JP4291860B2 - High-strength steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents
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Description
本発明は、自動車、電機装置および産業用機械等にプレス成形されて使用される高強度
鋼板およびその製造方法に関する。
The present invention relates to a high-strength steel sheet used by being press-formed in automobiles, electrical devices, industrial machines, and the like, and a method for manufacturing the same.
一般にプレス成形されて使用される高強度鋼板は、自動車、電機装置および産業用機械
等の工業製品に使用されている。高強度鋼板は使用される製品を軽量化するために用いら
れるため高強度であることが勿論必要であるが、製品の様々な形状を形成可能であること
も必要である。そのため高強度鋼板はプレス成形性が優れていることが要求される。この
要求に答えるためには、プレス成形性向上に必要な延性および伸びフランジ性が優れた高
強度鋼板が必要である。
High-strength steel sheets that are generally press-formed are used in industrial products such as automobiles, electrical equipment, and industrial machines. High strength steel sheets are used to reduce the weight of products used, and therefore need to have high strength, but it is also necessary to be able to form various shapes of products. Therefore, high strength steel plates are required to have excellent press formability. In order to meet this requirement, a high-strength steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability necessary for improving press formability is required.
従来、高強度鋼板の伸びフランジ性を向上させるために、金属組織を単相組織とし金属
組織内の加工性を均一化することにより、加工ひずみの局在化を抑制する方法や複相の金
属組織の軟質相と硬質相の強度差を低減する方法が知られている。
Conventionally, in order to improve the stretch flangeability of high-strength steel sheets, the metal structure is a single-phase structure, and the workability in the metal structure is made uniform, thereby suppressing the localization of processing strain and multiphase metals. Methods for reducing the strength difference between the soft and hard phases of the tissue are known.
特許文献１では、鋼板の組成および熱処理条件を適正化することにより、マルテンサイ
ト単相組織にし、引張強度が８８０〜１１７０ＭＰａの高張力冷延鋼板を開示している。
特許文献２では、マルテンサイト相等と残留オーステナイト相からなる低温変態相の体
積比率が全体の金属組織中９０％以上を占める鋼板を、フェライト相とオーステナイト相
の２相域に加熱・保持することにより、低温変態相のラスを継承した微細なフェライト相
とオーステナイト相の金属組織にし、その後の冷却によって最終的にフェライトと低温変
態相がラス状に細かく分散した金属組織にする高張力鋼板の製造方法を開示している。
In Patent Document 2, by heating and maintaining a steel sheet in which the volume ratio of the low-temperature transformation phase composed of a martensite phase and the like and a retained austenite phase accounts for 90% or more of the entire metal structure in a two-phase region of a ferrite phase and an austenite phase. , A method for producing a high-strength steel sheet having a fine ferrite phase and austenite phase metal structure inheriting the lath of the low-temperature transformation phase, and finally forming a metal structure in which the ferrite and low-temperature transformation phase are finely dispersed in a lath shape by subsequent cooling Is disclosed.
しかしながら、前記した従来の高強度鋼板の伸びフランジ性を向上させる方法では、鋼
板の強度、延性および伸びフランジ性のすべてを十分な特性にできるものではなかった。
特許文献１の高張力冷延鋼板は、所定の組成範囲の鋼板を通常の工業的に達成可能な温
度である８５０℃に加熱・保持してオーステナイト化した後に、マルテンサイト単相組織とされるものである。この発明によって、製造されるマルテンサイト単相組織の鋼板は、
引張強度が８８０〜１１７０ＭＰａであり、伸びフランジ性には優れる。しかし、伸びＥ
Ｌ（％）が８％未満であり延性が劣る。特許文献１の発明の高強度鋼板において、延性を
向上させれば、プレス成形性をさらに良くすることができる。
However, the conventional methods for improving the stretch flangeability of a high-strength steel sheet have not been able to make all the strength, ductility and stretch flangeability of the steel sheet satisfactory.
The high-tensile cold-rolled steel sheet of Patent Document 1 has a martensite single-phase structure after a steel sheet having a predetermined composition range is heated and held at 850 ° C., which is a normal industrially achievable temperature, to austenite. Is. The steel sheet of martensite single phase structure produced by this invention is
The tensile strength is 880 to 1170 MPa, and the stretch flangeability is excellent. However, elongation E
L (%) is less than 8% and the ductility is inferior. If the ductility is improved in the high-strength steel sheet of the invention of Patent Document 1, press formability can be further improved.
特許文献２には、延性および伸びフランジ性に優れる高張力鋼板の製鋼方法が開示されている。この製鋼方法により製造される鋼板は、製鋼工程での冷却停止温度が比較的高いために、ベイナイトが多量に析出するが残留オーステナイトも多量に残存し、延性は優れるが伸びフランジ性は不十分である。特許文献２の製鋼方法では、延性と伸びフランジ性がともに優れた鋼板を製造することはできない。 Patent Document 2 discloses a steelmaking method of a high-tensile steel plate that is excellent in ductility and stretch flangeability. Steel sheets produced by this steelmaking method have a relatively high cooling stop temperature in the steelmaking process, so that a large amount of bainite precipitates but a large amount of residual austenite remains, and the ductility is excellent but the stretch flangeability is insufficient. is there. In the steelmaking method of Patent Document 2, it is not possible to produce a steel plate having excellent ductility and stretch flangeability.
本発明は、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、延性および伸びフラン
ジ性をともに向上させた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having improved ductility and stretch flangeability in a high-strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, and a method for producing the same.
前記課題を解決するため、本発明の発明者らは残留オーステナイト相の体積比率を伸び
フランジ性に影響を与えない３％以下に抑え、かつ金属組織の大部分を微細なマルテンサ
イト相が占める金属組織を有する高強度鋼板を発明した。
請求項１に記載の発明は、高強度鋼板において、０．０５質量％以上０．３質量％以下
の範囲のＣと、０質量％よりも大きく３質量％以下の範囲のＳｉと、０．５質量％以上３
質量％以下の範囲のＭｎと、０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲のＡｌと、残部
がＦｅと不可避的不純物から構成され、その金属組織が、占積率が８０％以上のマルテン
サイト相と、占積率が３％以下の残留オーステナイト相を含み、前記マルテンサイト相の平均粒径が１０μｍ以下であり、さらに粒径が１０μｍ以上の前記マルテンサイト相の占積率が１５％以下であり、かつ、引張強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
In order to solve the above-mentioned problems, the inventors of the present invention suppress the volume ratio of the retained austenite phase to 3% or less without affecting the stretch flangeability, and the metal structure occupies most of the metal structure. A high-strength steel sheet having a structure was invented.
The invention described in claim 1 is a high-strength steel sheet, in which C is in the range of 0.05% by mass or more and 0.3% by mass or less, Si is in the range of greater than 0% by mass and 3% by mass or less; 5% by mass or more 3
Mn in the range of mass% or less, Al in the range of 0.01 mass% or more and 0.1 mass% or less, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the metal structure has a space factor of 80% or more. The martensite phase and the retained austenite phase with a space factor of 3% or less, the average particle size of the martensite phase is 10 μm or less, and the space factor of the martensite phase with a particle size of 10 μm or more is It is 15% or less, and the tensile strength is 780 MPa or more.
ここで占積率とは、鋼材中の金属組織を構成する各相の全金属組織に対する体積比率の
ことであり、鋼材をレペラ腐食し、光学顕微鏡およびＳＥＭ（１０００倍）で観察後、画像解析することにより、マルテンサイト相およびフェライト相の占積率を求めた。残留オーステナイト相の占積率は、飽和磁化法（熱処理，Ｖｏｌ．１３６，（１９９６）参照）により測定した。また、マルテンサイト相の平均粒径は、マルテンサイト相の結晶粒径の平均値であり、本発明においてはステップ間隔１００ｎｍによるＦＥ／ＳＥＭ−ＥＢＳＰによる組織解析によって求めた。
Here, the space factor is the volume ratio of each phase constituting the metal structure in the steel material to the total metal structure. The steel material is subjected to repeller corrosion, image analysis after observation with an optical microscope and SEM (1000 times). Thus, the space factor of the martensite phase and the ferrite phase was obtained. The space factor of the retained austenite phase was measured by the saturation magnetization method (see heat treatment, Vol. 136, (1996)). The average particle size of the martensite phase is an average value of the crystal particle size of the martensite phase, and in the present invention, the average particle size was obtained by structural analysis by FE / SEM-EBSP with a step interval of 100 nm.
請求項１に記載の発明によれば、鋼板の金属組織において平均粒径１０μｍ以下の微細
な焼戻しマルテンサイト相の占積率が８０％以上になるため、７８０ＭＰａ以上の引張強度と優れた延性が確保される。また、残留オーステナイト相の占積率が高い場合、伸びフランジ性が低下するが、本発明では残留オーステナイト相の占積率が３％以内に抑えられているため伸びフランジ性が低下しない。
According to the invention described in claim 1, since the space factor of the fine tempered martensite phase having an average particle diameter of 10 μm or less in the metal structure of the steel sheet is 80% or more, a tensile strength of 780 MPa or more and excellent ductility are obtained. Secured. Moreover, when the space factor of a retained austenite phase is high, stretch flangeability falls, However, In this invention, since the space factor of a retained austenite phase is restrained within 3%, stretch flangeability does not fall.
