JP4324225B1 - High strength cold-rolled steel sheet with excellent stretch flangeability - Google Patents
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Abstract
【課題】伸びフランジ性を従来鋼よりさらに高めた、より成形性に優れた高強度冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.03〜0.30%、Si:0.5〜3.0%、Mn:0.1〜5.0%、P:0.1%以下、S:0.002%超、0.01%未満、N:0.01%以下、Al:0.01〜1.00%を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、硬さ380Hv以下の焼戻しマルテンサイトを面積率で50%以上（100%を含む）含み、残部がフェライトからなる組織を有し、前記焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径0.1μm以上のセメンタイト粒子が、前記焼戻しマルテンサイト1μm2当たり2.3個以下であり、全組織中に存在する、アスペクト比2.0以上の介在物が、1mm2当たり200個以下である冷延鋼板。
【選択図】なし
The present invention provides a high-strength cold-rolled steel sheet having higher stretch flangeability than that of a conventional steel and superior in formability.
SOLUTION: In mass%, C: 0.03-0.30%, Si: 0.5-3.0%, Mn: 0.1-5.0%, P: 0.1% or less, S: more than 0.002%, less than 0.01%, N: 0.01% or less , Al: 0.01 to 1.00%, the balance is composed of iron and inevitable impurities, the composition contains tempered martensite with a hardness of 380 Hv or less in an area ratio of 50% or more (including 100%), and the balance A cementite particle having a structure made of ferrite and present in the tempered martensite and having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or more is 2.3 or less per 1 μm 2 of the tempered martensite, and is present in the entire structure. Cold-rolled steel sheet with 200 or more inclusions per 1 mm 2 with 2.0 or more inclusions.
[Selection figure] None
Description
本発明は、加工性に優れた高強度鋼板に関し、詳細には、伸びフランジ性の高められた高強度鋼板に関する。 The present invention relates to a high-strength steel plate excellent in workability, and in particular, relates to a high-strength steel plate with enhanced stretch flangeability.
例えば自動車の骨格部品などに使用される鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費軽減などを目的として高強度が求められるとともに、形状の複雑な骨格部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。
このため、引張強度９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板であって、伸びフランジ性（穴広げ率；λ）が従来鋼よりさらに高められた高強度鋼板の提供が切望されており、例えば引張強度９８０ＭＰａ級の鋼板に対して穴広げ率１２５％以上のものが要望されている。
For example, steel sheets used for automobile frame parts and the like are required to have high strength for the purpose of collision safety and fuel efficiency reduction by reducing the weight of the car body, and excellent forming process for processing into complex frame parts Sex is also required.
For this reason, provision of a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or higher and having a stretch flangeability (hole expansion rate; λ) further enhanced than that of the conventional steel is desired. For example, a tensile strength of 980 MPa class is desired. A steel sheet having a hole expansion rate of 125% or more is desired.
上記のようなニーズを受けて、種々の組織制御の考え方に基づき、伸びフランジ性を改善した高強度鋼板が多数提案されているものの、引張強度と伸びフランジ性が上記要望レベルを満足するように両立させたものはいまだ完成に至っていないのが現状である。 In response to the above needs, many high-strength steel sheets with improved stretch flangeability have been proposed based on various structural control concepts, but the tensile strength and stretch flangeability should meet the above-mentioned required levels. The current situation is that the balance has not been completed yet.
例えば、特許文献１には、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの少なくとも１種を合計で１．６〜２．５質量％含有し、実質的にマルテンサイトの単相組織からなる高張力冷延鋼板が開示されており、引張強度は９８０ＭＰａ以上を確保しつつ、穴広げ率（伸びフランジ性）は１００％以上が得られているものの、１２５％には達していない（同文献の表６の本発明例参照）。
For example,
また、特許文献２には、フェライトが面積率で６５〜８５％で残部が焼戻しマルテンサイトの二相組織からなる高張力鋼板が開示されている。
また、特許文献３には、フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径がともに２μｍ以下であり、マルテンサイトの体積率が２０％以上６０％未満の二相組織からなる高張力鋼板が開示されている。 Patent Document 3 discloses a high-tensile steel plate having a two-phase structure in which the average crystal grain sizes of ferrite and martensite are both 2 μm or less and the volume ratio of martensite is 20% or more and less than 60%. .
上記特許文献２および３に開示された高張力鋼板の中には、引張強度は９８０ＭＰａ以上を確保したものも存在するが、穴広げ率（伸びフランジ性）はどれも１００％にまでも達していない（特許文献２の表２の発明例、特許文献３の表２の実施例参照）。
Among the high-tensile steel sheets disclosed in
また、上記特許文献１〜３で規定されているマトリックス組織自体の構成以外にも、マトリックス組織中に存在する介在物（特に硫化物）も伸びフランジ性に大きく影響することが知られている。
In addition to the structure of the matrix structure itself defined in
例えば、非特許文献１には、４４０〜５９０ＭＰａ級の鋼板において、鋼板中のＳ含有量を低減することで介在物の生成が抑制されて伸びフランジ性が改善されることが開示されている。
For example, Non-Patent
しかしながら、鋼板中のＳ含有量を現状のレベルよりさらに低下させるためには、製鋼工程で特別な脱硫処理を必要とし、生産性の低下やコストアップの要因となるため、工業的には、上記非特許文献１に開示されるような低Ｓ化による伸びフランジ性改善技術の適用は困難である。
そこで本発明の目的は、引張強度を確保しつつ、伸びフランジ性を従来鋼よりさらに高めた、より成形性に優れた高強度冷延鋼板を提供することにある。 Accordingly, an object of the present invention is to provide a high-strength cold-rolled steel sheet that has higher stretch flangeability than conventional steel while ensuring tensile strength, and is more excellent in formability.
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０３〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００２％超、０．０１％未満、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜１．００％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
硬さ３８０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子が、該焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２．３個以下であり、
全組織中に存在する、アスペクト比２．０以上の介在物が、１ｍｍ２当たり２００個以下である
ことを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板である。
The invention described in
% By mass (hereinafter the same for chemical components)
C: 0.03 to 0.30%,
Si: 0.5-3.0%
Mn: 0.1 to 5.0%,
P: 0.1% or less,
S: more than 0.002%, less than 0.01%,
N: 0.01% or less,
Al: 0.01 to 1.00%
And the remainder has a component composition consisting of iron and inevitable impurities,
Tempered martensite having a hardness of 380 Hv or less contains 50% or more (including 100%) in area ratio, and the balance has a structure made of ferrite,
The cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or more present in the tempered martensite are 2.3 or less per 1 μm 2 of the tempered martensite,
It is a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability, characterized in that the number of inclusions having an aspect ratio of 2.0 or more present in the entire structure is 200 or less per 1 mm 2 .
