生成を促進し、オーステナイト中にＣを濃化させることで、オーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進することができる。そのため、必要に応じて鋼の強度を高めることができ、このような効果を得るためには、Al含有量を0.2 ％以上とすることが望ましい。 -Al: 1.5% or less It is an element that is added to deoxidize steel and is useful for improving the cleanliness of steel. However, Al is a ferrite stabilizing element and greatly increases the Ar ₃ transformation point of steel. Therefore, when rolling directly on Ar ₃ , it promotes recrystallization of processed austenite and is necessary for increasing the Young's modulus. The development of crystal orientation. Furthermore, the austenite single phase region disappears due to the inclusion of a large amount of Al exceeding 1.5%, making it difficult to finish rolling in the austenite region in the hot rolling process. Therefore, the Al content needs to be 1.5% or less. From this viewpoint, Al is preferably low, and more preferably limited to 0.1% or less. On the other hand, Al, which is a ferrite-forming element, stabilizes austenite by promoting ferrite formation and concentrating C in the austenite in the cooling process after soaking in the two-phase region in the annealing process after cold rolling. And the generation of a low temperature transformation phase can be promoted. Therefore, the strength of the steel can be increased as necessary, and in order to obtain such an effect, the Al content is desirably 0.2% or more.

・Ｎ：0.01％以下
Ｎは、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵を発生させる有害な元素であり、Ｎ含有量が0.01％を超えると、スラブ割れや表面疵の発生が顕著になる。従って、Ｎ含有量は0.01％以下とする必要がある。 -N: 0.01% or less N is a harmful element that causes slab cracking during hot rolling and generates surface flaws. If the N content exceeds 0.01%, slab cracks and surface flaws are prominently generated. Become. Therefore, the N content needs to be 0.01% or less.

・Nb：0.02〜0.40％
Nbは、本発明において最も重要な元素である。すなわち、Nbは熱間圧延における仕上圧延工程において、加工されたオーステナイトの再結晶を抑制することで、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、{113}<110>を発達させることにより、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤング率を向上させることができる。また、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、加工フェライトの再結晶を抑制することで、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、均熱後の冷却過程において生成する低温変態相の方位に関し、ヤング率の向上に有利な方位を発達させ、低温変態相の生成に伴うヤング率の低下を抑制することができる。さらに、Nbの微細な炭窒化物は、強度上昇に寄与することもできる。このような作用を有するためには、Nb含有量を0.02％以上とする必要があり、より好ましくは0.05％以上とする。・ Nb: 0.02-0.40%
Nb is the most important element in the present invention. That is, Nb suppresses recrystallization of processed austenite in the finish rolling process in hot rolling, promotes ferrite transformation from unrecrystallized austenite, and develops {113} <110> The Young's modulus can be improved in the subsequent cold rolling and annealing processes. In addition, by suppressing recrystallization of processed ferrite in the temperature rising process in the annealing process after cold rolling, the austenite transformation from unrecrystallized ferrite is promoted, and the low temperature transformation phase generated in the cooling process after soaking With respect to the orientation, it is possible to develop an orientation that is advantageous for improving the Young's modulus, and to suppress a decrease in Young's modulus that accompanies the formation of a low-temperature transformation phase. Furthermore, the fine carbon nitride of Nb can also contribute to the strength increase. In order to have such an effect, the Nb content needs to be 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more.

一方、0.40％を超える多量のNbを含有しても、通常の熱間圧延工程における再加熱時においては、炭窒化物は全固溶することができず、粗大な炭窒化物が残るため、熱間圧延工程における加工オーステナイトの再結晶抑制効果や、冷間圧延後の焼鈍工程における加工フェライトの再結晶抑制効果を得ることはできない。また、連続鋳造からスラブを一旦冷却したのち再加熱を行なう工程を経ることなく、連続鋳造後、そのまま熱間圧延を開始する場合においても、Nbを0.40％を超えて含有させても、再結晶抑制効果の向上は認められず、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。
したがって、Nb含有量は0.02〜0.40％とし、より好ましくは0.05〜0.40％とする。 On the other hand, even when containing a large amount of Nb exceeding 0.40%, carbonitride cannot be completely dissolved at the time of reheating in the normal hot rolling process, and coarse carbonitride remains, The effect of suppressing recrystallization of processed austenite in the hot rolling process and the effect of suppressing recrystallization of processed ferrite in the annealing process after cold rolling cannot be obtained. In addition, after the continuous casting, the slab is once cooled and then reheated, and after continuous casting, when hot rolling is started as it is, even if Nb exceeds 0.40%, recrystallization The suppression effect is not improved, and the alloy cost is also increased.
Therefore, the Nb content is 0.02 to 0.40%, more preferably 0.05 to 0.40%.

また、本発明では、Ｃ、ＮおよびNbの含有量が、下記(1)式および(2)式に示す関係式を満たす必要がある。
記
0.01 ≦ Ｃ＋（12/14）×Ｎ−(12/92.9)×Nb ≦ 0.06 ・・・ (1)
Ｎ ≦ (14/92.9)×(Nb−0.01) ・・・ (2) In the present invention, the contents of C, N and Nb must satisfy the relational expressions shown in the following formulas (1) and (2).
Record
0.01 ≤ C + (12/14) x N- (12 / 92.9) x Nb ≤ 0.06 (1)
N ≦ (14 / 92.9) × (Nb−0.01) (2)

炭窒化物として固定されないＣが0.06％を超えて多量に存在すると、冷間圧延時の歪みの導入が不均一となり、さらに、冷間圧延後の焼鈍において、高ヤング率化に有利な方位の再結晶も抑制されることから、（Ｃ＋(12/14)×Ｎ−(12/92.9)×Nb）で算出される、炭窒化物として固定されないＣ量は0.06％以下とする必要があり、より好ましくは0.05％以下とする。なお、ここでNbにより、ＮはＣよりも優先的に固定されて析出するため、（Ｃ＋(12/14)×Ｎ−(12/92.9)×Nb）により、炭窒化物として固定されないＣ量を算出できる。一方、炭窒化物として固定されないＣが0.01％未満と少ないと、冷間圧延後の二相域における焼鈍において、オーステナイト中のＣ量が減少し、冷却後のマルテンサイト相の生成が抑制されることで、鋼の高強度化が困難になる。従って、炭窒化物として固定されないＣ量である（Ｃ＋(12/14)×Ｎ−(12/92.9)×Nb）の量は0.01〜0.06％、より好ましくは0.01〜0.05％とする。また、Ｎは高温でNbの窒化物を粗大に析出させるため、Nbの再結晶抑制効果が低減してしまう。この作用を抑制するため、Ｎ含有量をNb含有量との関係でＮ≦(14/92.9)×(Nb−0.01）に制限する必要がある。より好ましくはＮ≦(14/92.9)×(Nb−0.02）に制限する。 If a large amount of C that is not fixed as carbonitride exceeds 0.06%, the introduction of strain during cold rolling becomes non-uniform, and in the annealing after cold rolling, the orientation is advantageous for increasing the Young's modulus. Since recrystallization is also suppressed, the amount of C not fixed as carbonitride calculated by (C + (12/14) × N− (12 / 92.9) × Nb) needs to be 0.06% or less. More preferably, it is made 0.05% or less. In this case, N is fixed and precipitated in preference to C by Nb. Therefore, the amount of C not fixed as carbonitride by (C + (12/14) × N− (12 / 92.9) × Nb). Can be calculated. On the other hand, when C not fixed as carbonitride is less than 0.01%, the amount of C in austenite is reduced in annealing in the two-phase region after cold rolling, and the formation of martensite phase after cooling is suppressed. This makes it difficult to increase the strength of the steel. Therefore, the amount of C not fixed as carbonitride (C + (12/14) × N− (12 / 92.9) × Nb) is 0.01 to 0.06%, more preferably 0.01 to 0.05%. In addition, N precipitates Nb nitride coarsely at high temperatures, so that the effect of suppressing recrystallization of Nb is reduced. In order to suppress this effect, it is necessary to limit the N content to N ≦ (14 / 92.9) × (Nb−0.01) in relation to the Nb content. More preferably, it is limited to N ≦ (14 / 92.9) × (Nb−0.02).