請求項２に記載の発明は、請求項１の高強度鋼板において、 前記マルテンサイト相は、焼戻しマルテンサイト相であって、
前記マルテンサイト相および前記残留オーステナイト相以外の残部組織のフェライト相中に焼鈍マルテンサイト相を含み、前記焼鈍マルテンサイト相の占積率が３％以上であって２０％以下であることを特徴とする。
かかる特徴によれば、微細に分散した焼鈍マルテンサイト相によってオーステナイト相の結晶粒同士の合体および成長を抑制する。その結果、最終組織が微細になり、高強度鋼板の加工性が確保される。
The invention according to claim 2 is the high-strength steel sheet according to claim 1, wherein the martensite phase is a tempered martensite phase,
The ferrite phase of the remaining structure other than the martensite phase and the retained austenite phase includes an annealed martensite phase, and the space factor of the annealed martensite phase is 3% or more and 20% or less. To do.
According to this feature, coalescence and growth of austenite phase grains are suppressed by the finely dispersed annealed martensite phase. As a result, the final structure becomes fine, and the workability of the high-strength steel sheet is ensured.
請求項３に記載の発明は、請求項１の高強度鋼板において、前記した組成の残部に、Ｃ
ｒおよびＭｏから選択される少なくとも1種以上の元素およびＮｂ、ＴｉおよびＶから選
択される少なくとも１種以上の元素を含み、前記ＣｒおよびＭｏの合計の組成比率が０．
５質量％以下であり、かつ、前記Ｎｂ、ＴｉおよびＶの合計の組成比率が０．１質量％以
下であることを特徴とする。
The invention according to claim 3 is the high-strength steel plate according to claim 1, wherein the balance of the composition is C.
and at least one element selected from r and Mo and at least one element selected from Nb, Ti and V, and the total composition ratio of Cr and Mo is 0.00.
5% by mass or less, and the total composition ratio of Nb, Ti and V is 0.1% by mass or less.
請求項４に記載の発明は、請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板において、前記した組成の残部に、Ｎｂ、ＴｉおよびＶから選択される少なくとも１種以上の元素を含み、これら元素の合計の組成比率が０．１質量％以下であることを特徴とする高強度鋼板。 The invention according to claim 4 is the high-strength steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the balance of the composition contains at least one element selected from Nb, Ti and V, and these A high-strength steel sheet characterized in that the total composition ratio of elements is 0.1% by mass or less.
請求項３に記載の発明によれば、ＣｒおよびＭｏの作用により伸びフランジ性を劣化さ
せる炭化物の生成を抑制し、伸びフランジ性を向上させることができる。さらに、請求項４に記載の発明は、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの作用により、鋼板を析出強化するとともに、結晶粒を微細化する。
According to invention of Claim 3, the production | generation of the carbide | carbonized_material which degrades stretch flangeability by the effect | action of Cr and Mo can be suppressed, and stretch flangeability can be improved. Furthermore, the invention described in claim 4 strengthens the steel sheet by precipitation and strengthens the crystal grains by the action of Nb, Ti and V.
請求項５に記載の発明は、請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板において、前記した組成の残部に、合計で１．０質量％以下のＮｉまたはＣｕを含むことを特徴とする高強度鋼板。 The invention according to claim 5 is the high-strength steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the balance of the composition described above includes a total of 1.0 mass% or less of Ni or Cu. High strength steel plate.
請求項６に記載の発明は、請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板において、 前記した組成の残部に、合計で０．０００１質量％以上かつ０.００１０質量％以下のＢを含むことを特徴とする。 The invention according to claim 6 is the high-strength steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the balance of the composition described above includes B in a total amount of 0.0001 mass% or more and 0.0010 mass% or less. It is characterized by that.
請求項７に記載の発明は、請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板において、前記した組成の残部に、合計で０．００３質量％以下のＣａおよび／またはＲＥＭを含むことを特徴とする。 The invention according to claim 7 is the high-strength steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the balance of the composition described above includes a total of 0.003% by mass or less of Ca and / or REM. And
請求項８に記載の発明は、引張強度が７８０ＭＰａ以上である高強度鋼板の製造方法であって、請求項１および３乃至７のいずれかに記載の組成を有し、全金属組織に占める焼戻しマルテンサイト相および残留オーステナイト相の合計の占積率が９０％以上の鋼板を加工および熱処理して製造される高強度鋼板であって、前記鋼板がＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上の温度に３０秒以上１２００秒以下の時間、加熱保持された後、１０℃／秒以上の冷却速度でＭｓ点以下まで冷却され、さらに、３００℃以上５５０℃以下の温度に６０秒以上１２００秒以下の時間、加熱保持される熱処理を受けることを特徴とする。
ここで、ＡＣ３点は昇温工程においてオーステナイト相とフェライト相からなる２相領域から高温で安定なオーステナイト単相領域へ変態する温度である。
Invention of Claim 8 is a manufacturing method of the high strength steel plate whose tensile strength is 780 Mpa or more, Comprising: It has the composition in any one of Claim 1 and 3 thru | or 7, and the temper which occupies for all metal structures A high-strength steel plate produced by processing and heat-treating a steel plate having a total space factor of 90% or more of the martensite phase and the retained austenite phase, wherein the steel plate is at a temperature of AC3 point or less, AC3 point-50 ° C or more After being heated and held for 30 seconds or more and 1200 seconds or less, it is cooled to the Ms point or less at a cooling rate of 10 ° C./second or more, and further, a time of 60 seconds or more and 1200 seconds or less to a temperature of 300 ° C. or more and 550 ° C. or less. The method is characterized by receiving a heat treatment that is heated and held.
Here, the AC3 point is a temperature at which the two-phase region composed of the austenite phase and the ferrite phase is transformed into a stable austenite single-phase region at a high temperature in the temperature raising step.
請求項８に記載の発明によれば、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が９０％以上の鋼板をＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上の温度に加熱後、所定の冷却速度以上で冷却することにより、占積率が８０％以上の微細なマルテンサイト相の金属組織を得ることができる。 According to the invention described in claim 8 , after heating a steel sheet having a martensite phase and a retained austenite phase space factor of 90% or more to a temperature of AC3 point or less and AC3 point-50 ° C or more, at a predetermined cooling rate or more. By cooling, a fine martensitic phase metal structure with a space factor of 80% or more can be obtained.
本発明によれば、残留オーステナイト相の占積率が３％以下で、微細なマルテンサイト相占積率が８０％以上の高強度鋼板を、比較的簡単な熱処理工程によって提供することができる。この高強度鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、さらに延性および伸びフランジ性に優れるものであるため、プレス成形性に優れる。したがって、本発明に係る高強度鋼板は、プレス成形により加工され、自動車等の様々な工業製品、特に軽量化が必要な工業製品に用いることができる。 According to the present invention, a high-strength steel plate having a retained austenite phase space factor of 3% or less and a fine martensite phase space factor of 80% or more can be provided by a relatively simple heat treatment process. This high-strength steel plate has a tensile strength of 780 MPa or more, and is excellent in ductility and stretch flangeability, and therefore is excellent in press formability. Therefore, the high-strength steel sheet according to the present invention is processed by press molding and can be used for various industrial products such as automobiles, particularly industrial products that require weight reduction.
以下、本発明を実施するための最良の形態を詳細に説明する。
まず、本実施形態を実施するための最良の形態（以下「実施形態」という）の高強度鋼板
素材の成分組成について説明する。実施形態の高強度鋼板の成分組成を構成する元素は、
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶであり、残りはＦｅと不可避的
不純物である。これらの構成元素のうち、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶは、必ずしも
必要な成分元素ではなく、本発明の効果をより一層高めるために添加される元素である。
以下それぞれの元素の作用について説明する。以下の説明では、組成範囲の割合は質量％
を表すものとする。
Hereinafter, the best mode for carrying out the present invention will be described in detail.
First, the component composition of the high-strength steel sheet material of the best mode for carrying out this embodiment (hereinafter referred to as “embodiment”) will be described. Elements constituting the component composition of the high-strength steel sheet of the embodiment are
C, Si, Mn, Al, Cr, Mo, Nb, Ti and V, and the rest are Fe and inevitable impurities. Among these constituent elements, Cr, Mo, Nb, Ti and V are not necessarily necessary component elements, but are elements added to further enhance the effects of the present invention.
Hereinafter, the action of each element will be described. In the following description, the proportion of the composition range is mass%.
.