請求項２に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、および／または
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
を含むものである請求項１に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板である。
The invention described in
Ingredient composition further
Cr: 0.01-1.0% and / or Mo: 0.01-1.0%
The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability according to
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、および／または
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
を含むものである請求項１または２に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板である。
The invention according to claim 3
Ingredient composition further
Cu: 0.05-1.0% and / or Ni: 0.05-1.0%
The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability according to
請求項４に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および／または
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板である。
The invention according to claim 4
Ingredient composition further
Ca: 0.0005 to 0.01% and / or Mg: 0.0005 to 0.01%
The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability according to any one of
本発明によれば、焼戻しマルテンサイト単相、または、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織において、焼戻しマルテンサイトの硬さおよびその面積率と、該焼戻しマルテンサイト中に析出した粗大なセメンタイト粒子の存在数と、全組織中に析出した細長形状の介在物の存在数とを適正に制御することで、引張強度を確保しつつ、伸びフランジ性を従来鋼よりさらに改善することが可能となり、より成形性に優れた高強度鋼板を提供できるようになった。 According to the present invention, in a tempered martensite single phase or a two-phase structure composed of ferrite and tempered martensite, the hardness and area ratio of tempered martensite and coarse cementite particles precipitated in the tempered martensite By properly controlling the number of existing and the number of elongated inclusions precipitated in the entire structure, it becomes possible to further improve stretch flangeability compared to conventional steel while ensuring tensile strength, It has become possible to provide a high-strength steel sheet with better formability.
本発明者らは、焼戻しマルテンサイト単相、または、フェライトと焼戻しマルテンサイト（以下、単に「マルテンサイト」ということあり。）からなる二相組織を有する高強度鋼板（上記特許文献２、３参照）に着目し、引張強度を確保しつつ、伸びフランジ性を改善できれば、上記要望レベルを満足しうる高強度鋼板が得られると考え、伸びフランジ性に及ぼす各種要因の影響を調査するなど鋭意検討を行ってきた。その結果、フェライトの割合を少なくすることに加え、該焼戻しマルテンサイトの硬さを低下させること、焼戻し時にマルテンサイト中に析出する粗大なセメンタイト粒子数を減少させること、および、鋼材の鋳造時に析出する細長形状の介在物数を減少させることで、引張強度を確保しつつ、伸びフランジ性を従来鋼よりさらに向上できることを見出し、該知見に基づいて本発明を完成するに至った。
The present inventors have disclosed a high-strength steel sheet having a single-phase tempered martensite or a two-phase structure composed of ferrite and tempered martensite (hereinafter sometimes simply referred to as “martensite”) (see
以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。 Hereinafter, the structure characterizing the steel sheet of the present invention will be described first.
〔本発明鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、焼戻しマルテンサイト単相、または、上記特許文献２、３と同様の二相組織（フェライト＋焼戻しマルテンサイト）をベースとするものであるが、特に、該焼戻しマルテンサイトの硬さが３８０Ｈｖ以下に制御されているとともに、該焼戻しマルテンサイト中に析出した粗大なセメンタイト粒子の存在数と、全組織中に析出した細長形状の介在物の存在数とが制御されている点で、上記特許文献２、３の鋼板とは相違している。
[Structure of the steel sheet of the present invention]
As described above, the steel sheet of the present invention is based on a tempered martensite single phase or a two-phase structure (ferrite + tempered martensite) similar to
＜硬さ３８０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイト：面積率で５０％以上（１００％を含む）＞
焼戻しマルテンサイトの硬さを制限して該焼戻しマルテンサイトの変形能を高めることで、フェライトと該焼戻しマルテンサイトの界面への応力集中を抑制し、該界面での亀裂の発生を防止して伸びフランジ性を確保するとともに、焼戻しマルテンサイト主体の組織にすることで、該焼戻しマルテンサイトの硬さを低下させても高強度を確保できる。
<Tempered martensite with a hardness of 380 Hv or less: 50% or more (including 100%) in area ratio>
By limiting the hardness of the tempered martensite and increasing the deformability of the tempered martensite, the stress concentration at the interface between the ferrite and the tempered martensite is suppressed, and cracking at the interface is prevented and the elongation is prevented. By ensuring the flangeability and making the structure mainly tempered martensite, high strength can be ensured even if the hardness of the tempered martensite is lowered.
上記作用を有効に発揮させるには、焼戻しマルテンサイトの硬さは３８０Ｈｖ以下（好ましくは３７０Ｈｖ以下、さらに好ましくは ３５０Ｈｖ以下）とし、該焼戻しマルテンサイトは、面積率で５０％以上、好ましくは６０％以上、さらに好ましくは７０％以上（１００％を含む）とする。なお、残部はフェライトである。 In order to effectively exhibit the above action, the tempered martensite has a hardness of 380 Hv or less (preferably 370 Hv or less, more preferably 350 Hv or less), and the tempered martensite has an area ratio of 50% or more, preferably 60%. Above, more preferably 70% or more (including 100%). The balance is ferrite.
＜円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子：焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２．３個以下＞
焼戻しの際にマルテンサイト中に析出した粗大なセメンタイト粒子の存在数を制御することで、伸びフランジ性を向上させることができる。つまり、伸びフランジ変形時において破壊の起点となる粗大なセメンタイト粒子の数を減少させることで、伸びフランジ性を改善することができる。
<Cementite particles with an equivalent circle diameter of 0.1 μm or more: 2.3 particles or less per 1 μm 2 of tempered martensite>
Stretch flangeability can be improved by controlling the number of coarse cementite particles precipitated in martensite during tempering. That is, the stretch flangeability can be improved by reducing the number of coarse cementite particles that are the starting points of fracture when the stretch flange is deformed.
上記作用を有効に発揮させるには、円相当直径０．１μｍ以上の粗大なセメンタイト粒子は、焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２．３個以下、好ましくは１．８個以下、さらに好ましくは１．３個以下に制限する。 In order to effectively exert the above action, the coarse cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or more are 2.3 or less, preferably 1.8 or less, more preferably 1.3 or less per 1 μm 2 of tempered martensite. Limit to no more.
＜アスペクト比２．０以上の介在物：１ｍｍ２当たり２００個以下＞
マトリックス組織（全組織）中に存在する介在物が伸びフランジ性に及ぼす影響について穴拡げ試験により種々検討を行った結果、以下の知見が得られた。
<Inclusions with an aspect ratio of 2.0 or more: 200 or less per mm 2 >
As a result of various investigations by the hole expansion test on the influence of inclusions present in the matrix structure (whole structure) on stretch flangeability, the following findings were obtained.