なお、これらの手段において「残部が実質的に鉄および不可避的不純物である」とは、本発明の作用・効果を損なわない限り、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれることを意味する。また、さらに強度を向上させる場合には上記化学成分の規定に加え、必要に応じて、TiおよびＶの１種または２種や、Cr、Ni、Mo、CuおよびＢの中から選択される１種以上の成分を添加してもよい。 In these means, “the balance is substantially iron and inevitable impurities” means that other trace elements are included in the scope of the present invention as long as the effects and effects of the present invention are not impaired. Means that. Further, in order to further improve the strength, in addition to the definition of the above chemical components, one or two of Ti and V, or Cr, Ni, Mo, Cu and B are selected as necessary. More than one component may be added.

・Ti：0.01〜0.50％
Tiは、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。また、熱間圧延における仕上圧延工程においては、加工されたオーステナイトの再結晶を抑制することで、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、高ヤング率化に寄与する元素でもある。このような作用を有するために、Tiの含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、0.50％を超える多量のTiを含有させても、通常の熱間圧延工程における再加熱時においては、炭窒化物は全て固溶することができず、粗大な炭窒化物が残るため、強度上昇効果や再結晶抑制効果を得ることができない。また、連続鋳造からスラブを一旦冷却したのち再加熱を行なう工程を経ることなく、連続鋳造後、そのまま熱間圧延を開始する場合においても、Tiの含有量が0.50％を超えた分の強度上昇効果、および再結晶抑制効果の寄与分は小さく、その上、合金コストの増加も招いてしまう。このため、Ti含有量は0.50％以下とすることが好ましく、より好ましくは0.20％以下である。・ Ti: 0.01-0.50%
Ti is an element that contributes to an increase in strength by forming fine carbonitrides. Further, in the finish rolling step in hot rolling, it is an element that promotes ferrite transformation from unrecrystallized austenite by suppressing recrystallization of the processed austenite and contributes to higher Young's modulus. In order to have such an action, the Ti content is preferably 0.01% or more. On the other hand, even when a large amount of Ti exceeding 0.50% is contained, at the time of reheating in the normal hot rolling process, carbonitrides cannot all be dissolved, and coarse carbonitrides remain, The strength increasing effect and the recrystallization suppressing effect cannot be obtained. In addition, when the hot rolling is started after continuous casting without going through the process of reheating after once cooling the slab from continuous casting, the strength rises as the Ti content exceeds 0.50%. The contribution of the effect and the recrystallization suppressing effect is small, and the alloy cost is also increased. Therefore, the Ti content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.20% or less.

Ｖ：0.01〜0.50％
Ｖは、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。このような作用を有するために、Ｖの含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、0.50％を超える多量のＶを含有させても、0.50％を超えた分の強度上昇効果は小さく、その上、合金コストの増加も招いてしまう。このため、Ｖの添加量は0.50％以下とすることが好ましく、より好ましくは0.20％以下である。 V: 0.01-0.50%
V is an element that contributes to an increase in strength by forming fine carbonitrides. In order to have such an effect, the V content is preferably 0.01% or more. On the other hand, even if a large amount of V exceeding 0.50% is contained, the effect of increasing the strength exceeding 0.50% is small, and in addition, the alloy cost is increased. For this reason, the addition amount of V is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.20% or less.

また、本発明では、Nbに加えて、Tiおよび／またはＶを含有する場合には、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Nb、TiおよびＶ含有量が、上記(1)式に代えて下記(3)式、上記(2)式に代えて下記(4)式に示す関係式を満たすことが必要である。
記
0.01≦ Ｃ＋(12/14)×Ｎ^*−(12/92.9)×Nb−(12/47.9)×Ti^*−(12/50.9)×Ｖ ≦ 0.06
・・・ (3)
Ｎ^*≦ (14/92.9)×(Nb−0.01) ・・・ (4)
ただし、式(3)および(4)中において、Ｎ^*は、Ｎ−(14/47.9)×Ti＞０のとき、Ｎ^*＝Ｎ−(14/47.9)×Ti、Ｎ−(14/47.9)×Ti≦０のとき、Ｎ^*＝０とし、また式(3)中において、Ti^*は、Ti−(47.9/14)×Ｎ−(47.9/32.1)×Ｓ＞０のとき、Ti^*＝Ti−(47.9/14)×Ｎ−(47.9/32.1)×Ｓ、Ti−(47.9/14)×Ｎ−(47.9/32.1)×Ｓ≦０のとき、Ti^*＝０とする。 Further, in the present invention, when Ti and / or V is contained in addition to Nb, the contents of C, N, S, Nb, Ti and V are the following (3) instead of the above formula (1): It is necessary to satisfy the relational expression shown in the following expression (4) instead of the expression (2).
Record
0.01 ≦ C + (12/14) × N ^* − (12 / 92.9) × Nb− (12 / 47.9) × Ti ^* − (12 / 50.9) × V ≦ 0.06
(3)
N ^* ≤ (14 / 92.9) x (Nb−0.01) (4)
However, in the formulas (3) and (4), N ^* is N ^* = N− (14 / 47.9) × Ti, N− (14 / 47.9 when N− (14 / 47.9) × Ti> 0. ) when × Ti ≦ 0, and N ^* = 0, also in the formula (3) in, Ti ^* is, Ti- (47.9 / 14) × N- (47.9 / 32.1) when × S> 0, Ti ^* When Ti = (47.9 / 14) × N− (47.9 / 32.1) × S and Ti− (47.9 / 14) × N− (47.9 / 32.1) × S ≦ 0, Ti ^* = 0.

さらに、Ｎは、前述したように、高温でNbの窒化物を粗大に析出させるため、Nbの再結晶抑制効果が低減してしまう。ここで、Ti含有鋼の場合、ＮはTiの窒化物として優先的に固定されることから、Tiの窒化物として固定されないＮ量であるＮ^*をＮ^*≦ (14/92.9)×(Nb−0.01)に制限する必要がある。より好ましくはＮ^*≦ (14/92.9)×(Nb−0.02)に制限する。 Further, as described above, N precipitates Nb nitride coarsely at a high temperature, so that the effect of suppressing recrystallization of Nb is reduced. Here, in the case of Ti-containing steel, N is preferentially fixed as Ti nitride, so N ^* , which is the amount of N not fixed as Ti nitride, is N ^* ≦ (14 / 92.9) × (Nb -0.01). More preferably, it is limited to N ^* ≦ (14 / 92.9) × (Nb−0.02).