前記した構成元素のうち、Ｃはその組成範囲が０．０５％から０．３％の範囲に限定さ
れる。Ｃは、焼戻しマルテンサイト相を生成させ、鋼板素材の強度を高める上で有効な元素である。下限値である０．０５％は、所定の強度を得るのに最低限必要な量である。上限値の０．３％は、次のような理由により規定される。上限値の０．３％より多いＣが添加される場合、焼戻しマルテンサイト相および残留オーステナイト相のＣ濃度が高くなりこれらの相の強度が上がる。これらの相とＣ濃度の低いフェライト相の強度差が大きくなる。これら強度差のある複数の相の界面で破壊が起きやすいため、伸びフランジ性が低下する。また鋼板中のＣ濃度が上がると溶接性を著しく劣化させる。
Among the constituent elements described above, C is limited to a composition range of 0.05% to 0.3%. C is an element effective in generating a tempered martensite phase and increasing the strength of the steel sheet material. The lower limit of 0.05% is the minimum amount necessary to obtain a predetermined strength. The upper limit of 0.3% is defined for the following reason. When more than 0.3% of the upper limit value of C is added, the C concentration of the tempered martensite phase and the retained austenite phase increases and the strength of these phases increases. The difference in strength between these phases and the ferrite phase with a low C concentration increases. Since breakage is likely to occur at the interface between a plurality of phases having different strengths, stretch flangeability is deteriorated. Further, when the C concentration in the steel plate is increased, the weldability is remarkably deteriorated.
Ｓｉはその組成範囲が、０％より大きく３％以下の範囲に限定される。Ｓｉは伸びフラ
ンジ性を低下させる比較的粗大な炭化物の生成を抑制し、また、延性を向上させる作用が
ある。しかし、この延性を向上させる作用は、Ｓｉの添加量が３％程度で飽和してしまう
。また、Ｓｉは焼戻しマルテンサイト相の焼戻しによる軟化を遅らせる作用があるため、Ｓｉ含有量が多い場合、焼戻しマルテンサイト相が十分に焼戻されず強度が高いまま保持され、フェライト相との強度差が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｓｉの添加量は３％が上限である。
The composition range of Si is limited to a range of more than 0% and 3% or less. Si suppresses the formation of relatively coarse carbides that reduce stretch flangeability, and has the effect of improving ductility. However, the effect of improving the ductility is saturated when the amount of Si added is about 3%. In addition, since Si has an action of delaying softening due to tempering of the tempered martensite phase, when the Si content is large, the tempered martensite phase is not sufficiently tempered and is maintained at a high strength, and there is a difference in strength from the ferrite phase. Increases and stretch flangeability decreases. Therefore, the upper limit of the amount of Si added is 3%.
Ｍｎはその組成範囲が、０．５％以上３％以下の範囲に限定される。Ｍｎは、固溶強化
によって鋼板の引張強度を高くするとともに、鋼板の焼入れ性を向上させ、マルテンサイト相の生成を促進する効果を有する。このようなＭｎの作用は、Ｍｎ含有量が０．５％以上の鋼で認められる。好ましくはＭｎ含有量が１％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３％を超える場合、鋳片割れが生じる等の悪影響がある。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．５％以下である。
The composition range of Mn is limited to a range of 0.5% to 3%. Mn has the effect of increasing the tensile strength of the steel sheet by solid solution strengthening, improving the hardenability of the steel sheet, and promoting the formation of the martensite phase. Such an action of Mn is recognized in steel having a Mn content of 0.5% or more. Preferably, the Mn content is 1% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 3%, there are adverse effects such as slab cracking. The Mn content is preferably 2.5% or less.
Ａｌはその組成範囲が、０．０１％以上０．１％以下の範囲に限定される。Ａｌは、製
鋼工程において鋼の脱酸のために使用される。鋼の金属組織中に固溶されたＡｌが存在し
ない場合、鋼の脱酸が完了していない可能性がある。鋼中に酸素が残存する場合、残存す
る酸素はＳｉやＭｎと結合するが、これらのＳｉやＭｎの酸化生成物は溶鋼から分離・浮
上しやすいため、鋼の組成が不均一になり加工性が低下する。また、鋼の金属組織中に固
溶されたＡｌが０．１％を超える場合、脱酸生成物をＡｌが再び還元し、金属状Ａｌが生
成するようになる。この金属状Ａｌは比較的大きな介在物となり、材質的な欠陥あるいは
表面疵となる。そこで上限値を０．１％とする。
The composition range of Al is limited to a range of 0.01% to 0.1%. Al is used for deoxidation of steel in the steel making process. If there is no solid solution Al in the metal structure of the steel, the deoxidation of the steel may not be completed. When oxygen remains in the steel, the remaining oxygen bonds with Si and Mn, but the oxidation products of these Si and Mn tend to separate and float from the molten steel, resulting in a non-uniform steel composition and workability. Decreases. In addition, when Al dissolved in the metal structure of steel exceeds 0.1%, the deoxidation product is reduced again by Al, and metallic Al is generated. This metallic Al becomes a relatively large inclusion and becomes a material defect or surface flaw. Therefore, the upper limit is set to 0.1%.
ＣｒおよびＭｏは、実施形態の高強度鋼板に必須の元素ではないが添加することにより
、有効に作用する。ＣｒおよびＭｏは鋼板の金属組織中において、伸びフランジ性を低下
させる炭化物の生成を抑制し、マルテンサイト相の生成を促進する作用を有するので、必要に応
じて添加することができる。ＣｒおよびＭｏの組成範囲は、ＣｒおよびＭｏから選択され
る少なくとも1種以上の元素を含み、これらの元素の合計の組成比率が０．５％以下であ
る。ＣｒおよびＭｏの作用を有効に発揮させるには、ＣｒおよびＭｏの組成比率がそれぞ
れ０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）であることが推奨される。ただし、Ｃ
ｒおよびＭｏは、これらから選択される１種類あるいは両者の合計で０．５％を超えて添
加しても、前記した作用は飽和してしまい、含有量に見合う作用が得られない。
Cr and Mo are not essential elements in the high-strength steel sheet of the embodiment, but act effectively when added. Since Cr and Mo have the effect | action which suppresses the production | generation of the carbide | carbonized_material which reduces stretch flangeability and promotes the production | generation of a martensite phase in the metal structure of a steel plate, it can be added as needed. The composition range of Cr and Mo includes at least one element selected from Cr and Mo, and the total composition ratio of these elements is 0.5% or less. In order to effectively exhibit the effects of Cr and Mo, it is recommended that the composition ratio of Cr and Mo is 0.05% or more (more preferably 0.1% or more). However, C
Even if r and Mo are added by one kind selected from these or the total of both exceeds 0.5%, the above-mentioned action is saturated and an action commensurate with the content cannot be obtained.
Ｎｂ、ＴｉおよびＶも、実施形態の高強度鋼板に必須の元素ではないが添加することに
より、有効に作用する。Ｎｂ、ＴｉおよびＶは鋼板の金属組織中において、炭窒化物を形
成し、析出強化によって鋼の引張強度を高める作用および結晶粒を微細化する作用を有す
る。そのため、これらの元素は必要に応じて添加される。Ｎｂ、ＴｉおよびＶから選ばれ
る１種または２種以上の添加量が合計で０．０１％未満では、前記したＮｂ、Ｔｉおよび
Ｖの作用は有効ではない。一方、前記した添加量が合計で０．１％を超えると、析出物が
多くなりすぎるため、伸びフランジ性が著しく低下してしまう。したがって、前記した添
加量の合計は、上限が０．１％である。
Nb, Ti, and V are not essential elements to the high-strength steel sheet of the embodiment, but are effective when added. Nb, Ti and V form carbonitrides in the metal structure of the steel sheet, and have the effect of increasing the tensile strength of the steel by precipitation strengthening and the effect of refining crystal grains. Therefore, these elements are added as necessary. When the amount of one or more selected from Nb, Ti and V is less than 0.01% in total, the action of Nb, Ti and V is not effective. On the other hand, if the total amount of addition exceeds 0.1%, the amount of precipitates increases and the stretch flangeability is significantly reduced. Therefore, the upper limit of the total amount of addition described above is 0.1%.
実施形態の高強度鋼板は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの代わりに、ＮｉまたはＣｕを１質量％以下含む組成でもよい。また、Ｂを０．０００１質量％以上で、０．００１０質量％以下を含む組成でもよい。さらに、Ｃａおよび／またはＲＥＭを合計で０．００３質量％以下含む組成でもよい。 The high-strength steel plate of the embodiment may have a composition containing 1% by mass or less of Ni or Cu instead of Cr, Mo, Nb, Ti, and V. Moreover, the composition containing 0.0001 mass% or less of B may be 0.0001 mass% or more. Furthermore, the composition may contain 0.003% by mass or less of Ca and / or REM in total.