すなわち、穴拡げ試験後のサンプルの破断部近傍の亀裂の発生状況を調査したところ、主にアスペクト比が２以上の細長形状の介在物から亀裂が発生しており、該アスペクト比が２以上の細長形状の介在物が伸びフランジ性を支配していることがわかった。 That is, when the occurrence of cracks in the vicinity of the fracture portion of the sample after the hole expansion test was investigated, cracks were mainly generated from elongated inclusions having an aspect ratio of 2 or more, and the aspect ratio was 2 or more. It was found that the elongated inclusions dominate the stretch flangeability.
このように、アスペクト比が２以上の細長形状の介在物が伸びフランジ性を支配する理由は以下のように推定される。 Thus, the reason why the elongated inclusions having an aspect ratio of 2 or more dominate the stretch flangeability is estimated as follows.
つまり、マトリックス組織中に介在物のような欠陥が存在する場合、該欠陥の先端近傍に発生する応力σｘは下記式（１）で表わされる。 That is, when a defect such as an inclusion exists in the matrix structure, the stress σx generated in the vicinity of the tip of the defect is expressed by the following formula (1).
σｘ＝Ｋ／√（２πｘ）・・・式（１）
ここに、Ｋ＝Ｍσ√（πａ）・・・式（２）
σｘ：欠陥の先端から距離ｘ離れた点の応力
ｘ ：欠陥の先端からの距離
Ｋ ：応力拡大係数
Ｍ ：比例定数
σ ：付与された応力
ａ ：欠陥長さ
σx = K / √ (2πx) Equation (1)
Here, K = Mσ√ (πa) (2)
σx: Stress at a point x away from the tip of the defect
x: distance from the tip of the defect
K: Stress intensity factor
M: Proportional constant
σ: Applied stress
a: Defect length
同じ面積の介在物（欠陥）でもそのアスペクト比が大きくなるにしたがって、介在物の長径（欠陥長さ）ａが長くなり、上記式（２）より明らかなように、応力拡大係数Ｋが大きくなり、その結果、上記式（１）より明らかなように、介在物（欠陥）の先端近傍に発生する応力σｘも大きくなり、該介在物（欠陥）の先端近傍に歪が集中することとなる。そして、介在物（欠陥）のアスペクト比が２以上になると、介在物（欠陥）の先端近傍に発生する応力σｘが過大となり、歪の集中が限界を超えて亀裂が発生しやすくなるものと考えられる。 Even with inclusions (defects) of the same area, the major axis (defect length) a of the inclusions increases as the aspect ratio increases, and the stress intensity factor K increases as is clear from the above equation (2). As a result, as is clear from the above equation (1), the stress σx generated near the tip of the inclusion (defect) also increases, and the strain concentrates near the tip of the inclusion (defect). When the aspect ratio of inclusions (defects) is 2 or more, the stress σx generated near the tip of the inclusions (defects) becomes excessive, and the concentration of strain exceeds the limit, and cracks are likely to occur. It is done.
そこで、該亀裂の発生を効果的に防止するには、マトリックス組織（全組織）中に析出した、アスペクト比が２以上の介在物の存在数を１ｍｍ２当たり２００個以下、好ましくは１８０個以下、さらに好ましくは１５０個以下に制限する。 Therefore, in order to effectively prevent the occurrence of cracks, the number of inclusions having an aspect ratio of 2 or more deposited in the matrix structure (total structure) is 200 or less, preferably 180 or less per mm 2. More preferably, the number is limited to 150 or less.
以下、焼戻しマルテンサイトの硬さおよびその面積率、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数、ならびに、介在物のアスペクト比およびその存在数の測定方法について説明する。 Hereinafter, a method for measuring the hardness and area ratio of tempered martensite, the size and number of cementite particles, and the aspect ratio and number of inclusions will be described.
まず、マルテンサイトの面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４μｍ×３μｍ領域５視野について倍率２００００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、画像解析によってセメンタイトを含まない領域をフェライトとし、残りの領域をマルテンサイトとして、各領域の面積比率よりマルテンサイトの面積率を算出した。 First, regarding the area ratio of martensite, each test steel sheet was mirror-polished, corroded with a 3% nital solution to reveal the metal structure, and then a scanning type with a magnification of 20000 times for approximately 4 μm × 3 μm region 5 fields of view. An electron microscope (SEM) image was observed, and the area ratio of martensite was calculated from the area ratio of each area, with the area not containing cementite being ferrite and the remaining area being martensite by image analysis.
次に、マルテンサイトの硬さについては、ＪＩＳ Ｚ ２２４４の試験方法に従って各供試鋼板表面のビッカース硬さ（９８．０７Ｎ）Ｈｖを測定し、下記式（３）を用いてマルテンサイトの硬さＨｖＭに換算を行った。 Next, as for the hardness of martensite, the Vickers hardness (98.07N) Hv of the surface of each test steel sheet is measured according to the test method of JIS Z 2244, and the hardness of martensite using the following formula (3). Conversion to HvM was performed.
ＨｖＭ＝（１００×Ｈｖ−ＶＦ×ＨｖＦ）／ＶＭ ・・・式（３）
ただし、ＨｖＦ＝１０２＋２０９［％Ｐ］＋２７［％Ｓｉ］＋１０［％Ｍｎ］＋４［％Ｍｏ］−１０［％Ｃｒ］＋１２［％Ｃｕ］（藤田利夫ら訳：「鉄鋼材料の設計と理論」（丸善株式会社）、昭和５６年９月３０日発行、ｐ.１０の図２．１から、低Ｃフェライト鋼の降伏応力の変化に及ぼす各合金元素量の影響の度合い（直線の傾き）を読み取って定式化を行った。なお、Ａｌ、Ｎなどその他の元素はフェライトの硬さに影響しないとした。）
ここに、ＨｖＦ：フェライトの硬さ、ＶＦ：フェライトの面積率（％）、ＶＭ：マルテンサイトの面積率（％）、［％Ｘ］：成分元素Ｘの含有量（質量％）である。
HvM = (100 × Hv−VF × HvF) / VM Expression (3)
However, HvF = 102 + 209 [% P] +27 [% Si] +10 [% Mn] +4 [% Mo] −10 [% Cr] +12 [% Cu] (Toshio Fujita et al .: “Design and Theory of Steel Materials” ( Maruzen Co., Ltd., published on September 30, 1981, p.10, Fig. 2.1, reads the degree of influence of each alloy element amount on the change in yield stress of low C ferritic steel (straight line) (Note that other elements such as Al and N do not affect the hardness of the ferrite.)
Here, HvF: hardness of ferrite, VF: area ratio (%) of ferrite, VM: area ratio (%) of martensite, [% X]: content (mass%) of component element X.
セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタールで腐食して金属組織を顕出させた後、マルテンサイト内部の領域を解析できるよう、１００μｍ２領域の視野について倍率１００００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積から円相当直径を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。 Regarding the size and the number of the cementite particles, each sample steel plate was mirror-polished and corroded with 3% nital to reveal the metal structure, and then the region inside the martensite was analyzed in a 100 μm 2 region. A scanning electron microscope (SEM) image with a magnification of 10,000 times is observed for the field of view, and a white portion is marked as a cementite particle from the contrast of the image and marked, and the area of each marked cementite particle is circled by image analysis software. The equivalent diameter was calculated, and the number of cementite particles of a predetermined size existing per unit area was determined.
また、介在物のアスペクト比およびその存在数については、各供試鋼板を鏡面研磨した後、１００００μｍ２領域の視野について倍率４００倍の光学顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから黒い部分を介在物と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各介在物の最大径と最小径を求めてその比（最大径／最小径）をアスペクト比とするとともに、単位面積あたりに存在する２以上のアスペクト比の介在物の個数を求めた。 As for the aspect ratio of inclusions and the number of inclusions, each specimen steel plate was mirror-polished, and an optical microscope (SEM) image at a magnification of 400 times was observed for a visual field of 10000 μm 2 region. Is determined as an inclusion, and the maximum and minimum diameters of the marked inclusions are obtained by image analysis software, and the ratio (maximum diameter / minimum diameter) is used as the aspect ratio and per unit area. The number of inclusions having an aspect ratio of 2 or more present in the sample was determined.
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。 Next, the component composition which comprises this invention steel plate is demonstrated. Hereinafter, all the units of chemical components are mass%.
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０３〜０．３０％
Ｃは、マルテンサイトの面積率およびマルテンサイト中に析出するセメンタイト量に影響し、強度および伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．０３％未満では強度が確保できず、一方、０．３０％超ではマルテンサイトの硬さが高くなりすぎて伸びフランジ性が確保できない。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．０５〜０．２５％、さらに好ましくは０．０７〜０．２０％である。
[Component composition of the steel sheet of the present invention]
C: 0.03-0.30%
C is an important element that affects the area ratio of martensite and the amount of cementite precipitated in the martensite and affects the strength and stretch flangeability. If it is less than 0.03%, the strength cannot be ensured. On the other hand, if it exceeds 0.30%, the martensite hardness becomes too high, and stretch flangeability cannot be ensured. The range of C content is preferably 0.05 to 0.25%, more preferably 0.07 to 0.20%.
Ｓｉ：０．５〜３．０％
Ｓｉは、焼戻し時におけるセメンタイト粒子の粗大化を抑制する効果を有し、粗大なセメンタイト粒子の生成を防止することで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。０．５％未満では焼戻し中にセメンタイト粒子が粗大化し、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子が増加して伸びフランジ性が確保できず、一方、３．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、マルテンサイトの面積率を確保できず、やはり伸びフランジ性を確保できない。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．７〜２．５％、さらに好ましくは１．０〜２．０％である。
Si: 0.5 to 3.0%
Si has an effect of suppressing the coarsening of cementite particles during tempering, and is an element useful for improving stretch flangeability by preventing the formation of coarse cementite particles. If it is less than 0.5%, cementite particles become coarse during tempering, and cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or more cannot be increased to ensure stretch flangeability. On the other hand, if it exceeds 3.0%, austenite is not heated. Since the formation is hindered, the area ratio of martensite cannot be secured, and the stretch flangeability cannot be secured. The range of Si content becomes like this. Preferably it is 0.7 to 2.5%, More preferably, it is 1.0 to 2.0%.
Ｍｎ：０．１〜５．０％
Ｍｎは、上記Ｓｉと同様、焼戻し時におけるセメンタイトの粗大化を抑制する効果を有し、粗大なセメンタイト粒子の生成を防止しつつ、適度に微細なセメンタイト粒子の数を増大させることで、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与するとともに、焼入れ性を確保するのに有用な元素である。０．１％未満では焼戻し時における適度に微細なセメンタイト粒子の増加割合に対し、粗大なセメンタイト粒子の増加割合が過大となるため、伸びと伸びフランジ性を両立できず、一方、５．０％超とすると焼入れ時（焼鈍加熱後の冷却時）にオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．６０〜３．０％、さらに好ましくは１．３０〜２．５％である。
Mn: 0.1 to 5.0%
Mn, like Si, has the effect of suppressing the cementite coarsening during tempering, while preventing the formation of coarse cementite particles, increasing the number of moderately fine cementite particles, It is an element that contributes to both stretch flangeability and is useful for ensuring hardenability. If it is less than 0.1%, the increase rate of coarse cementite particles is excessive with respect to the increase rate of moderately fine cementite particles at the time of tempering. When it is too high, austenite remains at the time of quenching (at the time of cooling after annealing), and the stretch flangeability is deteriorated. The range of Mn content is preferably 0.60 to 3.0%, more preferably 1.30 to 2.5%.
Ｐ：０．１％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、 旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
P: 0.1% or less P is inevitably present as an impurity element and contributes to an increase in strength by solid solution strengthening, but segregates at the prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries to increase stretch flangeability. Since it deteriorates, it is made 0.1% or less. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less.
Ｓ：０．００２％超、０．０１％未満
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．０１％未満とする。より好ましくは０．００５％以下である。Ｓの下限は上記観点からはできるだけ低くするのが望ましいが、上記［背景技術］の項で述べたように、工業的制約により０．００２％以下にすることは困難であるので、０．００２％超とする。
S: more than 0.002% and less than 0.01% S is also unavoidably present as an impurity element, forms MnS inclusions, and causes cracking at the time of hole expansion, thereby reducing stretch flangeability. Less than 01%. More preferably, it is 0.005% or less. The lower limit of S is preferably as low as possible from the above viewpoint, but as described in the above [Background Art] section, it is difficult to make the lower limit 0.002% or less due to industrial restrictions. More than%.
Ｎ：０．０１％以下
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、０．０１％以下とする。
N: 0.01% or less N is also unavoidably present as an impurity element and lowers the elongation and stretch flangeability by strain aging, so the lower one is preferable, and the content is made 0.01% or less.
Ａｌ：０．０１〜１．００％
ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、歪時効の発生に寄与する固溶Ｎを低減させることで伸びフランジ性の劣化を防止するとともに、固溶強化により強度向上に寄与する。０．０１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、歪時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、１．００％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、マルテンサイトの面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。
Al: 0.01 to 1.00%
Al combines with N to form AlN and reduces the solid solution N that contributes to the occurrence of strain aging, thereby preventing the stretch flangeability from deteriorating and contributing to the strength improvement by solid solution strengthening. If it is less than 0.01%, solute N remains in the steel, so strain aging occurs and elongation and stretch flangeability cannot be secured. On the other hand, if it exceeds 1.00%, austenite formation during heating is inhibited. The area ratio of martensite cannot be secured, and stretch flangeability cannot be secured.
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。 The steel of the present invention basically contains the above components, and the balance is substantially iron and impurities. In addition, the following allowable components can be added as long as the effects of the present invention are not impaired.