TiおよびＶは、炭窒化物を形成することで、炭窒化物として固定されないＣ量を減少させる。さらに、Tiは、硫化物の形成により固定されるので、炭窒化物として固定されないＣ量を0.01〜0.06％とするため、Tiおよび／またはＶを添加した場合には、Ｃ＋(12/14)×Ｎ^*−(12/92.9)×Nb−(12/47.9)×Ti^*−(12/50.9)×Ｖの値が0.01〜0.06％になるようにする必要があり、より好ましくは0.01〜0.05％になるようにする。 Ti and V reduce carbon content that is not fixed as carbonitride by forming carbonitride. Further, since Ti is fixed by the formation of sulfide, the amount of C not fixed as carbonitride is set to 0.01 to 0.06%. Therefore, when Ti and / or V is added, C + (12/14) It is necessary that the value of × N ^* − (12 / 92.9) × Nb− (12 / 47.9) × Ti ^* − (12 / 50.9) × V is 0.01 to 0.06%, more preferably 0.01 to 0.05. %.

・Cr：0.1〜1.0％
Crは、セメンタイトの生成を抑制することで、焼入れ性を高める元素であり、焼鈍工程における均熱後の冷却過程において、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することができる。さらに、熱間圧延工程において、加工オーステナイトの再結晶を抑制することで、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、{113}<110>を発達させ、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤング率を向上させることができる。このような効果を得るには、Crを0.1％以上含有させることが好ましい。一方、1.0％を超えて多量にCrを含有させても、上記効果が飽和するだけでなく、合金コストが増加することから、Crは1.0％以下で含有させることが好ましい。なお、本発明の薄鋼板を溶融亜鉛めっき鋼板として使用する場合には、表面に生成するCrの酸化物が不めっきを誘発してしまうので、Crを0.5％以下で含有させることが好ましい。・ Cr: 0.1-1.0%
Cr is an element that enhances hardenability by suppressing the formation of cementite, and greatly contributes to high strength by greatly promoting the generation of low-temperature transformation phase in the cooling process after soaking in the annealing process. be able to. Furthermore, in the hot rolling process, by suppressing recrystallization of processed austenite, the ferrite transformation from unrecrystallized austenite is promoted, and {113} <110> is developed, and then in the subsequent cold rolling and annealing processes. Young's modulus can be improved. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.1% or more of Cr. On the other hand, even if Cr is contained in a large amount exceeding 1.0%, not only is the above effect saturated, but also the alloy cost increases, so Cr is preferably contained at 1.0% or less. In addition, when the thin steel plate of the present invention is used as a hot-dip galvanized steel plate, it is preferable to contain Cr at 0.5% or less because the Cr oxide formed on the surface induces non-plating.

・Ni：0.1〜1.0％
Niは、オーステナイトを安定化することで焼入れ性を高める元素であり、焼鈍工程における均熱後の冷却過程において、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することができる。さらに、オーステナイト安定化元素であるNiは、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、Ａc₁変態点を低下させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、均熱後の冷却過程において生成する低温変態相の方位に関し、ヤング率の向上に有利な方位を発達させ、低温変態相の生成に伴うヤング率の低下を抑制することができる。またNiは、熱間圧延時において、加工オーステナイトの再結晶を抑制すると共に、オーステナイトを安定化させる元素であることからＡr₃変態点を低下させ、Ａr₃直上での圧延を行なうに際しては、より低温域での圧延を可能とすることで、さらに加工オーステナイトの再結晶を抑制し、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進することで、{113}<110>を発達させ、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤング率を向上させることができる。さらに、Cuを添加した場合には、熱間圧延時において、熱間延性の低下に伴う割れにより表面欠陥が誘発されるが、Niを複合添加することで、表面欠陥の発生を抑制することができる。このような作用を得るためには、Niを0.1％以上含有させることが好ましい。・ Ni: 0.1-1.0%
Ni is an element that enhances hardenability by stabilizing austenite, and greatly contributes to high strength by greatly promoting the generation of low-temperature transformation phase in the cooling process after soaking in the annealing process. it can. Furthermore, Ni, an austenite stabilizing element, lowers the Ac ₁ transformation point in the temperature rising process in the annealing process after cold rolling, promotes the austenite transformation from unrecrystallized ferrite, and cools after soaking With respect to the orientation of the low-temperature transformation phase generated in, an orientation advantageous for improving the Young's modulus can be developed, and the decrease in Young's modulus associated with the production of the low-temperature transformation phase can be suppressed. In addition, Ni is an element that suppresses recrystallization of processed austenite and stabilizes austenite during hot rolling, and therefore lowers the Ar ₃ transformation point, and when performing rolling immediately above Ar ₃ , By enabling rolling in a low temperature region, further suppressing recrystallization of processed austenite and promoting ferrite transformation from unrecrystallized austenite, it was possible to develop {113} <110> and then cold The Young's modulus can be improved in the rolling and annealing processes. In addition, when Cu is added, surface defects are induced by cracks associated with a decrease in hot ductility during hot rolling, but the addition of Ni can suppress the occurrence of surface defects. it can. In order to obtain such an action, it is preferable to contain 0.1% or more of Ni.

一方、1.0％を超える多量のNiの含有は、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、Ａc₃変態点を過度に低下させることで、二相域におけるフェライト相の再結晶を困難とし、Ａc₃変態点以上のオーステナイト単相域までの昇温を必要としてしまう。従って、加工フェライトの再結晶により得られる高ヤング率化に有利な方位のフェライトを発達させることができず、ヤング率の低下を招いてしまう。さらに、合金コストも増加することから、Niは1.0％以下で含有させるのが好ましい。 On the other hand, the inclusion of a large amount of Ni exceeding 1.0% causes recrystallization of the ferrite phase in the two-phase region by excessively lowering the Ac ₃ transformation point in the temperature rising process in the annealing process after cold rolling. This makes it difficult to increase the temperature to the austenite single-phase region above the Ac ₃ transformation point. Accordingly, it is not possible to develop a ferrite having an orientation advantageous for increasing the Young's modulus obtained by recrystallization of the processed ferrite, resulting in a decrease in Young's modulus. Furthermore, since the alloy cost also increases, Ni is preferably contained at 1.0% or less.

・Mo：0.1〜1.0％
Moは、界面の移動度を小さくすることで、焼入れ性を高める元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程においては、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することができる。さらに、加工オーステナイトの再結晶を抑制することができ、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進することで、{113}<110>を発達させ、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤング率を向上させることができる。このような作用を得るためには、Moを0.1％以上含有させることが好ましい。一方、1.0％を超えて多量にMoを含有しても、上記効果が飽和するだけでなく、合金コストが増加することから、Moは1.0％以下で含有させることが好ましい。・ Mo: 0.1-1.0%
Mo is an element that enhances hardenability by reducing the mobility of the interface.In the cooling process in the annealing process after cold rolling, the formation of low-temperature transformation phase is greatly promoted to increase the strength. It can contribute greatly. Furthermore, recrystallization of processed austenite can be suppressed, and by promoting ferrite transformation from unrecrystallized austenite, {113} <110> is developed, and the Young's modulus is increased in the subsequent cold rolling and annealing processes. Can be improved. In order to obtain such an action, it is preferable to contain 0.1% or more of Mo. On the other hand, even if Mo is contained in a large amount exceeding 1.0%, not only is the above effect saturated, but also the alloy cost increases, so Mo is preferably contained at 1.0% or less.