実施形態の高強度鋼板の素材の組成は、以上の成分以外はＦｅと不可避的不純物からな
るものである。なお、不可避的不純物としてＰおよびＳがあるが、Ｐが０．０５％以下（
０％を含まない）かつＳが０．０２％以下（０％を含む）であれば、実施形態の高強度鋼
板の特性に悪影響を及ぼさない。鋼板の加工性は、ＰおよびＳ含有量が少ない方がよい。
特にＳの含有量が多い場合、鋼中の介在物となるＭｎＳが増加し、鋼板の伸びフランジ性
を著しく低下する。
The composition of the material of the high-strength steel plate of the embodiment is composed of Fe and inevitable impurities other than the above components. Inevitable impurities include P and S, but P is 0.05% or less (
If S is 0.02% or less (including 0%), the characteristics of the high-strength steel sheet of the embodiment are not adversely affected. The workability of the steel sheet is better when the P and S contents are smaller.
In particular, when the content of S is large, MnS, which is an inclusion in the steel, increases, and the stretch flangeability of the steel sheet is significantly reduced.
次に、実施形態の高強度鋼板の金属組織について説明する。実施形態の高強度鋼板の金
属組織は、占積率が８０％以上の焼戻しマルテンサイト相と占積率が３％以下の残留オーステナイト相を含み、残りは主としてフェライト相からなる。
これらの構成相のうち、焼戻しマルテンサイト相についてまず説明する。焼戻しマルテンサイト相の占積率が８０％以上ある場合、後記する実施形態の高強度鋼板の製造方法で採用する焼鈍工程後に前記フェライト相の一部に微細に残存する焼鈍マルテンサイト相によって、オーステナイト結晶粒同士の合体および成長を抑制できる。焼戻しマルテンサイト相の占積率が８０％未満の場合、焼戻しマルテンサイト相がフェライト相に分断されるため、伸びフランジ性が低下する。一方、焼戻しマルテンサイト相の占積率が１００％の実質上焼戻しマルテンサイト単相組織になると、延性が低下するので１００％の占積率の場合は本発明には含まれない。
Next, the metal structure of the high strength steel plate of the embodiment will be described. The metal structure of the high-strength steel sheet according to the embodiment includes a tempered martensite phase with a space factor of 80% or more and a residual austenite phase with a space factor of 3% or less, and the remainder mainly includes a ferrite phase.
Of these constituent phases, the tempered martensite phase will be described first. When the space factor of the tempered martensite phase is 80% or more, the annealed martensite phase that remains finely in a part of the ferrite phase after the annealing step employed in the method of manufacturing a high-strength steel sheet according to the embodiment described later, austenite Coalescence and growth of crystal grains can be suppressed. When the space factor of the tempered martensite phase is less than 80%, the tempered martensite phase is divided into ferrite phases, so that stretch flangeability is deteriorated. On the other hand, when the space factor of the tempered martensite phase is substantially 100%, the ductility is lowered when the tempered martensite single phase structure is obtained.
実施形態の高強度鋼板の焼戻しマルテンサイト相において、平均粒径が１０μｍ以下であり粒径が１０μｍより大きい焼戻しマルテンサイト相の占積率が１５％以下である。平均粒径が１０μｍより大きい場合または粒径が１０μｍより大きい焼戻しマルテンサイト相の占積率が１５％を超える場合、破壊の起点となる焼戻しマルテンサイト相の界面が偏在化するので十分な伸びフランジ性が得られない。 In the tempered martensite phase of the high-strength steel plate of the embodiment, the space factor of the tempered martensite phase having an average particle size of 10 μm or less and a particle size of greater than 10 μm is 15% or less. When the average particle diameter is larger than 10 μm, or when the space factor of the tempered martensite phase larger than 10 μm exceeds 15%, the interface of the tempered martensite phase that becomes the starting point of fracture is unevenly distributed, so that a sufficient stretch flange Sex cannot be obtained.
実施形態の高強度鋼板の金属組織においては、残留オーステナイト相の占積率が３％以
下である。残留オーステナイト相は、加工時に焼戻しマルテンサイト相に変化する誘起変態を起こす。そのため残留オーステナイト相は、伸びフランジ性を低下させる。したがって、伸びフランジ性を向上させるために残留オーステナイト相の占積率は低く抑えなければならない。残留オーステナイト相の占積率は、好ましくは２％以下、より好ましくは１％以下である。
In the metal structure of the high-strength steel sheet of the embodiment, the space factor of the retained austenite phase is 3% or less. The retained austenite phase undergoes an induced transformation that changes to a tempered martensite phase during processing. Therefore, a residual austenite phase reduces stretch flangeability. Therefore, the space factor of the retained austenite phase must be kept low in order to improve stretch flangeability. The space factor of the retained austenite phase is preferably 2% or less, more preferably 1% or less.
以上説明したような実施形態の高強度鋼板は、微細な焼戻しマルテンサイト相が形成され、残留オーステナイト相の占積率が十分に低いため、引張強度が高いだけでなく、延性および伸びフランジ性がともに高い優れた特性を有するものである。 The high-strength steel plate of the embodiment as described above has a fine tempered martensite phase and a sufficiently low space factor of the retained austenite phase, so that it has not only high tensile strength but also ductility and stretch flangeability. Both have high excellent characteristics.
次に、実施形態の高強度鋼板の製造方法について説明する。
まず、実施形態の高強度鋼板の素材について説明する。実施形態の高強度鋼板は、所定
の条件を満たす鋼板素材に、所定の焼鈍工程および焼戻し工程からなる熱処理をすること
によって得られる。
実施形態の高強度鋼板の鋼板素材は、前記した成分組成の条件を満たすことに加えて次
のような金属組織の条件を満たす必要がある。実施形態の高強度鋼板の鋼板素材は、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が９０％以上である必要がある。好ましくは、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が９５％以上である。これらの構成相の占積率が９０％未満の場合、後記する焼鈍工程においてフェライト相とオーステナイト相の２相域に加熱した際に、粗大なオーステナイト相が生成するため、前記した微細な焼戻しマルテンサイト相を得ることができない。そのため、伸びフランジ性を向上させることができないことになる。
Next, the manufacturing method of the high strength steel plate of embodiment is demonstrated.
First, the material of the high-strength steel plate of the embodiment will be described. The high-strength steel plate of the embodiment is obtained by subjecting a steel sheet material satisfying a predetermined condition to a heat treatment including a predetermined annealing step and a tempering step.
The steel plate material of the high-strength steel plate of the embodiment needs to satisfy the following metal structure conditions in addition to satisfying the above-described component composition conditions. The steel plate material of the high-strength steel plate of the embodiment needs to have a space factor of 90% or more for the martensite phase and the retained austenite phase. Preferably, the space factor of the martensite phase and the retained austenite phase is 95% or more. When the space factor of these constituent phases is less than 90%, a coarse austenite phase is generated when heated in a two-phase region of a ferrite phase and an austenite phase in the annealing step described later. I can't get the site phase. Therefore, stretch flangeability cannot be improved.
マルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が９０％以上である実施形態の高強度鋼板の鋼板素材は、次のようにして製造される。
実施形態の高強度鋼板の鋼板素材（以下、「鋼板素材」という）は、前記した実施形態
の高強度鋼板素材の成分組成を満足するように調整された鋼スラブを、仕上げ圧延温度が
ＡＣ３点以上の温度で熱間圧延を行なう。その後、この熱間圧延された鋼板を、１０℃／
秒以上の冷却速度で、オーステナイト相がマルテンサイト相に変態を開始する温度である。Ｍｓ点よりも低い温度（おおよそ３５０℃以下）の冷却停止温度まで冷却した後、巻き取ることにより、鋼板素材は製造される。仕上げ圧延温度がＡＣ３点以下または熱間圧延後の冷却速度が１０℃／秒以下では、熱間圧延後の冷却時にフェライト相が生成しやすく、熱間圧延後の低温変態相の占積率が９０％以上とならない。
The steel sheet material of the high-strength steel sheet according to the embodiment in which the space factor of the martensite phase and the retained austenite phase is 90% or more is manufactured as follows.
The steel sheet material of the high-strength steel sheet of the embodiment (hereinafter referred to as “steel sheet material”) is a steel slab adjusted to satisfy the component composition of the high-strength steel sheet material of the above-described embodiment, and the finish rolling temperature is AC3 points. Hot rolling is performed at the above temperature. Thereafter, the hot-rolled steel sheet was heated at 10 ° C /
The temperature at which the austenite phase starts to transform into the martensite phase at a cooling rate of at least 2 seconds. After cooling to a cooling stop temperature of a temperature lower than the Ms point (approximately 350 ° C. or lower), the steel sheet material is manufactured by winding. When the finish rolling temperature is 3 points AC or less or the cooling rate after hot rolling is 10 ° C./second or less, a ferrite phase is likely to be formed during cooling after hot rolling, and the space factor of the low temperature transformation phase after hot rolling is It will not be over 90%.