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、および／または、Ｍｏ：０．０１〜１．０％
これらの元素は、セメンタイトの代わりに微細な炭化物として析出することで、伸びフランジ性の劣化を抑えつつ、析出強化量を高めるのに有用な元素である。各元素とも０．０１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも１．０％を超える添加では析出強化が過剰となり、マルテンサイトの硬さが高くなりすぎ伸びフランジ性が低下してしまう。
Cr: 0.01-1.0% and / or Mo: 0.01-1.0%
These elements are useful elements for increasing the precipitation strengthening amount while suppressing deterioration of stretch flangeability by precipitating as fine carbides instead of cementite. Addition of less than 0.01% of each element cannot effectively exert the above-described effect, while addition of more than 1.0% of each element results in excessive precipitation strengthening and high martensite hardness. It will become too long and flangeability will fall.
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、および／または、Ｎｉ：０．０５〜１．０％
これらの元素は、セメンタイトの成長を抑制することで、適度に微細なセメンタイトが得られやすくなり、伸びと伸びフランジ性のバランスを改善するのに有用な元素である。各元素とも０．０５％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも１．０％を超える添加では焼入れ時にオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。
Cu: 0.05 to 1.0% and / or Ni: 0.05 to 1.0%
These elements are elements useful for improving the balance between elongation and stretch flangeability because it becomes easy to obtain moderately fine cementite by suppressing the growth of cementite. When less than 0.05% of each element is added, the above-described effects cannot be exhibited effectively. On the other hand, when more than 1.0% of each element is added, austenite remains at the time of quenching, and stretch flangeability is deteriorated. .
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および／または、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも０．０００５％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。
Ca: 0.0005 to 0.01% and / or Mg: 0.0005 to 0.01%
These elements are useful elements for improving stretch flangeability by miniaturizing inclusions and reducing the starting point of fracture. If less than 0.0005% of each element is added, the above effect cannot be exhibited effectively. On the other hand, if more than 0.01% of each element is added, inclusions are coarsened and stretch flangeability is lowered. To do.
次に、本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。 Next, the preferable manufacturing method for obtaining this invention steel plate is demonstrated below.
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行なう。熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ３点以上に設定し、適宜冷却を行った後、４５０〜７００℃の範囲で巻き取る。熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率は３０％程度以上とするのがよい。
[Preferred production method of the steel sheet of the present invention]
In order to manufacture the cold-rolled steel sheet as described above, first, steel having the above composition is melted and hot rolled after being formed into a slab by ingot forming or continuous casting. As hot rolling conditions, the finishing temperature of finish rolling is set to Ar 3 point or higher, and after appropriate cooling, winding is performed in a range of 450 to 700 ° C. After hot rolling is completed, pickling is performed and then cold rolling is performed. The cold rolling rate is preferably about 30% or more.
そして、上記冷間圧延後、引き続き、２回焼鈍を繰り返し、さらに焼戻しを行う。 Then, after the cold rolling, the annealing is repeated twice and further tempering is performed.
［１回目の焼鈍条件］
１回目の焼鈍条件としては、焼鈍加熱温度：１１００〜１２００℃に加熱し、焼鈍保持時間：１０ｓ超、３６００ｓ以下保持した後、２００℃以下まで冷却する。なお、冷却速度には特に制約はなく、その冷却手段は任意である。
[First annealing condition]
As annealing conditions for the first time, an annealing heating temperature is heated to 1100 to 1200 ° C., an annealing holding time is maintained for more than 10 seconds and 3600 seconds or less, and then cooled to 200 ° C. or less. In addition, there is no restriction | limiting in particular in a cooling rate, The cooling means is arbitrary.
＜焼鈍加熱温度：１１００〜１２００℃に加熱し、焼鈍保持時間：１０ｓ超、３６００ｓ以下＞
焼鈍加熱により、冷間圧延で伸張した介在物（特にＭｎＳ介在物）を球状化するためである。焼鈍加熱温度が１１００℃未満、または、焼鈍保持時間が１０ｓ以下では、介在物の形状変化が不十分となり、アスペクト比２以下の介在物の存在数を十分に低減できなくなり、一方、焼鈍加熱温度が１２００℃超、または、焼鈍保持時間が３６００ｓ超になると、酸化性雰囲気下で加熱を行う工業炉内では、鋼板表面への酸化スケールの発生や鋼板表面の脱炭が顕著となるため好ましくない。
<Annealing heating temperature: heated to 1100 to 1200 ° C., annealing holding time: more than 10 s, 3600 s or less>
This is because the inclusions (particularly MnS inclusions) elongated by cold rolling are spheroidized by annealing. When the annealing heating temperature is less than 1100 ° C. or the annealing holding time is 10 s or less, the shape change of inclusions becomes insufficient, and the number of inclusions having an aspect ratio of 2 or less cannot be sufficiently reduced. If the temperature exceeds 1200 ° C. or the annealing holding time exceeds 3600 s, it is not preferable because the generation of oxide scale on the steel sheet surface and the decarburization of the steel sheet surface become remarkable in an industrial furnace where heating is performed in an oxidizing atmosphere. .
［２回目の焼鈍条件］
２回目の焼鈍条件としては、焼鈍加熱温度：［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］〜１０００℃に加熱し、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで ５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するか、または、焼鈍加熱温度から、焼鈍加熱温度未満で６００℃以上の温度（第１冷却終了温度）まで１℃／ｓ以上の冷却速度（第１冷却速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の温度（第２冷却終了温度）まで５０℃／ｓ以下の冷却速度（第２冷却速度）で急冷するのがよい。
[Second annealing condition]
As annealing conditions for the second time, after heating to an annealing heating temperature: [(Ac1 + Ac3) / 2] to 1000 ° C. and holding an annealing holding time: 3600 s or less, from the annealing heating temperature to a temperature directly below the Ms point 50 ° C. / Cool rapidly at a cooling rate of s or more, or from an annealing heating temperature to a temperature of 600 ° C. or more (first cooling end temperature) below the annealing heating temperature at a cooling rate (first cooling rate) of 1 ° C./s or more. After slow cooling, it is preferable to rapidly cool to a temperature below the Ms point (second cooling end temperature) at a cooling rate (second cooling rate) of 50 ° C./s or less.
＜焼鈍加熱温度：［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］〜１０００℃、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下＞
焼鈍加熱時に十分にオーステナイトに変態させ、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの面積率を５０％以上確保するためである。
焼鈍加熱温度が［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］℃未満では、焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの量が減少して面積率５０％以上を確保できなくなり、一方、１０００℃を超えると、オーステナイト組織が粗大化して鋼板の曲げ性や靭性が劣化するとともに、焼鈍設備の劣化をもたらすため好ましくない。
<Annealing heating temperature: [(Ac1 + Ac3) / 2] to 1000 ° C., annealing holding time: 3600 s or less>
This is because the area ratio of martensite that is sufficiently transformed into austenite during annealing and is transformed from austenite during subsequent cooling is secured by 50% or more.