・Ｂ：0.0005〜0.0030％
Ｂは、オーステナイト相からフェライト相への変態を抑制することで、焼入れ性を高める元素で、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程においては、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することができる。さらに、加工オーステナイトの再結晶を抑制することができ、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進することで、{113}<110>を発達させ、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤング率を向上させることができる。この効果を得るためには、Ｂを0.0005％以上含有させることが好ましい。一方、0.0030％を超える過剰なＢを含有させても上記効果が飽和することから、Ｂを0.0030％以下で含有させることが好ましい。・ B: 0.0005-0.0030%
B is an element that enhances hardenability by suppressing transformation from the austenite phase to the ferrite phase. In the cooling process in the annealing process after cold rolling, B is greatly promoted by the generation of the low temperature transformation phase. This can greatly contribute to strengthening. Furthermore, recrystallization of processed austenite can be suppressed, and by promoting ferrite transformation from unrecrystallized austenite, {113} <110> is developed, and the Young's modulus is increased in the subsequent cold rolling and annealing processes. Can be improved. In order to acquire this effect, it is preferable to contain B 0.0005% or more. On the other hand, even if it contains excessive B exceeding 0.0030%, since the said effect is saturated, it is preferable to contain B at 0.0030% or less.

・Cu：0.1〜2.0％
Cuは、焼入れ性を高める元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程においては、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することができる。この効果を得るためには、Cuを0.1％以上含有させることが好ましい。一方、2.0％を超える過剰なCuの含有は、熱間での延性を低下させ、熱間圧延時の割れに伴う表面欠陥を誘発すると共に、Cuによる焼入れ効果も飽和することから、Cuは2.0％以下で含有させることが好ましい。・ Cu: 0.1-2.0%
Cu is an element that enhances hardenability. In the cooling process in the annealing process after cold rolling, it can greatly contribute to high strength by greatly promoting the generation of a low temperature transformation phase. In order to acquire this effect, it is preferable to contain Cu 0.1% or more. On the other hand, excessive Cu content exceeding 2.0% reduces hot ductility, induces surface defects accompanying cracking during hot rolling, and saturates the quenching effect by Cu. % Is preferably contained.

次に本発明の組織の限定理由を説明する。
本発明の薄鋼板では、フェライト相を主相とし、面積率で１％以上のマルテンサイト相を有する組織とする必要がある。
ここで、フェライト相を主相とするとは、フェライト相の面積率を50％以上とすることを意味する。 Next, the reasons for limiting the structure of the present invention will be described.
In the thin steel sheet of the present invention, it is necessary to have a structure having a ferrite phase as a main phase and a martensite phase with an area ratio of 1% or more.
Here, the phrase “the ferrite phase is the main phase” means that the area ratio of the ferrite phase is 50% or more.

フェライト相は、歪が少なく高ヤング率化に有利であり、また延性にも優れ、加工性が良好であることから、組織はフェライト相を主相とすることが必要である。
また、鋼板の引張強度を590MPa以上とするには、硬質な相である低温変態相を、主相であるフェライト相以外の部分である、いわゆる第２相中に形成して複合組織化する必要がある。ここで、低温変態相の中でも特に硬質なマルテンサイト相を組織中に有することが、目標とする引張強度レベルを得るための第２相の分率を小さくし、フェライト相の分率を大きくして高ヤング率化を達成し、さらに加工性も向上できるため有利であり、このためマルテンサイト相は、組織全体に対する面積率で１％以上とする必要がある。さらに、700MPa以上の強度を得るには、マルテンサイト相の面積率を16％以上とすることが好ましい。 Since the ferrite phase has little distortion and is advantageous for increasing the Young's modulus, is excellent in ductility, and has good workability, the structure needs to have the ferrite phase as the main phase.
In addition, in order to increase the tensile strength of the steel sheet to 590 MPa or more, it is necessary to form a low temperature transformation phase, which is a hard phase, in a so-called second phase, which is a portion other than the main phase, and to form a composite structure. There is. Here, among the low-temperature transformation phases, having a particularly hard martensite phase in the structure reduces the fraction of the second phase to obtain the target tensile strength level and increases the fraction of the ferrite phase. Therefore, it is advantageous because it can achieve high Young's modulus and further improve workability. For this reason, the martensite phase needs to be 1% or more in terms of the area ratio with respect to the entire structure. Furthermore, in order to obtain a strength of 700 MPa or more, the area ratio of the martensite phase is preferably 16% or more.

本発明の鋼板の組織は、上記フェライト相およびマルテンサイト相からなる組織とすることが好ましいが、ベイナイト相や残留オーステナイト相あるいはパーライト相やセメンタイト相などの上記フェライト相およびマルテンサイト相以外の相を、面積率で10％以下、より好ましくは５％以下有していても問題ない。すなわち、フェライト相およびマルテンサイト相の面積率の合計を90％以上とすることが好ましく、より好ましくは95％以上とする。 The structure of the steel sheet of the present invention is preferably a structure composed of the ferrite phase and the martensite phase, but a phase other than the ferrite phase and the martensite phase, such as a bainite phase, a retained austenite phase, a pearlite phase, and a cementite phase. Even if the area ratio is 10% or less, more preferably 5% or less, there is no problem. That is, the total area ratio of the ferrite phase and the martensite phase is preferably 90% or more, and more preferably 95% or more.

次に、本発明の高剛性高強度薄鋼板を得るために限定した製造条件の理由、および好ましい製造条件について説明する。
本発明の製造方法に用いられる鋼素材の組成は、上述した鋼板の組成と同様であるので、鋼素材組成の限定理由の記載は省略する。 Next, the reason for the manufacturing conditions limited to obtain the high-rigidity and high-strength thin steel sheet of the present invention and the preferable manufacturing conditions will be described.
Since the composition of the steel material used in the production method of the present invention is the same as that of the steel plate described above, description of the reason for limiting the steel material composition is omitted.

本発明の薄鋼板は、上述した鋼板の組成と同様の組成を有する鋼素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗後冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に再結晶と複合組織化を達成する焼鈍工程とを順次経ることにより製造することができる。 The thin steel sheet of the present invention includes a hot rolling process in which a steel material having the same composition as that of the steel sheet described above is hot rolled to form a hot rolled sheet, and the hot rolled sheet is subjected to cold rolling after pickling. It can manufacture by passing through the cold-rolling process used as a cold-rolled sheet, and the annealing process which achieves recrystallization and composite organization to this cold-rolled sheet sequentially.

（熱間圧延工程）
・仕上圧延：950℃以下での総圧下量を30％以上とし、かつＡr₃〜900℃で圧延を終了すること
熱間圧延工程における仕上圧延において、Ａr₃変態点直上での圧下を行なうことで、{112}<111>の結晶方位からなる未再結晶のオーステナイト組織を発達させ、その後の冷却過程においては、{112}<111>未再結晶オーステナイトからフェライト変態させることで、{113}<110>のフェライト方位を発達させることができる。この方位は、その後の冷間圧延、焼鈍工程における集合組織形成において、ヤング率の向上に有利に作用する。このような作用を得るためには、950℃以下での総圧下量（総圧下率）を30％以上、より好ましくは900℃以下での総圧下量を30％以上とし、さらにＡr₃〜900℃、より好ましくはＡr₃〜850℃の温度域で仕上圧延を終了する必要がある。 (Hot rolling process)
-Finish rolling: The total reduction amount at 950 ° C or less should be 30% or more, and the rolling should be finished at Ar _{3 to} 900 ° C. In the finish rolling in the hot rolling process, the reduction should be performed immediately above the Ar ₃ transformation point. Then, an unrecrystallized austenite structure consisting of {112} <111> crystallographic orientation was developed, and in the subsequent cooling process, {112} <111><110> ferrite orientation can be developed. This orientation has an advantageous effect on the improvement of Young's modulus in the texture formation in the subsequent cold rolling and annealing processes. In order to obtain such an effect, the total reduction amount (total reduction ratio) at 950 ° C. or less is 30% or more, more preferably the total reduction amount at 900 ° C. or less is 30% or more, and Ar _{3 to} 900 It is necessary to finish the finish rolling in the temperature range of ° C, more preferably Ar _{3 to} 850 ° C.