また、鋼板素材の成分組成を満足するように調整された鋼スラブから、前記した熱間圧
延および冷却速度の条件を満たさない条件で製造された鋼板であっても、次のような予備
焼鈍を行うことによって、低温変態相の占積率が９０％以上である鋼板素材に調整するこ
とができる。この予備焼鈍は、熱延鋼板をＡＣ３点以上の温度域に５秒以上保持した後、
１０℃／秒以上の冷却速度で３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する熱処理である。前
記した鋼板をＡＣ３点以下の温度域に保持した場合、フェライト相が生成し、占積率が９
０％以上とならない。また、前記した鋼板をＡＣ３点以上の温度域に保持する場合でも、
保持時間が５秒未満では金属組織のオーステナイト化が不十分なため、占積率が９０％以
上とならない。この予備焼鈍の条件を満たす限り、焼鈍温度、保持時間、冷却速度の上限
および冷却停止温度の下限は特に定めない。
In addition, the following pre-annealing is performed even on a steel plate manufactured from a steel slab adjusted to satisfy the component composition of the steel plate material under conditions that do not satisfy the above-described hot rolling and cooling rate conditions. By carrying out, it can adjust to the steel plate raw material whose space factor of a low temperature transformation phase is 90% or more. This preliminary annealing is performed after holding the hot-rolled steel sheet in a temperature range of AC3 point or higher for 5 seconds or more,
This is a heat treatment for cooling to a cooling stop temperature of 350 ° C. or lower at a cooling rate of 10 ° C./second or higher. When the above steel plate is held in a temperature range of 3 or less AC points, a ferrite phase is generated and the space factor is 9
It will not be over 0%. Moreover, even when holding the steel plate described above in a temperature range of AC3 point or higher,
If the holding time is less than 5 seconds, the austenite of the metal structure is insufficient, so that the space factor does not become 90% or more. As long as this pre-annealing condition is satisfied, the annealing temperature, the holding time, the upper limit of the cooling rate, and the lower limit of the cooling stop temperature are not particularly defined.
次に、実施形態の高強度鋼板の熱処理工程について説明する。実施形態の高強度鋼板は
、鋼板素材を所定の焼鈍工程および焼戻し工程からなる熱処理をすることによって得られ
る。この焼鈍工程は、前記鋼板素材をＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上の温度に３０秒
以上１２００秒以下の時間、加熱保持した後、１０℃／秒以上の冷却速度でＭｓ点以下ま
で冷却する熱処理である。この焼鈍工程を経ることによって、前記した占積率が８０％以
上のマルテンサイト相が形成される。また、鋼板素材をＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上の温度に加熱・保持した際に生成するオーステナイト結晶粒のサイズは、実施形態の高強度鋼板の焼戻しマルテンサイト相の結晶粒径に影響を及ぼす。すなわち、実施形態の高強度鋼板のように、平均粒径が１０μｍ以下であり粒径が１０μｍより大きい焼戻しマルテンサイト相の占積率が１５％以下である、微細な焼戻しマルテンサイト相を得るには、鋼板素材をＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上の温度に加熱・保持することが必要である。このような微細な焼戻しマルテンサイト相が形成された金属組織の鋼板は、高強度かつ高延性の特性を有する。
この焼鈍工程において、オーステナイト単相が安定なＡＣ３点より高い温度域で鋼板素
材を保持すると、オーステナイトの結晶粒が成長して互いに合体して粗大化するため、実
施形態の高強度鋼板のような微細な焼戻しマルテンサイト相を有する金属組織にすることができない。その結果、高強度鋼板の伸びフランジ性が低くなる。また、ＡＣ３点−５０℃よりも低い温度で鋼板素材を保持すると、オーステナイト化が十分に進まず、熱処理後の高強度鋼板の焼戻しマルテンサイト相の占積率は、実施形態の高強度鋼板よりも低くなる。その結果、高強度鋼板の伸びフランジ性が低くなる。したがって、前記保持温度は、ＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上とした。
Next, the heat treatment process of the high-strength steel plate of the embodiment will be described. The high-strength steel plate of the embodiment is obtained by subjecting a steel plate material to a heat treatment including a predetermined annealing step and a tempering step. In this annealing step, the steel sheet material is heated and held at a temperature of AC3 point or less, AC3 point-50 ° C or more for a time of 30 seconds or more and 1200 seconds or less, and then cooled to a Ms point or less at a cooling rate of 10 ° C / second or more. Heat treatment. By passing through this annealing step, a martensite phase having the space factor of 80% or more is formed. In addition, the size of the austenite crystal grains generated when the steel sheet material is heated and held at a temperature of AC3 point or less and AC3 point-50 ° C or more affects the crystal grain size of the tempered martensite phase of the high strength steel plate of the embodiment. Effect. That is, in order to obtain a fine tempered martensite phase having an average grain size of 10 μm or less and a space ratio of the tempered martensite phase having a grain size of 10 μm or less of 15% or less as in the high-strength steel plate of the embodiment. It is necessary to heat and hold the steel plate material at a temperature of AC3 point or less and AC3 point −50 ° C. or more. A steel sheet having a metal structure in which such a fine tempered martensite phase is formed has characteristics of high strength and high ductility.
In this annealing step, when the steel sheet material is held in a temperature range where the austenite single phase is higher than the stable AC3 point, the austenite crystal grains grow and coalesce with each other, resulting in coarsening. A metal structure having a fine tempered martensite phase cannot be obtained. As a result, the stretch flangeability of the high-strength steel sheet is lowered. Moreover, when the steel sheet material is held at a temperature lower than AC3 point-50 ° C, austenitization does not proceed sufficiently, and the space factor of the tempered martensite phase of the high-strength steel sheet after the heat treatment is higher than that of the high-strength steel sheet of the embodiment. Also lower. As a result, the stretch flangeability of the high-strength steel sheet is lowered. Therefore, the holding temperature is set to AC3 point or less, AC3 point to −50 ° C. or more.
この焼鈍工程において保持時間が３０秒未満の場合、オーステナイト相が十分に生成し
ないため、この焼鈍工程後に微細なマルテンサイト相を得ることができない。保持時間が１２００秒より長い場合、生成するオーステナイト結晶粒が粗大化してしまうので、前記した微細な焼戻しマルテンサイト相を得ることができない。そのため、保持時間は、３０秒以上１２００秒以下の範囲であることが必要であり、好ましくは１２０秒以上６００秒以下の範囲である。
When the holding time is less than 30 seconds in this annealing step, the austenite phase is not sufficiently formed, and therefore a fine martensite phase cannot be obtained after this annealing step. When the holding time is longer than 1200 seconds, the austenite crystal grains to be generated are coarsened, so that the fine tempered martensite phase cannot be obtained. Therefore, the holding time needs to be in the range of 30 seconds to 1200 seconds, and preferably in the range of 120 seconds to 600 seconds.
また、この焼鈍工程において、冷却速度が１０℃／秒未満、または、冷却停止温度がオ
ーステナイト相から焼戻しマルテンサイト相への変態が開始するＭｓ点より高い場合、ベイナイト相、残留オーステナイト相、パーライト相、フェライト相の生成やセメンタイト相の析出が起こり、マルテンサイト相以外の相が多く形成されるため、マルテンサイト相の占積率を上げることができない。そのため鋼板の伸びフランジ性が低くなる。冷却速度は速ければ速いほど、冷却停止温度は低ければ低いほど、焼戻しマルテンサイト相の占積率を上げることができる。
In this annealing step, when the cooling rate is less than 10 ° C./second or the cooling stop temperature is higher than the Ms point at which transformation from the austenite phase to the tempered martensite phase starts, the bainite phase, the residual austenite phase, the pearlite phase The formation of ferrite phase and precipitation of cementite phase occur, and many phases other than the martensite phase are formed, so that the space factor of the martensite phase cannot be increased. Therefore, the stretch flangeability of the steel sheet is lowered. The faster the cooling rate and the lower the cooling stop temperature, the higher the space factor of the tempered martensite phase.
次に焼戻し工程について説明する。前記焼鈍工程を経た前記鋼板素材は、３００℃以上
５５０℃の温度に６０秒から１２００秒保持される。前記焼鈍工程を経た前記鋼板素材の
金属組織には、微細なマルテンサイト相が形成されている。このマルテンサイト相を焼戻すことにより前記鋼板素材を軟化させて、焼鈍マルテンサイト相やフェライト相の硬度差を低減することにより、延性とともに優れた伸びフランジ性を得ることができる。
Next, the tempering process will be described. The said steel plate raw material which passed through the said annealing process is hold | maintained at the temperature of 300 to 550 degreeC for 60 second to 1200 second. A fine martensite phase is formed in the metal structure of the steel sheet material that has undergone the annealing process. By tempering the martensite phase, the steel sheet material is softened and the hardness difference between the annealed martensite phase and the ferrite phase is reduced, whereby excellent stretch flangeability as well as ductility can be obtained.