When the annealing heating temperature is less than [(Ac1 + Ac3) / 2] ° C., the amount of transformation to austenite is insufficient during annealing heating, so that the amount of martensite transformed from austenite during subsequent cooling is reduced, resulting in an area ratio of 50%. On the other hand, when the temperature exceeds 1000 ° C., the austenite structure becomes coarse and the bendability and toughness of the steel sheet deteriorate, and the annealing equipment deteriorates.
また、焼鈍保持時間が３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。 Further, if the annealing holding time exceeds 3600 s, productivity is extremely deteriorated, which is not preferable.
＜Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷＞
冷却中にオーステナイトからフェライトやベイナイト組織が形成されることを抑制し、マルテンサイト組織を得るためである。
<Rapid cooling at a cooling rate of 50 ° C./s or higher to a temperature below Ms>
This is because a martensite structure is obtained by suppressing the formation of a ferrite or bainite structure from austenite during cooling.
Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、ベイナイトが形成されるようになり、鋼板の強度が確保できなくなる。 When the rapid cooling is finished at a temperature higher than the Ms point or when the cooling rate is less than 50 ° C./s, bainite is formed, and the strength of the steel sheet cannot be secured.
＜加熱温度未満で６００℃以上の温度まで１℃／ｓ以上の冷却速度で徐冷＞
面積率で５０％未満のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。
<Slow cooling at a cooling rate of 1 ° C./s or higher to a temperature of 600 ° C. or higher below the heating temperature>
This is because by forming a ferrite structure having an area ratio of less than 50%, the elongation can be improved while the stretch flangeability is secured.
６００℃未満の温度または１℃／ｓ未満の冷却速度ではフェライトの形成が過剰となりマルテンサイトが面積率が不足し、強度と伸びフランジ性が確保できなくなる。 When the temperature is less than 600 ° C. or the cooling rate is less than 1 ° C./s, the formation of ferrite becomes excessive and the martensite has insufficient area ratio, so that the strength and stretch flangeability cannot be ensured.
［焼戻し条件］
焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から１段目の焼戻し加熱温度：３２５〜３７５℃まで、１００〜３２５℃の間を５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、１段目の焼戻し保持時間：５０ｓ以上保持した後、さらに、２段目の焼戻し加熱温度Ｔ：４００℃以上まで加熱し、２段目の焼戻し保持時間ｔ（ｓ）が、Ｐｔ＝（Ｔ＋２７３）・［ｌｏｇ（ｔ）＋１７］＞１３６００、かつ、Ｐｇ＝ｅｘｐ［−９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔ＜０．９×１０−３となる条件で保持した後、冷却すればよい。なお、２段目の保持中に温度Ｔを変化させる場合は、下記式（４）を用いればよい。
As the tempering conditions, from the temperature after the annealing cooling to the first stage tempering heating temperature: 325 to 375 ° C., between 100 to 325 ° C. is heated at an average heating rate of 5 ° C./s or more. Tempering holding time: After holding for 50 s or more, the second tempering heating temperature T: further heated to 400 ° C. or more, and the second tempering holding time t (s) is Pt = (T + 273) · [log ( t) +17]> 13600 and Pg = exp [−9649 / (T + 273)] × t <0.9 × 10 −3 . In addition, what is necessary is just to use following formula (4), when changing temperature T during holding | maintenance of a 2nd step | paragraph.
マルテンサイトからのセメンタイトの析出が最も速くなる温度域である３５０℃付近で保持してマルテンサイト組織中に均一にセメンタイト粒子を析出させた後、より高い温度域に加熱・保持することで、セメンタイト粒子を適切なサイズに成長させることができるためである。 Cementite particles are uniformly precipitated in the martensite structure by holding at around 350 ° C, which is the temperature range where the precipitation of cementite from martensite is the fastest, and then heated and held at a higher temperature range, so that cementite This is because the particles can be grown to an appropriate size.
＜１段目の焼戻し加熱温度：３２５〜３７５℃まで、１００〜３２５℃の間を５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱＞
１段目の焼戻し加熱温度が３２５℃未満もしくは３７５℃超え、または、１００〜３２５℃の間の平均加熱速度が５℃／ｓ未満の場合は、マルテンサイト中にセメンタイト粒子の析出が不均一に起こるため、その後の２段目の加熱・保持中における成長により、粗大なセメンタイト粒子の割合が増加し、伸びフランジ性が得られなくなる。
<First tempering heating temperature: Heating between 325 and 375 ° C., between 100 and 325 ° C. at an average heating rate of 5 ° C./s or more>
When the first-stage tempering heating temperature is less than 325 ° C or more than 375 ° C, or the average heating rate between 100 to 325 ° C is less than 5 ° C / s, the precipitation of cementite particles in the martensite is uneven. As a result, the ratio of coarse cementite particles increases due to subsequent growth during heating and holding in the second stage, and stretch flangeability cannot be obtained.
＜２段目の焼戻し加熱温度Ｔ：４００℃以上まで加熱し、２段目の焼戻し保持時間ｔ（ｓ）が、Ｐｔ＝（Ｔ＋２７３）・［ｌｏｇ（ｔ）＋１７］＞１３６００、かつ、Ｐｇ＝ｅｘｐ［−９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔ＜０．９×１０−３となる条件で保持＞
ここで、Ｐｔ＝（Ｔ＋２７３）・［ｌｏｇ（ｔ）＋１７］は、金属学会編：鉄鋼材料講座・現代の金属学 材料編 ４、ｐ．５０に記載の焼戻しマルテンサイトの硬さを規定するパラメータである。また、Ｐｇ＝ｅｘｐ［−９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔは、杉本孝一ら：材料組織学［朝倉書店出版］、ｐ１０６の 式（４．１８）に記載の析出物の粒成長モデルを元に変数の設定および簡略化を行った、析出物としてのセメンタイト粒子のサイズを規定するパラメータである。
<Second-stage tempering heating temperature T: heated to 400 ° C. or higher, second-stage tempering holding time t (s) is Pt = (T + 273) · [log (t) +17]> 13600, and Pg = exp [−9649 / (T + 273)] × t <held under the condition of 0.9 × 10 −3 >
Here, Pt = (T + 273) · [log (t) +17] is edited by the Japan Institute of Metals: Iron and Steel Materials Course, Modern Metallurgy Materials, 4, p. 50 is a parameter that defines the hardness of the tempered martensite according to 50. Pg = exp [−9649 / (T + 273)] × t is based on the grain growth model of precipitates described in the formula (4.18) of Koichi Sugimoto et al .: Material Histology [Asakura Shoten Publishing], p106. It is a parameter that defines the size of cementite particles as precipitates, with variables set and simplified.