・巻取り温度：650℃以下
仕上圧延後の巻取り温度が650℃を上回ると、Nbの炭窒化物が粗大化してしまい、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、フェライトの再結晶抑制効果が小さくなり、未再結晶フェライトからオーステナイトに変態させることが困難となる。その結果、均熱後の冷却過程で変態する低温変態相の方位を制御することができず、この歪みを持った低温変態相によりヤング率が大きく低下してしまう。従って、仕上圧延後の巻取り温度は650℃以下とする必要がある。
なお、巻取り温度はあまり低くなると、硬質な低温変態相が多く生成して、その後の冷間圧延が困難となるため、400℃以上とすることが好ましい。 -Winding temperature: 650 ° C or less When the winding temperature after finish rolling exceeds 650 ° C, Nb carbonitrides become coarse and recrystallization of ferrite during the temperature rising process in the annealing process after cold rolling The suppression effect becomes small, and it becomes difficult to transform from non-recrystallized ferrite to austenite. As a result, the orientation of the low temperature transformation phase that transforms in the cooling process after soaking cannot be controlled, and the Young's modulus is greatly reduced by the low temperature transformation phase having this distortion. Therefore, the winding temperature after finish rolling needs to be 650 ° C. or less.
Note that if the coiling temperature is too low, a large amount of hard low-temperature transformation phase is generated, and subsequent cold rolling becomes difficult.

(冷間圧延工程)
・酸洗後、圧下率：50％以上の冷間圧延を行なうこと
熱間圧延工程後、鋼板表面に生成しているスケールを除去するために酸洗を行う。酸洗は常法に従い行えばよい。その後、冷間圧延を行う。ここで50％以上の圧下率で冷間圧延を行なうことで、熱延鋼板で発達した{113}<110>方位をヤング率の向上に有効な{112}<110>方位に回転させることができる。このように、冷間圧延により{112}<110>方位を発達させることで、その後の焼鈍工程後の組織も、フェライト中の{112}<110>方位を高め、さらに、低温変態相中にも{112}<110>方位を発達させることで、ヤング率を高くすることができる。このような効果を得るには、冷間圧延時の圧下率を50％以上とする必要がある。 (Cold rolling process)
-After the pickling, the rolling reduction: cold rolling at 50% or more After the hot rolling process, pickling is performed to remove the scale formed on the steel sheet surface. Pickling may be performed according to a conventional method. Thereafter, cold rolling is performed. Here, by cold rolling at a reduction ratio of 50% or more, the {113} <110> orientation developed in the hot-rolled steel sheet can be rotated to the {112} <110> orientation effective for improving the Young's modulus. it can. In this way, by developing the {112} <110> orientation by cold rolling, the structure after the subsequent annealing step also increases the {112} <110> orientation in the ferrite, and further, during the low temperature transformation phase Can also increase the Young's modulus by developing the {112} <110> orientation. In order to obtain such an effect, the rolling reduction during cold rolling needs to be 50% or more.

（焼鈍工程）
・500℃から均熱温度までの昇温速度：１〜40℃/s、均熱温度：780〜900℃
焼鈍工程における昇温速度は、本発明における重要なプロセス条件である。焼鈍工程において、二相域となる均熱温度、すなわち、780〜900℃の均熱温度まで昇温する過程において、{112}<110>方位を持つフェライトの再結晶を促進すると共に、{112}<110>の方位を持つフェライト粒の一部は、未再結晶の状態で二相域に到達させることで、{112}<110>の方位を持つ未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進させることができる。従って、均熱後の冷却時にオーステナイトがフェライトに変態するに際しては、{112}<110>の方位を持つフェライトの粒成長を促進することでヤング率を高めることができる。さらに、低温変態相を生成させ、高強度化するに際しては、{112}<110>の方位を含むフェライトから変態したオーステナイト相が、冷却時に再変態することから、低温変態相の結晶方位に関しても、{112}<110>を発達させることができる。このように、フェライト相の{112}<110>を発達させることでヤング率を高めると共に、とくにヤング率の低下に大きな影響をもつ低温変態相の方位に{112}<110>を増加させることで、低温変態相を生成させつつ、低温変態相の生成に伴うヤング率の低下は抑制することができる。このように、昇温過程において、フェライトの再結晶を促進しつつ、未再結晶フェライトからオーステナイト変態させるには、再結晶挙動に大きく影響を及ぼす500℃から均熱温度である780〜900℃までの平均の昇温速度を１〜40℃/sとする必要があり、より好ましくは１〜30℃/sとする。
また、ここで、均熱温度を780〜900℃とするのは、780℃を下回ると再結晶が完了しないためであり、900℃を上回るとオーステナイト分率が大きくなり、{112}<110>方位のフェライトが減少あるいは消失するためである。なお、均熱時間は特に限定する必要はないが、オーステナイトを生成させる上で、30秒以上とすることが好ましく、一方長くなりすぎると生産効率が悪くなるため、300秒以下程度とすることが好ましい。 (Annealing process)
・ Rise rate from 500 ℃ to soaking temperature: 1-40 ℃ / s, soaking temperature: 780-900 ℃
The rate of temperature increase in the annealing step is an important process condition in the present invention. In the annealing process, in the process of raising the temperature to a soaking temperature that becomes a two-phase region, that is, a soaking temperature of 780 to 900 ° C., the recrystallization of ferrite having {112} <110> orientation is promoted and {112 } Some of the ferrite grains with <110> orientation promote the austenite transformation from unrecrystallized ferrite with {112} <110> orientation by reaching the two-phase region in an unrecrystallized state Can be made. Therefore, when austenite transforms into ferrite during cooling after soaking, the Young's modulus can be increased by promoting the grain growth of ferrite having the {112} <110> orientation. Furthermore, when the low temperature transformation phase is generated and strengthened, the austenite phase transformed from the ferrite containing the {112} <110> orientation retransforms during cooling, so the crystal orientation of the low temperature transformation phase , {112} <110> can be developed. Thus, by developing {112} <110> in the ferrite phase, the Young's modulus is increased, and in particular, {112} <110> is increased in the orientation of the low-temperature transformation phase, which has a great influence on the decrease in Young's modulus. Thus, the decrease in Young's modulus associated with the generation of the low temperature transformation phase can be suppressed while the low temperature transformation phase is generated. In this way, in order to promote the recrystallization of ferrite while raising the temperature, the austenite transformation from unrecrystallized ferrite is greatly affected by the recrystallization behavior from 500 ° C to the soaking temperature of 780 to 900 ° C. It is necessary to set the average temperature rising rate of 1 to 40 ° C./s, more preferably 1 to 30 ° C./s.
Here, the soaking temperature is set to 780 to 900 ° C. because recrystallization does not complete when the temperature falls below 780 ° C., and the austenite fraction increases when the temperature exceeds 900 ° C., and {112} <110> This is because the orientation ferrite is reduced or disappears. The soaking time is not particularly limited, but it is preferably 30 seconds or longer for generating austenite. On the other hand, if it is too long, the production efficiency is deteriorated. preferable.