この焼戻し工程での保持温度が３００℃未満では、焼戻しマルテンサイト相の硬度が高すぎるため、鋼板の伸びフランジ性が低下する。一方、保持温度が５５０℃より高い場合、
残留オーステナイト相の分解によって生成したセメンタイト相が粗大化して、鋼板の伸び
フランジ性が低下する。
また、この焼戻し工程での保持時間が６０秒未満の場合、焼戻しマルテンサイト相の硬度が高すぎるため、鋼板の伸びおよび伸びフランジ性が低下する。一方、保持時間が１２００秒より長
い場合、セメンタイト相が粗大化し、鋼板の伸びフランジ性が低下する。この焼戻し工程
での保持時間は、６０秒以上１２００秒以下であるが、好ましくは９０秒以上９００秒以
下であり、より好ましくは１２０秒以上６００秒以下である。
If the holding temperature in this tempering process is less than 300 ° C., the hardness of the tempered martensite phase is too high, so that the stretch flangeability of the steel sheet is lowered. On the other hand, if the holding temperature is higher than 550 ° C,
The cementite phase produced by the decomposition of the retained austenite phase is coarsened, and the stretch flangeability of the steel sheet is lowered.
Moreover, when the holding time in this tempering process is less than 60 seconds, since the hardness of a tempered martensite phase is too high, the elongation of a steel plate and stretch flangeability will fall. On the other hand, when the holding time is longer than 1200 seconds, the cementite phase is coarsened, and the stretch flangeability of the steel sheet is lowered. The holding time in this tempering step is 60 seconds or more and 1200 seconds or less, preferably 90 seconds or more and 900 seconds or less, more preferably 120 seconds or more and 600 seconds or less.
前記焼鈍工程およびこの焼戻し工程を経た鋼板素材は実施形態の高強度鋼板となり、高
引張強度および高延性の特性に加え、伸びフランジ性が高い特性も有する。そのため、こ
の高強度鋼板は、優れたプレス成形性を備えた鋼板として自動車を始めとする様々な工業
製品に使用されるものである。
The steel sheet material that has undergone the annealing process and the tempering process becomes the high-strength steel sheet according to the embodiment, and has high stretch flangeability in addition to high tensile strength and high ductility characteristics. Therefore, this high-strength steel plate is used for various industrial products including automobiles as a steel plate having excellent press formability.
以下、本発明に係る高強度鋼板およびその製造方法の作用・効果について、実施例を用
いて説明する。
まず、本実施例で試験した試験鋼板の作製方法について説明する。本実施例において、
表１に示す成分組成を有する鋼記号Ａ乃至Ｙで表される成分組成の鋼スラブについて試験
を実施した。これらのＡ乃至Ｙの成分組成の鋼スラブから、表２および３に示すように、
熱延条件、予備焼鈍条件、焼鈍工程および焼戻し工程を変化させた５６種類の試験鋼板を
作製し、それらの引張強度、延性、伸びフランジ性等の特性を測定した。Ａ乃至Ｙの成分
組成の鋼スラブのうち、Ｂ、Ｃ、Ｅ，Ｆ、Ｉ、Ｊ、Ｌ、Ｎ乃至Ｙが実施形態の実施例に該
当する成分組成の鋼スラブである。他の成分組成の鋼スラブは、実施形態の成分組成に該
当しないものであり、表２および３からわかるように、これらの鋼スラブから作製された
試験鋼板は比較例となり、本発明の技術的範囲に属さない。これらのＡ乃至Ｙの各成分組
成の鋼スラブを８５０℃の仕上温度で熱間圧延し３ｍｍの厚さの５６種類の試験鋼板（Ｎ
ｏ．１乃至５６）にし、表２に示す所定の温度で巻き取った。さらに、Ｎｏ．１乃至４５
の各試験鋼板を酸洗してスケールを除去し、冷間圧延により１．２ｍｍの厚さにした。そ
の後、試験鋼板２と１１を除く各試験鋼板を表２に示す所定の条件で予備焼鈍した。この
後、Ｎｏ．１乃至５６の各試験鋼板を表３に示す所定の条件の焼鈍工程および焼戻し工程
の熱処理をして、それぞれ測定用の試験鋼板とした。
Hereinafter, the operation and effect of the high-strength steel sheet and the manufacturing method thereof according to the present invention will be described using examples.
First, a method for producing a test steel plate tested in this example will be described. In this example,
Tests were conducted on steel slabs having component compositions represented by steel symbols A to Y having the component compositions shown in Table 1. As shown in Tables 2 and 3, from these steel slabs having component compositions A to Y,
56 types of test steel sheets with different hot rolling conditions, pre-annealing conditions, annealing processes, and tempering processes were produced, and their properties such as tensile strength, ductility, stretch flangeability, and the like were measured. Among steel slabs having component compositions A to Y, B, C, E, F, I, J, L, and N to Y are steel slabs having component compositions corresponding to the examples of the embodiment. Steel slabs of other component compositions do not correspond to the component compositions of the embodiments, and as can be seen from Tables 2 and 3, the test steel plates made from these steel slabs are comparative examples, and are technical in the present invention. Does not belong to range. These steel slabs having the component compositions A to Y were hot-rolled at a finishing temperature of 850 ° C., and 56 types of test steel plates (N
o. 1 to 56) and wound up at a predetermined temperature shown in Table 2. Furthermore, no. 1 to 45
Each of the test steel plates was pickled, the scale was removed, and the thickness was 1.2 mm by cold rolling. Then, each test steel plate except test steel plates 2 and 11 was pre-annealed under the predetermined conditions shown in Table 2. After this, no. Each of the test steel sheets 1 to 56 was subjected to heat treatment in an annealing process and a tempering process under predetermined conditions shown in Table 3 to obtain test steel sheets for measurement.
表２からわかるように、実施例に該当する鋼板は、すべて低温変態相の占積率が９０％
以上であり、鋼板素材の条件に該当するものである。
It is above and it corresponds to the conditions of a steel plate raw material.
表３に示すように、作製した５６種類の試験鋼板のうち、３３種類が実施形態に該当す
る実施例に該当するものである。他は比較例であり、本発明の技術的範囲に属さない。
このような工程により作製された５６種類の各試験鋼板につき、引張強度試験および伸
びフランジ試験を行った。
引張強度試験は、各試験鋼板の圧延方向の垂直方向が試験時の引張方向となるように、
各試験鋼板から採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して実施し
た。本試験により、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳおよび伸びＥＬを測定した。
伸びフランジ試験は、鉄鋼連盟規格（ＪＦＳＴ１００１−１９９６）に準拠して実施し
、穴拡げ率λを測定した。
A tensile strength test and a stretch flange test were performed on each of the 56 types of test steel plates produced by such a process.
In the tensile strength test, the vertical direction of the rolling direction of each test steel sheet is the tensile direction during the test,
It implemented based on JISZ2241 using the JIS5 test piece extract | collected from each test steel plate. By this test, yield strength YS, tensile strength TS, and elongation EL were measured.
The stretch flange test was performed in accordance with the Steel Federation standard (JFST1001-1996), and the hole expansion ratio λ was measured.
５６種類の各試験鋼板の特性測定結果を表４および表５に示す。表４および表５において、ＡＭは焼鈍マルテンサイト相を、ＴＭは焼戻しマルテンサイト相、残留γは残留オーステナイト相を示す。残留オーステナイト相の占積率は、検出限界以下の場合０％とした。
本試験結果において、引張強度が７８０ＭＰａ以上の場合、実用上十分な強度特性であ
り、本発明の引張強度の条件を満たす。また、伸び（延性）および伸びフランジ性につい
ては、それぞれ１０％以上および８０％以上の場合に、優れた特性であるとみなす。伸び
フランジ性に関しては、１００％以上の場合、特に優れた特性であると判定する。
また、引張強度：ＴＳ≧７８０ＭＰａ、伸び：ＥＬ≧１０％、穴拡げ率：λ≧８０％の
すべての条件を満たす試験鋼板を本発明に係る高強度鋼板に該当するものとする。これら
３つの条件のすべてを満たし、かつ、穴拡げ率が特に優れる（λ≧１００％）試験鋼板を
：◎、全条件を満たす試験鋼板：○、３条件中２条件を満たす試験鋼板：△、３条件中１
条件以下しか満たさない試験鋼板を：×と判定した。
Tables 4 and 5 show the characteristic measurement results of the 56 types of test steel plates. In Tables 4 and 5, AM indicates an annealed martensite phase, TM indicates a tempered martensite phase, and residual γ indicates a residual austenite phase. The space factor of the residual austenite phase was set to 0% when it was below the detection limit.
In this test result, when the tensile strength is 780 MPa or more, the strength property is practically sufficient and satisfies the tensile strength condition of the present invention. Further, the elongation (ductility) and stretch flangeability are considered to be excellent characteristics when they are 10% or more and 80% or more, respectively. Regarding stretch flangeability, when it is 100% or more, it is determined that the properties are particularly excellent.
Further, a test steel sheet that satisfies all the conditions of tensile strength: TS ≧ 780 MPa, elongation: EL ≧ 10%, and hole expansion ratio: λ ≧ 80% corresponds to the high-strength steel sheet according to the present invention. A test steel sheet that satisfies all three conditions and has a particularly excellent hole expansion ratio (λ ≧ 100%): ◎, test steel sheet that satisfies all conditions: ○, test steel sheet that satisfies two of the three conditions: Δ, 1 out of 3 conditions
A test steel sheet satisfying only the condition or less was determined as x.