２段目の焼戻し加熱温度Ｔを４００℃未満とすると、セメンタイト粒子を十分なサイズに成長させるために必要な保持時間ｔが長くなりすぎる。 If the second-stage tempering heating temperature T is less than 400 ° C., the holding time t required for growing the cementite particles to a sufficient size becomes too long.
Ｐｔ＝（Ｔ＋２７３）・［ｌｏｇ（ｔ）＋１７］≦１３６００では、マルテンサイトの硬さが十分に低下せず、伸びフランジ性が得られない。 When Pt = (T + 273) · [log (t) +17] ≦ 13600, the hardness of martensite is not sufficiently lowered, and stretch flangeability cannot be obtained.
Ｐｇ＝ｅｘｐ［−９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔ≧０．９×１０−３では、セメンタイト粒子が粗大化し、０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の数が多くなりすぎるため、やはり伸びフランジ性が確保できなくなる。 When Pg = exp [−9649 / (T + 273)] × t ≧ 0.9 × 10 −3 , the cementite particles are coarsened, and the number of cementite particles of 0.1 μm or more is excessively increased. become unable.
下記表１に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。
これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、熱間圧延で厚さ３．２ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．６ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表２に示す条件にて熱処理を施した。
This was hot rolled to a thickness of 25 mm, and then hot rolled again to a thickness of 3.2 mm. After pickling this, it cold-rolled to 1.6 mm in thickness to make a test material, and heat-treated on the conditions shown in Table 2.
熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための最良の形態］の項で説明した測定方法により、マルテンサイトの面積率およびその硬さ、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数、ならびに、介在物のアスペクト比およびその存在数を測定した。 For each steel plate after the heat treatment, the area ratio of martensite and its hardness, the size and number of cementite particles, and the number of intervening layers are measured according to the measurement method described in the above [Best Mode for Carrying Out the Invention]. The aspect ratio of the objects and the number of them were measured.
また、上記各鋼板について、引張強度ＴＳおよび伸びフランジ性λを測定した。なお、引張強度ＴＳは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行った。また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。 Moreover, about each said steel plate, tensile strength TS and stretch flangeability (lambda) were measured. The tensile strength TS was measured in accordance with JIS Z 2241 by preparing a No. 5 test piece described in JIS Z 2201 with the long axis perpendicular to the rolling direction. Moreover, stretch flangeability (lambda) performed the hole expansion test according to the iron continuous standard JFST1001, and measured the hole expansion rate, and made this the stretch flangeability.
測定結果を表３に示す。 Table 3 shows the measurement results.
同表に示すように、発明例である鋼Ｎｏ．１、２、５、８、１１、１２、１４〜１８、２９は、いずれも、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上で、かつ、伸びフランジ性（穴広げ率）λが１２５％以上を満足し、上記［背景技術］の項で述べた要望レベルを満足する、引張強度と伸びフランジ性を兼備した高強度冷延鋼板が得られた。 As shown in the table, Steel No. 1, 2, 5, 8, 11, 12, 14 to 18, 29 all satisfy the tensile strength TS of 980 MPa or more and the stretch flangeability (hole expansion ratio) λ of 125% or more. A high-strength cold-rolled steel sheet having both tensile strength and stretch flangeability that satisfies the desired level described in the section of “Background Art” was obtained.
これに対して、比較例である鋼Ｎｏ．３、４、６、７、９、１０、１３、１９〜２８は、少なくともいずれかの特性が劣っている。 On the other hand, steel No. which is a comparative example. 3, 4, 6, 7, 9, 10, 13, 19 to 28 are inferior in at least any of the characteristics.
すなわち、鋼Ｎｏ．３は、Ｓ含有量が高すぎることにより、介在物の数が多くなりすぎるため、引張強度は優れているものの、伸びフランジ性は劣っている。 That is, Steel No. In No. 3, since the S content is too high, the number of inclusions becomes too large, so that the tensile strength is excellent, but the stretch flangeability is inferior.
また、鋼Ｎｏ．４は、マルテンサイト面積率が５０％未満のため、引張強度、伸びフランジ性とも劣っている。 Steel No. No. 4 has inferior tensile strength and stretch flangeability because the martensite area ratio is less than 50%.
また、鋼Ｎｏ．６は、Ｃ含有量が高すぎることにより、マルテンサイトの面積率は５０％以上あるが、粗大化したセメンタイト粒子が多くなりすぎるため、引張強度には優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。 Steel No. No. 6, because the C content is too high, the martensite area ratio is 50% or more, but because there are too many coarse cementite particles, the tensile strength is excellent, but the stretch flangeability is poor. Yes.
また、鋼Ｎｏ．７は、Ｓｉ含有量が低すぎることにより、マルテンサイトの面積率は５０％以上あるが、粗大化したセメンタイト粒子が多くなりすぎるため、引張強度には優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。 Steel No. No. 7, because the Si content is too low, the martensite area ratio is 50% or more, but since the coarsened cementite particles are too large, the tensile strength is excellent, but the stretch flangeability is inferior. Yes.
また、鋼Ｎｏ．９は、マルテンサイトの面積率は５０％以上あるが、その硬さが高すぎるため、引張強度は優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。 Steel No. No. 9 has an area ratio of martensite of 50% or more, but because its hardness is too high, the tensile strength is excellent, but the stretch flangeability is inferior.
また、鋼Ｎｏ．１０は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、セメンタイト粒子が粗大化し、引張強度と伸びは優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。 Steel No. No. 10, since the Mn content is too low, the cementite particles are coarsened and the tensile strength and elongation are excellent, but the stretch flangeability is inferior.
また、鋼Ｎｏ．１３は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、焼入れ時（焼鈍加熱後の冷却時）にオーステナイトが残留するため、引張強度は優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。 Steel No. In No. 13, since the austenite remains at the time of quenching (during cooling after annealing) due to the Mn content being too high, the stretch flangeability is inferior although the tensile strength is excellent.
また、鋼Ｎｏ．１９〜２１は、１回目の焼鈍時における加熱温度および／または保持時間が不足していることにより、アスペクト比２以上の介在物数が十分に減少せず、引張強度は優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。 Steel No. Nos. 19 to 21 are insufficient in the number of inclusions having an aspect ratio of 2 or more due to insufficient heating temperature and / or holding time during the first annealing, and although the tensile strength is excellent, the elongation is Flangeability is inferior.
また、鋼Ｎｏ．２２〜２８は、２回目の焼鈍条件または焼戻し条件が推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する要件のうち少なくとも一つを満たさず、少なくとも伸びフランジ性が劣っている。 Steel No. Nos. 22 to 28 do not satisfy at least one of the requirements for defining the structure of the present invention because the second annealing condition or tempering condition is out of the recommended range, and at least the stretch flangeability is inferior.