・均熱後、500℃までの冷却速度：５℃/s以上
均熱後の冷却過程において、高強度化のためにマルテンサイト相を含む低温変態相を生成させる必要がある。そのため、均熱後、500℃までの平均冷却速度を５℃/s以上とする必要がある。 -Cooling rate to 500 ° C after soaking: 5 ° C / s or more In the cooling process after soaking, it is necessary to generate a low-temperature transformation phase including a martensite phase in order to increase the strength. Therefore, after soaking, the average cooling rate to 500 ° C must be 5 ° C / s or more.

発明の実施に当たっては、目的とする強度レベルに応じた化学成分の鋼を溶製する。溶製方法は、通常の転炉法、電炉法等、適宜適用することができる。溶製された鋼は、スラブに鋳造後、そのまま、あるいは冷却して加熱し、熱間圧延を施す。熱間圧延では前述の仕上条件で仕上げた後、前述の巻取り温度で巻取り、その後、通常の酸洗、冷間圧延を施す。焼鈍については、前述の条件で昇温を行い、均熱後の冷却は、目的の低温変態相を得る範囲で冷却速度を高めることができる。その後、冷延鋼板の場合は過時効処理を行なってもよいし、溶融亜鉛めっき鋼板として製造させる場合には、溶融亜鉛中を通板させることでめっきすることもできるし、さらに合金化溶融亜鉛めっき鋼板として製造される場合には、合金化処理のため、500℃以上の温度まで再加熱を行なうこともできる。 In carrying out the invention, steel of chemical composition corresponding to the intended strength level is melted. As a melting method, a normal converter method, an electric furnace method, or the like can be appropriately applied. The molten steel is hot-rolled as it is or after being cast into a slab and cooled. In hot rolling, after finishing under the above-described finishing conditions, winding is performed at the above-described winding temperature, and then normal pickling and cold rolling are performed. About annealing, it heats up on the above-mentioned conditions, and cooling after soaking can raise a cooling rate in the range which obtains the target low-temperature transformation phase. Thereafter, in the case of a cold-rolled steel sheet, it may be over-aged, and when manufactured as a hot-dip galvanized steel sheet, it can be plated by letting it pass through hot-dip zinc, and further, alloyed hot-dip zinc When manufactured as a plated steel sheet, it can be reheated to a temperature of 500 ° C. or higher for alloying treatment.

本発明の実施例について説明する。なお、本発明はこれらの実施例のみに限定されるものではない。
まず、表１に示す成分の鋼Ａを実験室真空溶解炉にて溶製し、一旦室温まで冷却し、鋼塊（鋼素材）を作製した。 Examples of the present invention will be described. In addition, this invention is not limited only to these Examples.
First, steel A having the components shown in Table 1 was melted in a laboratory vacuum melting furnace and once cooled to room temperature to produce a steel ingot (steel material).

その後、実験室にて熱間圧延、酸洗、冷間圧延および焼鈍を順次行なった。基本とした製造条件は以下のとおりである。鋼塊は1250℃で１時間の加熱を行なったのち、熱間圧延を開始し、900℃以下の総圧下率、すなわち900℃以下の総圧下量を40％とし、最終の圧延温度（仕上圧延の終了温度に相当）を830℃として板厚：4.0mmの熱延板とした。その後、600℃になったのち、600℃の炉に入れて１時間の保持を行い、その後炉冷することで巻取り条件（巻取り温度 600℃相当）をシミュレートした。このようにして得た熱延板は酸洗し、60％の圧下率で冷間圧延を行い、板厚：1.6mmとしたのち、平均10℃/sで500℃まで昇温したのち、さらに500℃から平均５℃/sで820℃の均熱温度まで昇温した。次に、820℃で180秒間の均熱を行なったのち、500℃まで10℃/sの平均冷却速度で冷却を行い、500℃で80秒間の保持を行なったのち、室温まで空冷した。なお、本鋼種および本製造条件におけるＡr₃変態点は730℃である。 Thereafter, hot rolling, pickling, cold rolling and annealing were sequentially performed in a laboratory. The basic manufacturing conditions are as follows. The steel ingot is heated at 1250 ° C for 1 hour, then hot rolling is started, the total rolling reduction below 900 ° C, that is, the total rolling reduction below 900 ° C is 40%, and the final rolling temperature (finish rolling) Was set to 830 ° C. to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 4.0 mm. Then, after reaching 600 ° C., it was placed in a furnace at 600 ° C., held for 1 hour, and then cooled in the furnace to simulate the winding condition (winding temperature equivalent to 600 ° C.). The hot-rolled sheet thus obtained was pickled and cold-rolled at a reduction rate of 60% to obtain a sheet thickness of 1.6 mm. After the temperature was increased to 500 ° C. at an average 10 ° C./s, further The temperature was raised from 500 ° C. to a soaking temperature of 820 ° C. at an average of 5 ° C./s. Next, after soaking at 820 ° C. for 180 seconds, cooling to 500 ° C. was performed at an average cooling rate of 10 ° C./s, holding at 500 ° C. for 80 seconds, and then cooling to room temperature. The Ar ₃ transformation point in the present steel type and the present production conditions is 730 ° C.

以上の製造条件を基本条件として、本実験では、さらに、以下の条件を個別に変化させた。すなわち、950℃以下での総圧下率あるいは900℃以下での総圧下率を20〜65％、熱間仕上圧延の最終温度を710〜920℃、巻取り温度を500〜670℃、冷間圧延の圧下率を40〜75％（板厚2.4〜1.0mm）、焼鈍時の500℃から均熱温度（820℃）までの平均昇温速度を0.5〜45℃/sとし、変化させた個々の条件以外は基本条件で実験を行なった。 Based on the above manufacturing conditions as basic conditions, the following conditions were further changed individually in this experiment. That is, the total rolling reduction below 950 ° C or the total rolling reduction below 900 ° C is 20 to 65%, the final temperature of hot finish rolling is 710 to 920 ° C, the winding temperature is 500 to 670 ° C, cold rolling The rolling reduction ratio was 40 to 75% (sheet thickness 2.4 to 1.0 mm), and the average rate of temperature increase from 500 ° C to the soaking temperature (820 ° C) during annealing was 0.5 to 45 ° C / s. The experiment was performed under basic conditions except for the conditions.

焼鈍後のサンプルは、圧延方向に対し直角な方向を長手方向として10mm×120mmの試験片を切り出し、さらに機械研削と歪みを除去するための化学研磨により板厚：0.8mmに仕上げたのち、横振動型の内部摩擦測定装置を用いてサンプルの共振周波数を測定し、そこからヤング率を計算した。また、0.5％の調質圧延を施した板に関し、圧延方向に対し直角な方向にJIS５号引張り試験片を切り出し、引張試験に供した。さらに、断面組織はナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡（SEM）による観察を行い、組織の種類を観察するとともに30μm×30μmの視野領域での写真を３枚撮ったのち、画像処理によりフェライト相とマルテンサイト相の面積率を測定して各々の相について平均値を求め、各々の相についての面積率（分率ともいう）とした。 For the sample after annealing, a 10 mm x 120 mm test piece was cut with the direction perpendicular to the rolling direction as the longitudinal direction, and after finishing to a thickness of 0.8 mm by mechanical grinding and chemical polishing to remove strain, The resonance frequency of the sample was measured using a vibration type internal friction measuring device, and the Young's modulus was calculated therefrom. Further, with respect to the plate subjected to temper rolling of 0.5%, a JIS No. 5 tensile test piece was cut out in a direction perpendicular to the rolling direction and subjected to a tensile test. Further, after the cross-sectional structure is corroded by nital, it is observed with a scanning electron microscope (SEM) to observe the type of the structure, and after taking three photographs in the field of view of 30 μm × 30 μm, the ferrite phase is obtained by image processing. The area ratio of the martensite phase was measured to obtain an average value for each phase, and the area ratio (also referred to as a fraction) for each phase was obtained.