以下表４の試験鋼板の特性測定結果について説明する。
試験鋼板Ｎｏ．３，５，７，８，１１，１３，１４，１７，１８，２０，２３，２４，
２７，２８，３３，３４，３７，３８，４０乃至４５は、いずれも実施形態の高強度鋼板
の成分組成に該当する鋼スラブ（表１のＢ，Ｃ，Ｅ，Ｆ，Ｉ，Ｊ，Ｌ，Ｎ乃至Ｔ）から作
製されたものである。また、表２および表３からわかるように、これらの試験鋼板の焼鈍
工程前の金属組織のマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率並びに焼鈍工程および焼戻し工程は、実施形態の高強度鋼板の条件に該当するものである。これらの試験鋼板はすべて本発明の引張強度、延性および伸びフランジ性の条件を満たす。
Hereinafter, the characteristic measurement results of the test steel sheets in Table 4 will be described.
Test steel plate No. 3, 5, 7, 8, 11, 13, 14, 17, 18, 20, 23, 24,
27, 28, 33, 34, 37, 38, 40 to 45 are all steel slabs (B, C, E, F, I, J, L in Table 1) corresponding to the composition of the high-strength steel plate of the embodiment. , N to T). Further, as can be seen from Tables 2 and 3, the space factor of the martensite phase and the retained austenite phase of the metal structure before the annealing step of these test steel plates, the annealing step and the tempering step are the same as those of the high-strength steel plate of the embodiment. It is applicable to the conditions. All of these test steel plates satisfy the conditions of tensile strength, ductility and stretch flangeability of the present invention.
表５の各試験鋼板（Ｎｏ．４６乃至５６）はすべて本発明の引張強度、延性および伸びフランジ性の条件を満たす。 All the test steel plates (Nos. 46 to 56) in Table 5 satisfy the conditions of tensile strength, ductility and stretch flangeability of the present invention.
実施形態の高強度鋼板に該当する試験鋼板のうち、Ｎｏ．３，５，８，１４，２０は伸
びフランジ性が特に優れる。これらの試験鋼板の残留オーステナイト相の占積率は０％で
あり、その焼戻しマルテンサイト相は平均粒径が比較的小さく、１０μｍ以上の結晶粒サイズの焼戻しマルテンサイト相の占積率が比較的低い。
Among the test steel plates corresponding to the high-strength steel plate of the embodiment, No. 3, 5, 8, 14, and 20 are particularly excellent in stretch flangeability. The space factor of the retained austenite phase of these test steel sheets is 0%, the tempered martensite phase has a relatively small average grain size, and the space factor of the tempered martensite phase having a crystal grain size of 10 μm or more is relatively high. Low.
比較例の試験鋼板について、本発明に係る高強度鋼板の条件を満たさなかった理由につ
いて説明する。
試験鋼板Ｎｏ．１は、Ｃ量が少ない鋼スラブＡから作製されたため、引張強度が低い。
試験鋼板Ｎｏ．２は、焼鈍工程前の状態での金属組織におけるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が低かったため、焼戻しマルテンサイト相の結晶粒が粗大化して、強度および伸びフランジ性が低下した。
試験鋼板Ｎｏ．４は、予備焼鈍の温度がＡＣ３点より低かったため、焼鈍工程前の状態
での金属組織において、低温変態相の占積率が低くなり、焼戻しマルテンサイト相の結晶粒が粗大化したために、延性および伸びフランジ性が低い。
About the test steel plate of a comparative example, the reason why the conditions of the high-strength steel plate according to the present invention were not satisfied will be described.
Test steel plate No. Since No. 1 was produced from the steel slab A with a small amount of C, the tensile strength is low.
Test steel plate No. In No. 2, since the space factor of the martensite phase and the retained austenite phase in the metal structure before the annealing process was low, the crystal grains of the tempered martensite phase were coarsened, and the strength and stretch flangeability were reduced.
Test steel plate No. No. 4, because the pre-annealing temperature was lower than the AC3 point, in the metal structure before the annealing step, the space factor of the low-temperature transformation phase was low, and the crystal grains of the tempered martensite phase were coarsened. And stretch flangeability is low.
試験鋼板Ｎｏ．６は、予備焼鈍における保持時間が短かったため、焼鈍工程前の状態で
の金属組織におけるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が低くなり、焼戻しマルテンサイト相の結晶粒が粗大化した。その結果、延性および伸びフランジ性が低い。
試験鋼板Ｎｏ．９は、予備焼鈍後の冷却が遅かったために、焼鈍工程前の状態での金属
組織におけるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が低くなり、焼戻しマルテンサイト相が粗大化した。その結果、延性および伸びフランジ性が低い。
試験鋼板Ｎｏ．１０は、予備焼鈍後の冷却停止温度が高かったため、焼鈍工程前の状態
での金属組織におけるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が低くなり、焼戻しマルテンサイト相が粗大化した。その結果、延性および伸びフランジ性が低い。
試験鋼板Ｎｏ．１２は、焼戻し工程後の金属組織は実施形態の高強度鋼板のものに該当
するものであるが、本試験鋼板はＣ量が多い鋼スラブＤから作製されたものであるため、
フェライト相の一部である焼鈍マルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相の強度差を十分に低減されていない。その結果、伸びフランジ性が低くなった。
Test steel plate No. No. 6 had a short holding time in the pre-annealing, so that the space factor of the martensite phase and the residual austenite phase in the metal structure before the annealing step was low, and the crystal grains of the tempered martensite phase were coarsened. As a result, ductility and stretch flangeability are low.
Test steel plate No. In No. 9, since the cooling after the pre-annealing was slow, the space factor of the martensite phase and the retained austenite phase in the metal structure before the annealing step was low, and the tempered martensite phase was coarsened. As a result, ductility and stretch flangeability are low.
Test steel plate No. No. 10 had a high cooling stop temperature after pre-annealing, so that the space factor of the martensite phase and the retained austenite phase in the metal structure before the annealing step was low, and the tempered martensite phase was coarsened. As a result, ductility and stretch flangeability are low.
Test steel plate No. 12, the metal structure after the tempering step corresponds to that of the high-strength steel plate of the embodiment, but this test steel plate is made from a steel slab D with a large amount of C.
The strength difference between the annealed martensite phase and the tempered martensite phase, which are part of the ferrite phase, is not sufficiently reduced. As a result, stretch flangeability became low.
試験鋼板Ｎｏ．１５は、焼戻し工程後の金属組織は実施形態の高強度鋼板のものに該当
するものであるが、本試験鋼板はＳｉ量が多い鋼スラブＧから作製されたものである。そ
のため、焼戻しマルテンサイト相が十分に焼戻されず、フェライト相の一部である焼鈍マルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相の強度差が十分に低減されていない。その結果、伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．１６は、Ｍｎ量の少ない鋼スラブＨから作製されたため、焼入れ性が十
分でないため、焼鈍工程後に残留オーステナイト量が多く残存した。その結果、延性およ
び伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．１９は、Ｍｎ量の多い鋼スラブＫから作製されたため、焼戻し工程後の
金属組織中のマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率やサイズは、実施形態の高強度鋼板のものに該当するが
、Ｍｎの偏析が発生した。その結果、延性および伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．２１は、Ａｌ添加量が多い鋼スラブＭから作製された。そのため、鋼材
表面の表面疵が多くなった。その結果、伸びフランジ性が低くなった。
Test steel plate No. No. 15 corresponds to that of the high-strength steel plate of the embodiment after the tempering process, but this test steel plate is made from a steel slab G having a large amount of Si. Therefore, the tempered martensite phase is not sufficiently tempered, and the strength difference between the annealed martensite phase and the tempered martensite phase, which are part of the ferrite phase, is not sufficiently reduced. As a result, stretch flangeability became low.
Test steel plate No. Since No. 16 was produced from a steel slab H with a small amount of Mn, the hardenability was not sufficient, so that a large amount of retained austenite remained after the annealing step. As a result, ductility and stretch flangeability were lowered.
Test steel plate No. No. 19 was produced from a steel slab K with a large amount of Mn. Therefore, the space factor and size of the martensite phase and the retained austenite phase in the metal structure after the tempering step correspond to those of the high-strength steel plate of the embodiment. , Mn segregation occurred. As a result, ductility and stretch flangeability were lowered.
Test steel plate No. No. 21 was produced from a steel slab M having a large Al addition amount. Therefore, the surface flaw on the steel material surface increased. As a result, stretch flangeability became low.