ここで、表３に示すデータのうち、鋼の成分組成とマトリックス組織の構成が本発明の規定範囲を満たす鋼Ｎｏ．のデータを用いて、以下の解析を試みた。 Here, among the data shown in Table 3, steel No. 1 in which the composition of the steel and the structure of the matrix structure satisfy the specified range of the present invention. The following analysis was attempted using the above data.
まず、伸びフランジ性（穴広げ率）λに及ぼすセメンタイト粒子数および介在物数の影響度合いについて整理した結果、図１〜３が得られた。 First, as a result of arranging the degree of influence of the number of cementite particles and the number of inclusions on the stretch flangeability (hole expansion ratio) λ, FIGS. 1 to 3 were obtained.
図１に示すように、伸びフランジ性（穴広げ率）λは、円相当直径０．１μｍ以上の粗大なセメンタイト粒子数の増加に伴って、ほぼ直線的に低下し、λ≧１２５％を確保するには、該粗大セメンタイト粒子数を２．３個／μｍ２以下にする必要があることがわかる。 As shown in FIG. 1, the stretch flangeability (hole expansion ratio) λ decreases almost linearly with the increase in the number of coarse cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or more, and λ ≧ 125% is secured. In order to achieve this, the number of coarse cementite particles needs to be 2.3 particles / μm 2 or less.
また、図２に示すように、伸びフランジ性（穴広げ率）λは、アスペクト比が２以上の細長形状の介在物数の増加に伴って、ほぼ直線的に低下し、λ≧１２５％を確保するには、該細長形状介在物数を２００個／ｍｍ２以下にする必要があることがわかる。 Further, as shown in FIG. 2, the stretch flangeability (hole expansion ratio) λ decreases almost linearly as the number of elongated inclusions having an aspect ratio of 2 or more increases, and λ ≧ 125%. It can be seen that the number of elongated inclusions needs to be 200 pieces / mm 2 or less in order to ensure.
なお、図３に示すように、伸びフランジ性（穴広げ率）λと全介在物数とは明りょうな相関関係は見られなかった。 As shown in FIG. 3, there was no clear correlation between stretch flangeability (hole expansion ratio) λ and the total number of inclusions.
そこで、本発明における、アスペクト比が２以上の細長形状の介在物数と、円相当直径０．１μｍ以上の粗大なセメンタイト粒子数との組合せの適正範囲を確認するため、これら２つのパラメータを縦軸および横軸とするグラフ上に発明例と比較例のデータをプロットしたものを、図４に示す。同図より、本発明は、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子が２．３個／μｍ２以下で、かつ、アスペクト比２．０以上の介在物が２００個／ｍｍ２以下を満たす必要があることが明らかである。 Therefore, in order to confirm the appropriate range of the combination of the number of elongated inclusions having an aspect ratio of 2 or more and the number of coarse cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or more in the present invention, these two parameters are FIG. 4 shows a plot of the data of the inventive example and the comparative example on a graph with the axis and the horizontal axis. From the figure, the present invention requires that the number of cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or more is 2.3 particles / μm 2 or less and the inclusion having an aspect ratio of 2.0 or more satisfies 200 particles / mm 2 or less. It is clear that there is.
ちなみに、発明例（鋼Ｎｏ．１）と比較例（鋼Ｎｏ．２３）の、マルテンサイト組織中におけるセメンタイト粒子の分布状態を図５に例示する。同図はＳＥＭ観察の結果であり、白い部分がセメンタイト粒子である。同図から明らかなように、発明例では、微細なセメンタイト粒子が均一に分散し、粗大化したセメンタイト粒子はほとんど見られないのに対して、比較例では、粗大化したセメンタイト粒子が多数存在しているのが認められる。 Incidentally, the distribution state of cementite particles in the martensite structure of the inventive example (steel No. 1) and the comparative example (steel No. 23) is illustrated in FIG. This figure is the result of SEM observation, and the white part is cementite particles. As is clear from the figure, in the inventive example, fine cementite particles are uniformly dispersed and coarsened cementite particles are hardly seen, whereas in the comparative example, there are many coarsened cementite particles. Is recognized.
また、発明例（鋼Ｎｏ．１）と比較例（鋼Ｎｏ．１９）の、マトリックス組織中における介在物の存在形態を図６に例示する。同図は光学顕微鏡による観察の結果であり、黒い部分が介在物である。同図から明らかなように、発明例では、ほとんどの介在物が球状化しているのに対し、比較例では、多くの介在物が細長形状をしているのが認められる。
Claims (4)
Ｃ：０．０３〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００２％超、０．０１％未満、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜１．００％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
硬さ３８０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子が、該焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２．３個以下であり、
全組織中に存在する、アスペクト比２．０以上の介在物が、１ｍｍ２当たり２００個以下である
ことを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。 % By mass (hereinafter the same for chemical components)
C: 0.03 to 0.30%,
Si: 0.5-3.0%
Mn: 0.1 to 5.0%,
P: 0.1% or less,
S: more than 0.002%, less than 0.01%,
N: 0.01% or less,
Al: 0.01 to 1.00%
And the remainder has a component composition consisting of iron and inevitable impurities,
Tempered martensite having a hardness of 380 Hv or less contains 50% or more (including 100%) in area ratio, and the balance has a structure made of ferrite,
The cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or more present in the tempered martensite are 2.3 or less per 1 μm 2 of the tempered martensite,
A high-strength cold-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability, characterized in that the number of inclusions having an aspect ratio of 2.0 or more present in the entire structure is 200 or less per 1 mm 2 .
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、および／または
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
を含むものである請求項１に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。 Ingredient composition further
Cr: 0.01-1.0% and / or Mo: 0.01-1.0%
The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability according to claim 1.
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、および／または
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
を含むものである請求項１または２に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。 Ingredient composition further
Cu: 0.05-1.0% and / or Ni: 0.05-1.0%
The high-strength cold-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability according to claim 1 or 2.
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および／または
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。 Furthermore,
Ca: 0.0005 to 0.01% and / or Mg: 0.0005 to 0.01%
The high-strength cold-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability according to any one of claims 1 to 3.
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|---|---|---|---|---|
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Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011052295A (en) * | 2009-09-03 | 2011-03-17 | Kobe Steel Ltd | High-strength cold-rolled steel sheet superior in balance between elongation and formability for extension flange |
| EP2530179A4 (en) * | 2010-01-26 | 2017-05-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet, and process for production thereof |
| WO2016001704A1 (en) * | 2014-07-03 | 2016-01-07 | Arcelormittal | Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained |
| WO2016001899A1 (en) * | 2014-07-03 | 2016-01-07 | Arcelormittal | Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained |
| US11149325B2 (en) | 2014-07-03 | 2021-10-19 | Arcelormittal | Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained |
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