その結果、本発明の製造方法に従う本実験における基本条件での機械的特性値は、ヤング率Ｅ：245GPa、TS：800MPa、El：20％、およびフェライト相分率：70％、マルテンサイト相分率25％であり、優れた強度−延性バランスをもち、かつ、高ヤング率な薄鋼板であった。なお、上記組織においてフェライト相およびマルテンサイト相以外の残部はベイナイト相、残留オーステナイト相、パーライト相およびセメンタイト相のいずれかであった。 As a result, the mechanical property values under the basic conditions in this experiment according to the production method of the present invention are Young's modulus E: 245 GPa, TS: 800 MPa, El: 20%, ferrite phase fraction: 70%, martensite phase fraction It was a thin steel sheet having a rate of 25%, an excellent strength-ductility balance, and a high Young's modulus. In the above structure, the balance other than the ferrite phase and the martensite phase was any of a bainite phase, a retained austenite phase, a pearlite phase, and a cementite phase.

以下、試験調査結果に基づき、製造条件とヤング率の関係を、図を用いて説明する。ここで、いずれの実験条件においても、引張強度に関しては750〜850MPa、フェライト相分率は80〜60％、マルテンサイト相分率は17〜40％であり、また第２相の組織は、マルテンサイト相以外の残部がベイナイト相、残留オーステナイト相、パーライト相およびセメンタイト相のいずれかであった。 Hereinafter, the relationship between the manufacturing conditions and the Young's modulus will be described with reference to the results of the test investigation. Here, under any of the experimental conditions, the tensile strength is 750 to 850 MPa, the ferrite phase fraction is 80 to 60%, the martensite phase fraction is 17 to 40%, and the structure of the second phase is martensite. The remainder other than the site phase was one of a bainite phase, a retained austenite phase, a pearlite phase, and a cementite phase.

図１に、ヤング率に及ぼす950℃以下での総圧下率および900℃以下での総圧下率の影響を示す。 950℃以下での総圧下率が本発明の請求範囲である30％以上の場合、ヤング率は225GPa以上と優れた値を示し、さらに 900℃以下での総圧下率が30％以上の場合には、ヤング率は240GPa以上と一層優れた値を示した。 FIG. 1 shows the influence of the total rolling reduction below 950 ° C. and the total rolling reduction below 900 ° C. on the Young's modulus. When the total rolling reduction at 950 ° C or lower is 30% or more as claimed in the present invention, the Young's modulus shows an excellent value of 225 GPa or higher, and when the total rolling reduction at 900 ° C or lower is 30% or higher. Showed a superior Young's modulus of 240 GPa or more.

図２に、ヤング率に及ぼす熱間仕上圧延の最終温度の影響を示す。この最終温度が本発明の請求範囲であるＡr₃〜900℃の場合、ヤング率は225GPa以上と優れた値を示し、さらに最終温度がＡr₃〜850℃の場合には、ヤング率は240GPa以上と一層優れた値を示した。 FIG. 2 shows the influence of the final temperature of hot finish rolling on the Young's modulus. When the final temperature is Ar _{3 to} 900 ° C., which is the claimed range of the present invention, the Young's modulus shows an excellent value of 225 GPa or more, and when the final temperature is Ar _{3 to} 850 ° C., the Young's modulus is 240 GPa or more. And even better values.

図３に、ヤング率に及ぼす巻取り温度の影響を示す。巻取り温度が本発明の請求範囲である650℃以下の場合、ヤング率は225GPa以上と優れた値を示した。 FIG. 3 shows the influence of the winding temperature on the Young's modulus. When the coiling temperature was 650 ° C. or less, which is the claimed range of the present invention, the Young's modulus was an excellent value of 225 GPa or more.

図４に、ヤング率に及ぼす冷間圧延における圧下率の影響を示す。前記圧下率が本発明の請求範囲である50％以上の場合、ヤング率は225GPa以上と優れた値を示した。 FIG. 4 shows the influence of the rolling reduction in cold rolling on the Young's modulus. When the rolling reduction was 50% or more as claimed in the present invention, the Young's modulus was an excellent value of 225 GPa or more.

図５に、ヤング率に及ぼす焼鈍時の500℃から均熱温度である820℃までの平均昇温速度の影響を示す。昇温速度が本発明の請求範囲である１〜40℃/sの場合、ヤング率は225GPa以上と優れた値を示し、さらに昇温速度が１〜30℃/sの場合には、ヤング率は240GPa以上と一層優れた値を示した。 FIG. 5 shows the influence of the average heating rate from 500 ° C. during annealing to 820 ° C., which is the soaking temperature, on Young's modulus. When the heating rate is 1 to 40 ° C./s, which is the claimed range of the present invention, the Young's modulus shows an excellent value of 225 GPa or more, and when the heating rate is 1 to 30 ° C./s, the Young's modulus The value was more excellent than 240 GPa.

さらに、表２および表３に示す成分の鋼Ｂ〜ＺおよびＡＡ〜ＢＦを実験室真空溶解炉にて溶製し、上記基本条件にて熱間圧延、酸洗、冷間圧延および焼鈍を順次行なった。表４および表５に試験調査により得られた特性をまとめて示す。なお、上記鋼Ｂ〜ＺおよびＡＡ〜ＢＦの上記製造条件におけるＡr₃変態点は、650〜760℃であった。また、表中のフェライト相およびマルテンサイト相以外の残部組織は、ベイナイト相、残留オーステナイト相、パーライト相およびセメンタイト相のいずれかであった。 Further, steels B to Z and AA to BF having the components shown in Table 2 and Table 3 were melted in a laboratory vacuum melting furnace, and hot rolling, pickling, cold rolling and annealing were sequentially performed under the above basic conditions. I did it. Tables 4 and 5 collectively show the characteristics obtained by the test investigation. Incidentally, Ar ₃ transformation point in the production conditions of the steel B~Z and AA~BF was six hundred and fifty to seven hundred and sixty ° C.. Moreover, the remaining structures other than the ferrite phase and martensite phase in the table were any of a bainite phase, a retained austenite phase, a pearlite phase, and a cementite phase.