試験鋼板Ｎｏ．２２は、焼鈍工程においてＡＣ３点以上に加熱したため、オーステナイ
ト相の結晶粒が粗大化した。その結果、延性が低下した。
試験鋼板Ｎｏ．２５は、焼鈍工程における加熱・保持温度がＡＣ３点−５０℃より低か
ったため、オーステナイト相が十分に生成しなかった。その結果、焼戻しマルテンサイト相の占積率が低くなり、伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．２６は、焼鈍工程におけるＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上での保持
時間が短すぎたため、オーステナイト相が十分に生成しなかった。その結果、マルテンサ
イト相の占積率が低くなり、伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．２９は、焼鈍工程におけるＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上での保持
時間が長すぎたため、オーステナイト相の結晶粒が粗大化した。その結果、マルテンサイ
ト相の結晶粒径が粗大化し、延性が低くなった。
Test steel plate No. Since No. 22 was heated to 3 or more AC points in the annealing process, the crystal grains of the austenite phase became coarse. As a result, ductility decreased.
Test steel plate No. In No. 25, since the heating / holding temperature in the annealing process was lower than AC3 point-50 ° C, the austenite phase was not sufficiently generated. As a result, the space factor of the tempered martensite phase was lowered, and the stretch flangeability was lowered.
Test steel plate No. In No. 26, the austenite phase was not sufficiently generated because the holding time at the AC3 point or lower and the AC3 point −50 ° C. or higher in the annealing process was too short. As a result, the space factor of the martensite phase was lowered, and the stretch flangeability was lowered.
Test steel plate No. In No. 29, since the holding time at AC3 point or less and AC3 point-50 ° C or more in the annealing process was too long, the austenite phase crystal grains became coarse. As a result, the crystal grain size of the martensite phase became coarse and the ductility became low.
試験鋼板Ｎｏ．３０は、焼鈍工程後の冷却が遅すぎたため、焼戻しマルテンサイト相以外の相が生成され、焼戻しマルテンサイト相の生成が十分に起きなかった。その結果、引張強度が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．３１は、焼鈍工程後の冷却停止温度がＭｓ点より高かったため、マルテ
ンサイト相生成が不十分だった。その結果、焼戻しマルテンサイト相の占積率が低くなり、伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．３２は、焼戻し工程における加熱・保持温度が下限値より低かったため
、焼戻しマルテンサイト相の転位密度が低下せず、ひずみが十分に緩和されなかった。その結果、延性および伸びフランジ性が低くなった。
Test steel plate No. In No. 30, since the cooling after the annealing process was too slow, phases other than the tempered martensite phase were generated, and the generation of the tempered martensite phase did not occur sufficiently. As a result, the tensile strength was lowered.
Test steel plate No. In No. 31, the cooling stop temperature after the annealing process was higher than the Ms point, and therefore martensite phase generation was insufficient. As a result, the space factor of the tempered martensite phase was lowered, and the stretch flangeability was lowered.
Test steel plate No. In No. 32, since the heating / holding temperature in the tempering step was lower than the lower limit value, the dislocation density of the tempered martensite phase was not lowered, and the strain was not sufficiently relaxed. As a result, ductility and stretch flangeability were lowered.
試験鋼板Ｎｏ．３５は、焼戻し工程における焼戻し工程の加熱・保持温度が上限値より
も高かったため、セメンタイトが析出した。その結果、伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．３６は、焼戻し工程における加熱・保持時間が短すぎたため、残留オー
ステナイト相の占積率が十分低下しなかった。また、焼戻しマルテンサイト相の転位密度が低下せず、ひずみが十分に緩和されなかった。その結果、伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．３９は、焼戻し工程における加熱・保持時間が長すぎたため、セメンタ
イトが析出した。その結果、伸びフランジ性が低くなった。
Test steel plate No. No. 35 had cementite precipitated because the heating and holding temperature in the tempering step in the tempering step was higher than the upper limit. As a result, stretch flangeability became low.
Test steel plate No. Since the heating and holding time in the tempering process was too short for 36, the space factor of the retained austenite phase was not sufficiently reduced. Moreover, the dislocation density of the tempered martensite phase did not decrease, and the strain was not sufficiently relaxed. As a result, stretch flangeability became low.
Test steel plate No. In No. 39, cementite precipitated because the heating and holding time in the tempering process was too long. As a result, stretch flangeability became low.
Claims (8)
その組成が、
０．０５質量％以上０．３質量％以下の範囲のＣと、
０質量％よりも大きく３質量％以下の範囲のＳｉと、
０．５質量％以上３質量％以下の範囲のＭｎと、
０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲のＡｌと、
残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成され、
その金属組織が、占積率が８０％以上のマルテンサイト相を含み、
前記マルテンサイト相はその平均粒径が１０μｍ以下であり、かつ、
粒径が１０μｍ以上の前記マルテンサイト相の占積率が１５％以下であり、
その金属組織の残留オーステナイト相の占積率が３％以下であり、さらに
引張強度が７８０ＭＰａ以上であること
を特徴とする高強度鋼板。 In high strength steel plate,
Its composition is
C in the range of 0.05% by mass to 0.3% by mass;
Si in a range greater than 0% by mass and less than 3% by mass;
Mn in the range of 0.5 mass% or more and 3 mass% or less,
Al in the range of 0.01% by mass to 0.1% by mass;
The balance is composed of Fe and inevitable impurities,
The metal structure includes a martensite phase with a space factor of 80% or more,
The martensite phase has an average particle size of 10 μm or less, and
The space factor of the martensite phase having a particle size of 10 μm or more is 15% or less,
A high-strength steel sheet characterized in that the space factor of the retained austenite phase of the metal structure is 3% or less and the tensile strength is 780 MPa or more.
前記マルテンサイト相は、焼戻しマルテンサイト相であって、
前記マルテンサイト相および前記残留オーステナイト相以外の残部組織に焼鈍マルテンサイト相を含み、
前記焼鈍マルテンサイト相の占積率が３％以上であって２０％以下であることを
を特徴とする高強度鋼板。 In the high-strength steel sheet according to claim 1,
The martensite phase is a tempered martensite phase,
Including an annealed martensite phase in the remaining structure other than the martensite phase and the retained austenite phase,
A high-strength steel sheet characterized in that a space factor of the annealed martensite phase is 3% or more and 20% or less.
前記した組成の残部に、ＣｒおよびＭｏから選択される少なくとも１種以上の元素を含み、これら元素の合計の組成比率が０．５質量％以下であること
を特徴とする高強度鋼板。 In the high-strength steel sheet according to claim 1 or claim 2,
A high-strength steel sheet comprising at least one element selected from Cr and Mo in the balance of the composition described above, wherein the total composition ratio of these elements is 0.5% by mass or less.
前記した組成の残部に、
Ｎｂ、ＴｉおよびＶから選択される少なくとも１種以上の元素を含み、これら元素の合
計の組成比率が０．１質量％以下であること
を特徴とする高強度鋼板。 In the high-strength steel sheet according to claim 1 or claim 2,
In the remainder of the composition described above,
A high-strength steel sheet comprising at least one element selected from Nb, Ti and V, and a total composition ratio of these elements is 0.1% by mass or less.
前記した組成の残部に、合計で１．０質量％以下のＮｉまたはＣｕを含むこと
を特徴とする高強度鋼板。 In the high-strength steel sheet according to claim 1 or claim 2,
A high-strength steel sheet characterized by containing a total of 1.0 mass% or less of Ni or Cu in the balance of the composition described above.
前記した組成の残部に、合計で０．０００１質量％以上かつ０.００１０質量％以下のＢを含むこと
を特徴とする高強度鋼板。 In the high-strength steel sheet according to claim 1 or claim 2,
A high-strength steel sheet comprising 0.0001 mass% or more and 0.0010 mass% or less of B in total in the balance of the composition described above.
前記した組成の残部に、合計で０．００３質量％以下のＣａおよび／またはＲＥＭを含むこと
を特徴とする高強度鋼板。 In the high-strength steel sheet according to claim 1 or claim 2,
A high-strength steel plate characterized by containing a total of 0.003% by mass or less of Ca and / or REM in the balance of the composition described above.
請求項１および３乃至７のいずれかに記載の組成を有し、
全金属組織に占めるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の合計の占積率が９０％以上の鋼板を、
ＡＣ３点以下であってＡＣ３点−５０℃以上の温度に３０秒以上１２００秒以下の時間、加熱保持した後、
１０℃／秒以上の冷却速度でＭｓ点以下まで冷却し、さらに、
３００℃以上５５０℃以下の温度に６０秒以上１２００秒以下の時間、加熱保持する熱
処理をすること
を特徴とする引張強度が７８０ＭＰａ以上である高強度鋼板の製造方法。 A method for producing a high-strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more,
Having a composition according to any of claims 1 and 3 to 7,
A steel sheet having a total space factor of 90% or more of the martensite phase and the residual austenite phase in the total metal structure,
After heating and holding at a temperature of AC 3 point or less and AC 3 point −50 ° C. or more for 30 seconds to 1200 seconds,
Cool to the Ms point or less at a cooling rate of 10 ° C / second or more, and
A method for producing a high-strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, wherein a heat treatment is performed by heating and holding at a temperature of 300 ° C. to 550 ° C. for a time of 60 seconds to 1200 seconds.
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