鋼種Ｃは、炭窒化物で固定されないＣ量（Ｘ値）が0.00％と小さく、フェライト相が100％であり、第二相分率が０％となり、TSが本発明の請求範囲より小さくなった。鋼種Ｊは、Ｘ値が0.07％と高くなり、ヤング率が本発明の請求範囲より小さくなった。鋼種Ｋは、Mn含有量が1.4％と低く、ＴＳが本発明の請求範囲より小さくなった。鋼種ＡＴは、Ｃ量が0.16％と高く、Ｘ値も0.07と高いことから、ヤング率が本発明の請求範囲より小さくなった。鋼種ＡＹは、Mn量が4.2％と大きく、ヤング率が本発明の請求範囲より小さくなった。鋼種ＡＺは、Nbを含まず、また鋼種ＢＡはNb量が0.01％と少ないため、ヤング率が本発明の請求範囲より小さくなった。
その他の鋼種に関しては、いずれも、本発明の適正範囲内にあり、ＴＳおよびヤング率とも本発明の請求範囲を満たした。 In steel type C, the C amount (X value) not fixed by carbonitride is as small as 0.00%, the ferrite phase is 100%, the second phase fraction is 0%, and TS is smaller than the claimed range of the present invention. It was. Steel type J had an X value as high as 0.07%, and its Young's modulus was smaller than the claimed range of the present invention. Steel type K had a low Mn content of 1.4%, and TS was smaller than the claimed range of the present invention. Steel type AT had a high C content of 0.16% and a high X value of 0.07, so the Young's modulus was smaller than the claimed range of the present invention. Steel type AY had a large Mn content of 4.2% and a Young's modulus smaller than that claimed in the present invention. The steel type AZ does not contain Nb, and the steel type BA has a small Nb content of 0.01%, so the Young's modulus is smaller than the claimed range of the present invention.
Regarding other steel types, all were within the appropriate range of the present invention, and both TS and Young's modulus satisfied the claims of the present invention.

本発明によって、引張強度が590MPa以上と高強度で、ヤング率が225GPa以上と高剛性を兼ね備えた薄鋼板の提供が可能になる。 According to the present invention, it is possible to provide a thin steel sheet having a high strength such as a tensile strength of 590 MPa or higher and a Young's modulus of 225 GPa or higher.

ヤング率に及ぼす950℃以下および900℃以下での総圧下率の影響を示す図である。It is a figure which shows the influence of the total rolling reduction in 950 degrees C or less and 900 degrees C or less on Young's modulus. ヤング率に及ぼす熱間仕上圧延の最終温度の影響を示す図である。It is a figure which shows the influence of the final temperature of hot finishing rolling on Young's modulus. ヤング率に及ぼす巻取り温度の影響を示す図である。It is a figure which shows the influence of coiling temperature which has on Young's modulus. ヤング率に及ぼす冷間圧延における圧下率の影響を示す図である。It is a figure which shows the influence of the rolling reduction in cold rolling which has on Young's modulus. ヤング率に及ぼす焼鈍時の500℃から均熱温度までの平均昇温速度の影響を示す図である。It is a figure which shows the influence of the average temperature increase rate from 500 degreeC at the time of annealing to a soaking temperature on Young's modulus.

Claims

In mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.5 to 4.0%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 1.5% or less, N: 0.01% or less, and Nb: The composition contains 0.02 to 0.40%, and the contents of C, N and Nb satisfy the relational expressions shown in the following formulas (1) and (2), and the balance is substantially composed of iron and inevitable impurities. In addition, the structure has a ferrite phase as a main phase, a martensite phase with an area ratio of 1% or more, a tensile strength of 590 MPa or more, and a Young's modulus of 225 GPa or more. Rigid high strength steel sheet.
Record
0.01 ≤ C + (12/14) x N- (12 / 92.9) x Nb ≤ 0.06 (1)
N ≦ (14 / 92.9) × (Nb−0.01) (2)

The high-rigidity and high-strength thin steel sheet according to claim 1, further comprising, in addition to the above composition, one or two kinds selected from Ti: 0.01 to 0.50% and V: 0.01 to 0.50% in mass%. In addition, a high-rigidity and high-strength thin steel sheet satisfying the relational expression shown in the following formula (3) instead of the formula (1) and the following formula (4) instead of the formula (2).
Record
0.01 ≦ C + (12/14) × N ^* − (12 / 92.9) × Nb− (12 / 47.9) × Ti ^* − (12 / 50.9) × V ≦ 0.06
(3)
N ^* ≤ (14 / 92.9) x (Nb−0.01) (4)
However, in the formulas (3) and (4), N ^* is N ^* = N− (14 / 47.9) × Ti, N− (14 / 47.9 when N− (14 / 47.9) × Ti> 0. ) when × Ti ≦ 0, and N ^* = 0, also in the formula (3) in, Ti ^* is, Ti- (47.9 / 14) × N- (47.9 / 32.1) when × S> 0, Ti ^* When Ti = (47.9 / 14) × N− (47.9 / 32.1) × S and Ti− (47.9 / 14) × N− (47.9 / 32.1) × S ≦ 0, Ti ^* = 0.

3. The high-rigidity and high-strength thin steel sheet according to claim 1, wherein, in addition to the above composition, Cr: 0.1 to 1.0%, Ni: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.1 to 1.0%, Cu: A high-rigidity and high-strength thin steel sheet characterized by containing one or more selected from 0.1 to 2.0% and B: 0.0005 to 0.0030%.

In mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.5 to 4.0%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 1.5% or less, N: 0.01% or less, and Nb: In a hot rolling process, a steel material containing 0.02 to 0.40% and having a C, N, and Nb content satisfying the relational expressions shown in the following formulas (1) and (2) is 950 ° C. The total reduction amount below is 30% or more, and finish rolling is further finished at Ar _{3 to} 900 ° C., then wound up at 650 ° C. or less, pickled, and then cold-rolled at a reduction rate of 50% or more, Thereafter, the temperature rise rate from 500 ° C. is set to 1 to 40 ° C./s, the temperature is raised to 780 to 900 ° C. and soaked, and then cooled to 500 ° C. at a rate of 5 ° C./s or more. A method for producing a high-rigidity, high-strength thin steel sheet, characterized by annealing.
Record
0.01 ≤ C + (12/14) x N- (12 / 92.9) x Nb ≤ 0.06 (1)
N ≦ (14 / 92.9) × (Nb−0.01) (2)

The steel material according to claim 4 contains, in addition to the above composition, one or two selected from Ti: 0.01 to 0.50% and V: 0.01 to 0.50% in terms of mass%, and A high-rigidity and high-strength thin steel sheet that satisfies the relational expression shown in the following expression (3) instead of the expression (1) and the following expression (4) instead of the expression (2).
Record
0.01 ≦ C + (12/14) × N ^* − (12 / 92.9) × Nb− (12 / 47.9) × Ti ^* − (12 / 50.9) × V ≦ 0.06
(3)
N ^* ≤ (14 / 92.9) x (Nb−0.01) (4)
However, in the formulas (3) and (4), N ^* is N ^* = N− (14 / 47.9) × Ti, N− (14 / 47.9 when N− (14 / 47.9) × Ti> 0. ) when × Ti ≦ 0, and N ^* = 0, also in the formula (3) in, Ti ^* is, Ti- (47.9 / 14) × N- (47.9 / 32.1) when × S> 0, Ti ^* When Ti = (47.9 / 14) × N− (47.9 / 32.1) × S and Ti− (47.9 / 14) × N− (47.9 / 32.1) × S ≦ 0, Ti ^* = 0.

The steel material according to claim 4 or 5 is, in addition to the above composition, further mass%, Cr: 0.1 to 1.0%, Ni: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.1 to 1.0%, Cu: 0.1 to 2.0% And B: 1 or more types selected from 0.0005 to 0.0030%, The manufacturing method of the highly rigid high intensity | strength thin steel plate characterized by the above-mentioned.